WO2019187124A1 - 溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板 - Google Patents

溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板 Download PDF

Info

Publication number
WO2019187124A1
WO2019187124A1 PCT/JP2018/013915 JP2018013915W WO2019187124A1 WO 2019187124 A1 WO2019187124 A1 WO 2019187124A1 JP 2018013915 W JP2018013915 W JP 2018013915W WO 2019187124 A1 WO2019187124 A1 WO 2019187124A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
steel sheet
less
hot
γgb
temperature
Prior art date
Application number
PCT/JP2018/013915
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
純 芳賀
幸一 佐野
林　宏太郎
邦夫 林
正春 亀田
上西　朗弘
裕之 川田
Original Assignee
日本製鉄株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 日本製鉄株式会社 filed Critical 日本製鉄株式会社
Priority to CN201880088680.3A priority Critical patent/CN111684096B/zh
Priority to PCT/JP2018/013915 priority patent/WO2019187124A1/ja
Priority to KR1020207027470A priority patent/KR102477508B1/ko
Priority to US17/043,267 priority patent/US11225701B2/en
Priority to MX2020010255A priority patent/MX2020010255A/es
Priority to JP2018537559A priority patent/JP6421903B1/ja
Publication of WO2019187124A1 publication Critical patent/WO2019187124A1/ja

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B32—LAYERED PRODUCTS
    • B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
    • B32B15/00—Layered products comprising a layer of metal
    • B32B15/01—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic
    • B32B15/013—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic one layer being formed of an iron alloy or steel, another layer being formed of a metal other than iron or aluminium
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B32—LAYERED PRODUCTS
    • B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
    • B32B15/00—Layered products comprising a layer of metal
    • B32B15/04—Layered products comprising a layer of metal comprising metal as the main or only constituent of a layer, which is next to another layer of the same or of a different material
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B32—LAYERED PRODUCTS
    • B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
    • B32B15/00—Layered products comprising a layer of metal
    • B32B15/04—Layered products comprising a layer of metal comprising metal as the main or only constituent of a layer, which is next to another layer of the same or of a different material
    • B32B15/043—Layered products comprising a layer of metal comprising metal as the main or only constituent of a layer, which is next to another layer of the same or of a different material of metal
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B32—LAYERED PRODUCTS
    • B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
    • B32B15/00—Layered products comprising a layer of metal
    • B32B15/18—Layered products comprising a layer of metal comprising iron or steel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • 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
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/005—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • 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
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • 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
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • 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
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • 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
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0231—Warm rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • 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
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • 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
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • 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
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0268—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment between cold rolling steps
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • 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
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/20—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • 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
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • 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
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/022—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by heating
    • C23C2/0224—Two or more thermal pretreatments
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • 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
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • 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
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • 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
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
    • C23C2/29—Cooling or quenching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • 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
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
    • C23C2/36—Elongated material
    • C23C2/40—Plates; Strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • 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
    • C23C28/00—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D
    • C23C28/02—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D only coatings only including layers of metallic material
    • C23C28/023—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D only coatings only including layers of metallic material only coatings of metal elements only
    • C23C28/025—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D only coatings only including layers of metallic material only coatings of metal elements only with at least one zinc-based layer
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • 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
    • C23C28/00—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D
    • C23C28/30—Coatings combining at least one metallic layer and at least one inorganic non-metallic layer
    • C23C28/32—Coatings combining at least one metallic layer and at least one inorganic non-metallic layer including at least one pure metallic layer
    • C23C28/322—Coatings combining at least one metallic layer and at least one inorganic non-metallic layer including at least one pure metallic layer only coatings of metal elements only
    • C23C28/3225—Coatings combining at least one metallic layer and at least one inorganic non-metallic layer including at least one pure metallic layer only coatings of metal elements only with at least one zinc-based layer
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • 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
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • 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
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • 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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • 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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
    • Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
    • Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
    • Y10T428/12—All metal or with adjacent metals
    • Y10T428/12493—Composite; i.e., plural, adjacent, spatially distinct metal components [e.g., layers, joint, etc.]
    • Y10T428/12771—Transition metal-base component
    • Y10T428/12785—Group IIB metal-base component
    • Y10T428/12792—Zn-base component
    • Y10T428/12799—Next to Fe-base component [e.g., galvanized]
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
    • Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
    • Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
    • Y10T428/12—All metal or with adjacent metals
    • Y10T428/12493—Composite; i.e., plural, adjacent, spatially distinct metal components [e.g., layers, joint, etc.]
    • Y10T428/12771—Transition metal-base component
    • Y10T428/12861—Group VIII or IB metal-base component
    • Y10T428/12951—Fe-base component
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
    • Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
    • Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
    • Y10T428/12—All metal or with adjacent metals
    • Y10T428/12493—Composite; i.e., plural, adjacent, spatially distinct metal components [e.g., layers, joint, etc.]
    • Y10T428/12771—Transition metal-base component
    • Y10T428/12861—Group VIII or IB metal-base component
    • Y10T428/12951—Fe-base component
    • Y10T428/12958—Next to Fe-base component
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
    • Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
    • Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
    • Y10T428/12—All metal or with adjacent metals
    • Y10T428/12493—Composite; i.e., plural, adjacent, spatially distinct metal components [e.g., layers, joint, etc.]
    • Y10T428/12771—Transition metal-base component
    • Y10T428/12861—Group VIII or IB metal-base component
    • Y10T428/12951—Fe-base component
    • Y10T428/12958—Next to Fe-base component
    • Y10T428/12965—Both containing 0.01-1.7% carbon [i.e., steel]
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
    • Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
    • Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
    • Y10T428/12—All metal or with adjacent metals
    • Y10T428/12493—Composite; i.e., plural, adjacent, spatially distinct metal components [e.g., layers, joint, etc.]
    • Y10T428/12771—Transition metal-base component
    • Y10T428/12861—Group VIII or IB metal-base component
    • Y10T428/12951—Fe-base component
    • Y10T428/12972—Containing 0.01-1.7% carbon [i.e., steel]
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
    • Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
    • Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
    • Y10T428/12—All metal or with adjacent metals
    • Y10T428/12493—Composite; i.e., plural, adjacent, spatially distinct metal components [e.g., layers, joint, etc.]
    • Y10T428/12771—Transition metal-base component
    • Y10T428/12861—Group VIII or IB metal-base component
    • Y10T428/12951—Fe-base component
    • Y10T428/12972—Containing 0.01-1.7% carbon [i.e., steel]
    • Y10T428/12979—Containing more than 10% nonferrous elements [e.g., high alloy, stainless]

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength hot-dip galvanized steel sheet and high-strength galvanized steel sheet suitable for press forming, and in particular, high-strength hot-dip galvanized steel sheet and high-strength alloyed hot-dip galvanized steel excellent in ductility and low-temperature impact properties. It relates to steel plates.
  • the thin steel sheet for automobiles is also required to have excellent uniform ductility and local ductility.
  • the steel sheet in order to improve the collision safety performance of automobiles, the steel sheet needs to have excellent shock absorption. From the viewpoint of impact absorption, the steel sheet for automobiles needs to be excellent in local ductility in order to suppress cracking during impact load loading in addition to higher strength.
  • the steel sheet for automobiles has high strength for reducing the weight of the vehicle body and improving collision safety, high uniform ductility for improving formability, and improving formability and improving collision safety. Therefore, high local ductility is required. Furthermore, in order to ensure the collision safety even in a low temperature environment, the steel sheet for automobiles is also required to have excellent low temperature impact characteristics.
  • a method for improving the ductility of a high-tensile cold-rolled steel sheet a method in which retained austenite is contained in a metal structure has been proposed.
  • a steel sheet containing residual austenite exhibits a large elongation due to transformation-induced plasticity (TRIP) expressed by transformation of austenite to martensite during processing.
  • TRIP transformation-induced plasticity
  • Patent Documents 1 and 2 a steel sheet containing Si and Mn is annealed by heating to a ferrite-austenite two-phase region or an austenite single-phase region, and then cooled, and then held at 350 to 500 ° C.
  • a manufacturing method of a high-strength cold-rolled steel sheet is disclosed in which austenite treatment is performed to stabilize austenite. According to these production methods, strength and ductility can be improved in a balanced manner in a cold-rolled steel sheet.
  • Patent Document 3 by containing Si and Mn at a certain ratio or more with respect to the C amount, the transformation of austenite during alloying treatment is suppressed, and a metal structure in which residual austenite is mixed in ferrite is formed.
  • a method for producing an alloyed hot-dip galvanized steel sheet is disclosed.
  • Patent Document 4 discloses a high-tensile melt excellent in ductility, stretch flangeability, and fatigue resistance, in which retained austenite and low-temperature transformation product phase are dispersed in ferrite and tempered martensite having an average crystal grain size of 10 ⁇ m or less.
  • a galvanized steel sheet is disclosed. It is disclosed that tempered martensite is an effective phase for improving stretch flangeability and fatigue resistance characteristics, and that the above characteristics are further improved when the tempered martensite is refined.
  • JP 61-157625 A Japanese Patent Laid-Open No. Sho 61-217529 Japanese Patent Application Laid-Open No. 11-296991 JP 2001-192768 A
  • Patent Document 3 no consideration is given to the deterioration of local ductility and low-temperature impact characteristics, which are problematic in steel sheets in which retained austenite is mixed in the metal structure.
  • Patent Document 4 in order to obtain a metal structure containing tempered martensite and retained austenite, primary heat treatment for generating martensite, tempering martensite, and further, secondary heat treatment for obtaining retained austenite. Therefore, the productivity of the steel sheet manufacturing method of Patent Document 4 is significantly low. Moreover, in the manufacturing method of the steel plate of patent document 4, since secondary heat processing are performed at the high temperature of Ac 1 point or more, tempered martensite becomes soft too much and it is difficult to obtain high intensity
  • the present invention provides a hot dip galvanized steel sheet and an alloyed hot dip galvanized steel sheet that are improved in all of uniform ductility and local ductility, low temperature impact properties, yield strength and tensile strength, and
  • An object is to provide an alloyed hot-dip galvanized steel sheet.
  • the present inventors diligently studied a method for solving the above problems. As a result, the following findings (A) to (D) were obtained.
  • the present inventors Based on the knowledge of (A) to (D), the present inventors applied temper rolling to the hot dip galvanized steel sheet or the alloyed hot dip galvanized steel sheet, and then reheated by two-stage heating. If treated, it has a metal structure containing retained austenite with high C concentration and tempered martensite, excellent in uniform ductility, local ductility, and low temperature impact properties, and also has high yield strength and tensile strength. It has been found that galvanized steel sheets and galvannealed steel sheets can be manufactured.
  • steel plate includes “steel strip”.
  • a hot-dip galvanized steel sheet having a hot-dip galvanized layer on the surface of the steel sheet wherein the composition of the steel sheet is C: 0.03 to 0.70%, Si: 0.25 to 2 in mass%. .50%, Mn: 1.00 to 5.00%, P: 0.0005 to 0.100%, S: 0.010% or less, sol.
  • the composition of the steel sheet is, by mass%, B: 0.0002 to 0.0200%, Ti: 0.001 to 0.30%, Nb: 0.001 to 0.30%, V: 0 0.001 to 0.30%, Cr: 0.001 to 2.00%, Mo: 0.001 to 2.00%, Cu: 0.001 to 2.00%, Ni: 0.001 to 2.00 %, Ca: 0.0001 to 0.010%, Mg: 0.0001 to 0.010%, REM: 0.0001 to 0.10%, and Bi: 0.0001 to 0.050% (1)
  • B 0.0002 to 0.0200%
  • Nb 0.001 to 0.30%
  • V 0 0.001 to 0.30%
  • Cr 0.001 to 2.00%
  • Mo 0.001 to 2.00%
  • Cu 0.001 to 2.00%
  • Mg 0.0001 to 0.010%
  • REM 0.0001 to 0.10%
  • Bi
  • the B content is 0.0002% or more, and the amount of B segregation (number of atoms / nm 2 ) at the prior austenite grain boundaries in the metal structure of the steel sheet: [B] ⁇ gb And the ratio of P segregation (number of atoms / nm 2 ): [P] ⁇ gb : [B] ⁇ gb / [P] ⁇ gb is 4.0 or more, wherein (1) or (2) Hot dip galvanized steel sheet.
  • the annealing step for heating and annealing in the zone, the annealing step, the raw steel plate is cooled to 500 ° C. or less by setting the average cooling rate in the temperature range of 650 to 500 ° C. to 2 ° C./second or more and less than 100 ° C./second.
  • the average cooling rate in the temperature range from the plating temperature to 300 ° C is set to 2 ° C / second or more after the plating step and the plating step of hot-dip galvanizing the material steel plate.
  • the temper rolling step for subjecting the raw steel sheet to temper rolling with an elongation of 0.10% or more and the temper rolling step, Average addition in the temperature range up to 300 ° C Heating to 300 ° C. with a rate of less than 10 ° C./second, then heating to a temperature range of more than 300 ° C. to 600 ° C. with an average heating rate in the temperature region exceeding 300 ° C. exceeding 10 ° C./second, and heating
  • a method for producing a hot-dip galvanized steel sheet comprising a two-stage heat treatment step for performing a heat treatment for holding at a temperature for 1 second or more.
  • the plating process for hot-dip galvanizing on the material steel sheet after the plating process, the alloying process for alloying the material steel sheet, after the alloying process, Temper rolling with an elongation rate of 0.10% or more after the second cooling step, cooling to less than 300 ° C. with the average cooling rate in the temperature range of 300 ° C. being 2 ° C./second or higher, and the second cooling step.
  • temper rolling process and temper rolling process The steel sheet is heated to 300 ° C. with an average heating rate in the temperature range up to 300 ° C. being less than 10 ° C./second, and then 300 ° C.
  • a method for producing an alloyed hot-dip galvanized steel sheet comprising a two-stage heat treatment step in which heat treatment is performed in a temperature range of ultra-600 ° C or lower and the heat temperature is maintained for 1 second or longer.
  • both uniform ductility and local ductility are good, press formability is excellent, yield strength and tensile strength are high, local ductility is good, shock absorption is excellent, and low temperature impact is achieved.
  • a hot-dip galvanized steel sheet and an alloyed hot-dip galvanized steel sheet that are also excellent in properties can be provided.
  • the steel sheet of the present invention the component composition, metal structure, and mechanical properties of the hot-dip galvanized steel sheet of the present invention and the alloyed hot-dip galvanized steel sheet (hereinafter collectively referred to as “the steel sheet of the present invention”) will be sequentially described.
  • % relating to the component composition means “% by mass”.
  • C is an element necessary for obtaining retained austenite. Furthermore, in the steel plate of this invention, it is an element which strengthens a grain boundary by segregating to a prior-austenite grain boundary. If C is less than 0.03%, it becomes difficult to obtain a metal structure containing retained austenite and tempered martensite, so C is made 0.03% or more. Preferably it is 0.10% or more, More preferably, it is 0.13% or more, More preferably, it is 0.16% or more.
  • C if C exceeds 0.70%, the weldability of the steel sheet is remarkably lowered, so C is made 0.70% or less.
  • it is 0.30% or less, More preferably, it is 0.26% or less, More preferably, it is 0.24% or less.
  • Si 0.25 to 2.50%
  • Si is an element that suppresses the precipitation of cementite and promotes the formation of retained austenite, and also suppresses excessive softening of tempered martensite and contributes to securing strength. It is.
  • Si is less than 0.25%, the effect of addition cannot be sufficiently obtained, so Si is 0.25% or more, preferably more than 0.60%, more preferably more than 1.00%, and still more preferably. 1.45% or more.
  • Si is made 2.50% or less.
  • it is 2.30% or less, More preferably, it is 2.10% or less, More preferably, it is 1.90% or less.
  • Mn contributes to improving the hardenability of steel and is an effective element for obtaining a metal structure containing retained austenite and tempered martensite. If Mn is less than 1.00%, the effect of addition cannot be sufficiently obtained, so Mn is made 1.00% or more. Preferably it is more than 1.50%, more preferably more than 2.00%, still more preferably more than 2.50%.
  • Mn 5.00%
  • Mn is made 5.00% or less.
  • Mn is 4.00% or less, More preferably, it is 3.50% or less, More preferably, it is 3.00% or less.
  • P 0.0005 to 0.100%
  • the present invention is a technique for suppressing the segregation of P to the prior austenite grain boundaries and segregating C and B, and presupposes that P remains in the steel to some extent. Therefore, it is not necessary to reduce P excessively.
  • P is reduced to less than 0.0005%, the manufacturing cost increases significantly, so P can be made 0.0005% or more. It may be 0.0010% or more.
  • P is made 0.100% or less.
  • P is less than 0.020%, More preferably, it is less than 0.015%, More preferably, it is less than 0.010%.
  • S 0.010% or less Since S forms sulfide inclusions in steel and inhibits local ductility of the steel sheet, the smaller the amount, the more preferable element. If S exceeds 0.010%, the local ductility of the steel sheet is remarkably lowered, so S is made 0.010% or less. Preferably it is 0.0050% or less, More preferably, it is 0.0012% or less.
  • the lower limit includes 0%, but if S is reduced to less than 0.0001%, the manufacturing cost increases significantly, so 0.0001% is a practical lower limit on practical steel sheets.
  • Al like Si, is an element that acts to deoxidize molten steel, and is an element that promotes the formation of retained austenite and is effective in forming a metal structure containing retained austenite and tempered martensite.
  • Al content is less than 0.001%, a sufficient deoxidation effect cannot be obtained.
  • Al is made 0.001% or more. Preferably it is 0.015% or more, More preferably, it is 0.025% or more, More preferably, it is 0.045% or more. In terms of promoting retained austenite, it is preferably 0.055% or more, more preferably 0.065% or more, and further preferably 0.075% or more.
  • Al content exceeds 2.500%, a large amount of alumina (Al 2 O 3 ) that causes surface flaws is generated, and the transformation point rises and annealing becomes difficult.
  • Al is 2.500% or less. Preferably it is less than 0.600%, more preferably less than 0.200%, still more preferably less than 0.080%.
  • N is a more preferable element because it forms nitrides that cause slab cracking during continuous casting of steel. If N exceeds 0.020%, slab cracks occur frequently, so N is made 0.020% or less. Preferably it is 0.010% or less, More preferably, it is less than 0.008%, More preferably, it is 0.005% or less.
  • the lower limit includes 0%, but if N is reduced to less than 0.0005%, the production cost increases significantly, so 0.0005% is a practical lower limit on practical steel sheets.
  • B is an element that segregates at the prior austenite grain boundaries and strengthens the grain boundaries. Both the uniform ductility and local ductility of the steel sheet of the present invention are good, the press formability is excellent, the yield strength and the tensile strength are high, the local ductility is good, the shock absorption is excellent, and the low temperature impact characteristics.
  • hot dip galvanized steel sheets and galvannealed steel sheets can be obtained without adding B, but the addition of B further increases the effect of strengthening grain boundaries, and is necessary. It can be added depending on.
  • B is an element that improves the hardenability of the steel and is effective in forming a metal structure containing retained austenite and tempered martensite. In order to obtain the effect of addition sufficiently, B is preferably 0.0002% or more. More preferably, it is 0.0005% or more, More preferably, it is 0.0010% or more.
  • B is made 0.0200% or less.
  • B is 0.0100% or less, More preferably, it is 0.0050% or less, More preferably, it is 0.0020% or less.
  • the steel sheet of the present invention may contain one or more of Ti, Nb, V, Cr, Mo, Cu, Ni, Ca, Mg, REM, and Bi in order to improve characteristics. .
  • Ti, Nb, and V are elements that refine the metal structure and contribute to improving the strength and ductility of the steel sheet.
  • Ti, Nb, and V are all preferably 0.001% or more. More preferably, Ti and Nb are 0.005% or more, V is 0.010% or more, more preferably Ti and Nb are 0.010% or more, and V is 0.020% or more.
  • Ti, Nb, and V are all preferably 0.30% or less. More preferably, Ti is less than 0.080%, Nb is less than 0.050%, V is 0.20% or less, more preferably, Ti is 0.035% or less, Nb is 0.030% or less, and V is It is less than 0.10%.
  • Cr and Mo are elements that improve the hardenability of the steel and contribute to the formation of a metal structure including retained austenite and tempered martensite.
  • both Cr and Mo are preferably 0.001% or more. More preferably, Cr is 0.100% or more, and Mo is 0.050% or more.
  • both Cr and Mo are preferably 2.00% or less. More preferably, Cr is 1.00% or less, and Mo is 0.50% or less.
  • Cu and Ni are elements that contribute to improvement in yield strength and tensile strength. In order to sufficiently obtain the effect of adding Cu and Ni, both Cu and Ni are preferably 0.001% or more. More preferably, any element is 0.010% or more.
  • both Cu and Ni are preferably 2.00% or less. More preferably, any element is 0.80% or less.
  • Ca, Mg, and REM are elements that contribute to the improvement of local ductility by controlling the shape of inclusions.
  • the content of Ca, Mg, and REM is preferably 0.0001% or more. More preferably, any element is 0.0005% or more.
  • Ca and Mg exceed 0.010%, the effect of addition is saturated and the economy is reduced, so Ca and Mg are preferably 0.010% or less. More preferably, any element is 0.002% or less.
  • the REM is preferably 0.10% or less. More preferably, it is 0.010% or less.
  • REM is a generic name for a total of 17 elements of Sc, Y, and lanthanoid. Lanthanoids are industrially added in the form of misch metal. The amount of REM is the total amount of these elements.
  • Bi is an element that contributes to the improvement of local ductility by refining the solidified structure.
  • Bi is preferably 0.0001% or more. More preferably, it is 0.0003% or more.
  • Bi is preferably 0.050% or less. More preferably, it is 0.010% or less, More preferably, it is 0.005% or less.
  • the balance of the component composition of the steel sheet of the present invention is Fe and inevitable impurities.
  • Inevitable impurities are elements that are inevitably mixed from steel raw materials (ores, scraps, etc.) and / or in the production process, and are elements that are allowed within a range that does not impair the properties of the steel sheet of the present invention.
  • % related to the tissue fraction means “volume%”.
  • the metal structure of the steel sheet of the present invention is a metal structure containing, by volume%, retained austenite exceeding 5.0% and tempered martensite exceeding 5.0%. By forming this metal structure, uniform ductility and local ductility can be improved while maintaining yield strength and tensile strength.
  • the retained austenite is 5.0% or less, the uniform ductility is not improved, so the retained austenite exceeds 5.0%.
  • it is more than 6.0%, more preferably more than 8.0%, still more preferably more than 10.0%.
  • the retained austenite is preferably less than 30.0%. More preferably, it is less than 20.0%.
  • the tempered martensite is 5.0% or less, it is difficult to increase the local ductility while maintaining the yield strength and the tensile strength, so the tempered martensite is more than 5.0%. Preferably it is more than 8.0%, more preferably more than 10.0%, still more preferably more than 12.0%.
  • tempered martensite 70.0% or less is preferable. More preferably, it is 50.0% or less, More preferably, it is 30.0% or less.
  • the remainder of the metal structure is polygonal ferrite, martensite (martensite that has not been tempered, also referred to as fresh martensite), low temperature transformation formation structure of acicular ferrite or bainite, pearlite, and cementite. It is a structure
  • Polygonal ferrite is an effective structure for enhancing uniform ductility, so it is preferable to contain more than 2.0%. More preferably, it is 3.0% or more.
  • the volume% of polygonal ferrite is not uniquely determined in relation to the volume% of other structures, the upper limit cannot be set. However, if polygonal ferrite is 50.0% or more, the yield strength and tensile strength are in addition, since the local ductility is also lowered, the polygonal ferrite is preferably less than 50.0%. More preferably, it is less than 20.0%, More preferably, it is less than 10.0%.
  • Martensite is a structure that inhibits the increase in local ductility while maintaining the yield strength, so that it is preferably less, and less than 5.0%. More preferably, it is less than 2.0%, More preferably, it is less than 1.0%.
  • Precipitates such as low-temperature transformation formation structures of acicular ferrite and bainite, pearlite, and cementite inhibit yield strength and tensile strength, so the total content is preferably 40.0% or less. More preferably, it is 20.0% or less, More preferably, it is 10.0% or less.
  • pearlite inhibits uniform ductility in addition to yield strength and tensile strength, it is preferably less than 10.0%. More preferably, it is less than 5.0%, More preferably, it is less than 3.0%.
  • Precipitates such as martensite, acicular ferrite and bainite low-temperature transformation structures, pearlite, and cementite may be inevitably generated, so the lower limit is not particularly set, but the remainder of the metal structure Since it is not necessary to contain the tissue, the lower limit is 0%.
  • the volume percentage of the metal structure of the steel sheet of the present invention is measured as follows.
  • a specimen is taken from the steel plate, the longitudinal section parallel to the rolling direction is polished, and the metal structure at a depth of 1/4 of the thickness of the base steel plate is scanned from the boundary between the base steel plate and the plating layer by a scanning electron microscope. Observe and image with (SEM). The image is processed to calculate the area ratio of each tissue, and the calculated area ratio is defined as the volume ratio.
  • Tempered martensite can be distinguished from bainite in this respect because the iron carbide present in the tempered martensite extends in a plurality of directions.
  • Polygonal ferrite can be distinguished from acicular ferrite in that the form is massive and the dislocation density is low.
  • the C content of retained austenite is set to 0.85 mass% or more. Preferably it is 0.87 mass% or more, More preferably, it is 0.89 mass% or more.
  • the C amount of retained austenite means the C concentration in the austenite phase.
  • the C content of retained austenite is preferably less than 1.50% by mass. More preferably, it is less than 1.20 mass%, More preferably, it is less than 1.10 mass%.
  • the volume percentage of retained austenite and the amount of C of retained austenite are measured on the rolling surface from the boundary between the base steel plate and the plating layer to a depth position of 1 ⁇ 4 of the thickness of the base steel plate in the test piece taken from the steel plate. Is then polished and measured by measuring the X-ray diffraction intensity and diffraction peak position of the polished surface with an X-ray diffractometer (XRD).
  • XRD X-ray diffractometer
  • [C] ⁇ gb / [P] ⁇ gb is set to 4.0 or more. Preferably it is 5.0 or more, More preferably, it is 6.0 or more. Although an upper limit is not specifically limited, 30.0 or less is preferable from a viewpoint of productivity.
  • [C] ⁇ gb and [P] ⁇ gb at the prior austenite grain boundaries are measured as follows to calculate [C] ⁇ gb / [P] ⁇ gb .
  • the old austenite grain boundary is confirmed by observing the metal structure at a depth of 1/4 of the thickness of the base steel plate from the boundary between the base steel plate and the plating layer.
  • a block including the prior austenite grain boundary is cut out by the lift-out method, and a needle sample for a three-dimensional atom probe (3DAP) is produced using a focused ion beam apparatus (FIB).
  • 3DAP three-dimensional atom probe
  • [B] ⁇ gb / [P] If ⁇ gb is less than 4.0, the low-temperature impact characteristics are not improved, so [B] ⁇ gb / [P] ⁇ gb is set to 4.0 or more. Preferably it is 5.0 or more, More preferably, it is 6.0 or more. Although an upper limit is not specifically limited, 30.0 or less is preferable from a viewpoint of productivity.
  • [B] ⁇ gb and [P] ⁇ gb at the prior austenite grain boundaries are measured as follows to calculate [B] ⁇ gb / [P] ⁇ gb .
  • the old austenite grain boundary is confirmed by observing the metal structure at a depth of 1/4 of the thickness of the base steel plate from the boundary between the base steel plate and the plating layer.
  • a block including the prior austenite grain boundary is cut out by the lift-out method, and a needle sample for a three-dimensional atom probe (3DAP) is produced using a focused ion beam apparatus (FIB).
  • 3DAP three-dimensional atom probe
  • the hot dip galvanized layer and the alloyed hot dip galvanized layer may be formed under normal plating conditions and alloying conditions. However, if the Fe content of the alloyed hot-dip galvanized layer is less than 7% by mass, weldability and slidability cannot be ensured. Therefore, the Fe content of the alloyed hot-dip galvanized layer is preferably 7% by mass or more.
  • the upper limit of the amount of Fe is preferably 20% by mass or less and more preferably 15% by mass or less from the viewpoint of suppression of powdering resistance.
  • the amount of Fe in the alloyed hot-dip galvanized layer is adjusted by appropriately adjusting the alloying treatment conditions.
  • the uniform elongation in the direction perpendicular to the rolling direction is defined as UEl (Uniform Elongation), and the total elongation (TEl 0 ) in the direction perpendicular to the rolling direction is defined as the thickness of the sheet based on the following formula (1).
  • the value converted into the total elongation equivalent to 1.2 mm is defined as TEl (Total Elongation), and the local elongation in the direction perpendicular to the rolling direction corresponding to the plate thickness of 1.2 mm is defined as LEl based on the following formula (2).
  • TEl TEl 0 ⁇ (1.2 / t 0 ) 0.2
  • LEl TEl ⁇ UEl (2)
  • UEl is the measured value of the uniform elongation was measured using a JIS5 No. tensile specimens
  • TEL 0 is the measured value of total elongation as measured using a JIS5 No.
  • Tensile test pieces t 0 were subjected to measurement This is the thickness of a JIS No. 5 tensile test piece.
  • TEl and LEl are the total elongation and the local elongation converted in the case of a plate thickness of 1.2 mm, respectively.
  • TS ⁇ UEl becomes a large value when both tensile strength (TS) and uniform elongation (UEl) are excellent, and is used as an index for evaluating uniform ductility.
  • TS ⁇ LEl is a large value when both tensile strength (TS) and local elongation (LEl) are excellent, and is used as an index for evaluating local ductility.
  • TS ⁇ UEl is preferably 10,000 MPa ⁇ % or more, and TS ⁇ LEl is preferably 5000 MPa ⁇ % or more. More preferably, TS ⁇ UEl is 11000 MPa ⁇ % or more, and TS ⁇ LEl is 6000 MPa ⁇ % or more. More preferably, TS ⁇ UEl is 12000 MPa ⁇ % or more, and TS ⁇ LE1 is 7000 MPa ⁇ % or more.
  • the tensile strength (TS) is preferably 780 MPa or more, more preferably 980 MPa or more, and further preferably 1180 MPa or more.
  • the yield ratio (YR) is preferably 0.59 or more, more preferably 0.66 or more, and further preferably 0.72 or more.
  • TS ⁇ LEl is preferably 5500 MPa ⁇ % or more, and more preferably 6500 MPa ⁇ % or more.
  • a plurality of sub-size Charpy impact test pieces in the width direction the length direction being the direction perpendicular to the rolling direction, the length is 55 mm, the thickness is 10 mm, and the width is the thickness of the steel sheet
  • a Charpy impact test is performed in the stacked state.
  • the notch shape of the test piece is defined as V notch defined in JIS Z 2242, and the Charpy impact values when the Charpy impact test is performed with the test temperatures set to ⁇ 60 ° C. and 40 ° C. are defined as IV LT and IV HT , respectively. .
  • IV LT / IV HT can be used as an index for evaluating low-temperature impact characteristics.
  • IV LT / IV HT is preferably more than 0.50, more preferably more than 0.60, More than 70 is more preferred.
  • the steel plate before plating of the present invention may be a steel plate having the component composition of the steel plate of the present invention, and the method for producing the material steel plate is not limited to a specific production method.
  • a hot-rolled steel sheet can be used as the material steel sheet.
  • the cold-rolled steel plate which cold-rolled after pickling can also be used for a hot-rolled steel plate.
  • an example of the manufacturing method of a raw steel plate will be described.
  • the slab casting method is not limited to a specific casting method, but a continuous casting method is preferable.
  • a steel ingot cast by another casting method may be used as a steel slab by partial rolling or the like.
  • the high-temperature steel ingot after continuous casting or the high-temperature steel slab after partial rolling may be once cooled and then reheated and subjected to hot rolling.
  • a high-temperature steel ingot after continuous casting or a high-temperature steel slab after partial rolling may be subjected to hot rolling as it is, or may be subjected to hot rolling after auxiliary heating.
  • steel ingots and steel slabs used for hot rolling are collectively referred to as “slabs”.
  • the temperature of the slab used for hot rolling is preferably less than 1250 ° C. More preferably, it is 1200 degrees C or less.
  • the lower limit of the temperature of the slab subjected to hot rolling is not particularly limited, but is preferably a temperature at which hot rolling can be completed at Ar 3 points or more.
  • the hot rolling conditions are not limited to specific conditions, but if the hot rolling completion temperature is too low, there is a risk that a coarse low-temperature transformation formation structure that extends in the rolling direction may occur in the metal structure of the hot-rolled steel sheet. is there.
  • the completion temperature of hot rolling is preferably Ar 3 or higher and higher than 850 ° C. More preferably, it is Ar 3 point or higher and higher than 880 ° C., more preferably Ar 3 point or higher and higher than 900 ° C.
  • the upper limit of the completion temperature of hot rolling is not specifically limited, 1000 degreeC or less is preferable at the point which refines
  • the rough rolled material may be heated between the rough rolling and the finish rolling in order to maintain the completion temperature of the hot rolling in the above temperature range.
  • the rough rolled material is heated so that the rear end of the rough rolled material is at a higher temperature than the leading end of the rough rolled material, and the temperature variation over the entire length of the rough rolled material at the start of finish rolling is 140 ° C. or less. It is preferable to suppress it. Due to this temperature suppression, the uniformity of the characteristics in the coil wound with the hot-rolled steel sheet is improved.
  • the heating of the rough rolled material may be performed using known means.
  • a solenoid induction heating device is provided between the rough rolling mill and the finish rolling mill, and heating by the solenoid induction heating device is performed based on the longitudinal temperature distribution of the rough rolled material on the upstream side of the induction heating device.
  • the amount of temperature increase may be controlled.
  • the conditions from the end of hot rolling to the start of winding may be normal conditions, but in order to improve the cold rolling property of the hot rolled steel sheet by softening the hot rolled steel sheet, the winding temperature should be 600 ° C or higher. preferable.
  • the winding temperature is more preferably 640 ° C or higher, and further preferably 680 ° C or higher.
  • the coiling temperature is preferably 750 ° C. or less, and more preferably less than 720 ° C.
  • Cold rolling The conditions for cold rolling are not limited to specific conditions. Prior to cold rolling, the hot-rolled steel sheet may be descaled by pickling or the like. In order to make the metal structure after annealing uniform and further improve the local ductility, the rolling reduction of cold rolling is preferably 40% or more. If the rolling reduction is too high, the rolling load increases and rolling becomes difficult. Therefore, the rolling reduction is preferably less than 70%, more preferably less than 60%.
  • the material steel plate is annealed by heating to a temperature exceeding Ac 1 point.
  • Ac 1 point is the temperature at which austenite begins to form in the metal structure when the material steel plate is heated.
  • the heating temperature is less than Ac 1 point, austenite is not generated, and in the metal structure of the steel sheet of the present invention, retained austenite is not obtained and uniform ductility is lowered. Therefore, the heating temperature is preferably more than Ac 1 point. More preferably, it is higher than (Ac 1 +30) ° C.
  • the heating temperature is preferably (Ac 3 point-40) ° C. or higher. More preferably, it is more than Ac 3 points.
  • Ac 3 point is a temperature at which ferrite disappears in the metal structure when the material steel plate is heated.
  • the heating temperature When the heating temperature is too high, austenite becomes coarse, so local ductility is impaired, the heating temperature (Ac 3 point +100) ° C. or less are preferred, (Ac 3 point +50) ° C. or less is more preferable.
  • the holding time at the heating temperature is not particularly limited, but is preferably 10 seconds or longer in order to make the metal structure of the material steel plate uniform. 240 seconds or less are preferable at the point which suppresses the coarsening of austenite.
  • the raw steel sheet After annealing, the raw steel sheet is cooled to a temperature range of 500 ° C. or less without being kept isothermal on the way at an average cooling rate in the temperature range of 650 to 500 ° C. of 2 ° C./second or more and less than 100 ° C./second.
  • the cooling temperature range that defines the average cooling rate is the temperature range of 650 to 500 ° C. In this temperature range, since ferrite and pearlite precipitate, it is necessary to control the cooling rate in order to adjust the precipitation amount and ensure the required mechanical properties.
  • the average cooling rate in the temperature range of 650 to 500 ° C. is less than 2 ° C./second, polygonal ferrite and pearlite are excessively generated, and the yield strength and tensile strength decrease. Therefore, the average cooling rate in the above temperature range is 2 ° C./second or more is preferable. More preferably, it is 4 ° C / second or more, and further preferably 10 ° C / second or more.
  • the average cooling rate in the temperature range of 650 to 500 ° C. is 100 ° C./second or more, the accuracy of the shape and dimensions of the steel sheet is lowered. Therefore, the average cooling rate in the above temperature range is preferably less than 100 ° C./second. . More preferably, it is 30 ° C./second or less.
  • the material steel plate is cooled to 500 ° C. or less at an average cooling rate of 2 ° C./second or more and less than 100 ° C./second in a temperature range of 650 to 500 ° C.
  • the cooling conditions after cooling to 500 ° C. or lower are not particularly limited, but in the metal structure after plating, the volume percentage of retained austenite and the amount of C in retained austenite are adjusted to improve uniform ductility and local ductility, and yield strength. In order to increase the temperature, it is preferable to hold the material steel plate in a temperature range of 500 ° C. or lower and 460 ° C. or higher for 4 to 45 seconds.
  • a raw steel plate is hot dip galvanized according to a conventional method, and a hot dip galvanized layer is formed on one or both surfaces of the raw steel plate. Before subjecting the material steel plate to hot dip galvanization, the material steel plate may be appropriately cooled and / or heated.
  • the bath temperature and bath composition of the hot dip galvanizing bath may be the usual bath temperature and bath composition.
  • the plating adhesion amount may be a normal adhesion amount. For example, the range of 20 to 80 g / m 2 per side of the raw steel plate is preferable.
  • the material steel plate having the hot dip galvanized layer may be heated to a required temperature and the hot dip galvanized layer may be alloyed.
  • the alloying process may be performed under normal conditions. For example, the alloying process may be performed at 470 to 560 ° C. for 5 to 60 seconds. However, the condition that the amount of Fe in the plating layer is 7% by mass or more is preferable.
  • the steel sheet after the plating treatment or alloying treatment is less than 300 ° C. with an average cooling rate in the temperature range from the plating temperature to 300 ° C. or the temperature range from the alloying treatment temperature to 300 ° C. being 2 ° C./second or more. Cooling.
  • the cooling rate is preferably 2 ° C./second or more. More preferably, it is more than 10 ° C./second.
  • the upper limit of the average cooling rate is not particularly limited, but is preferably 500 ° C./second or less from the viewpoint of economy.
  • the cooling stop temperature is less than 300 ° C., the cooling stop temperature is preferably room temperature from the viewpoint of effectively performing subsequent temper rolling.
  • temper rolling Before subjecting the steel sheet having the hot-dip galvanized layer or the alloyed plated layer to the two-stage heat treatment, temper rolling with an elongation of 0.10% or more is performed. By this temper rolling, concentration of C to austenite is promoted in the subsequent two-stage heat treatment, and uniform ductility and local ductility are improved, and yield strength is improved.
  • the concentration of C to austenite is not promoted in the subsequent two-stage heat treatment, the uniform ductility and local ductility are not improved, and the yield strength is not improved.
  • the elongation is preferably 0.10% or more. More preferably, it is 0.30% or more, More preferably, it is 0.50% or more.
  • the upper limit of the elongation rate is not particularly specified, but if it is too high, the rolling load increases, so the elongation rate is preferably 2.00% or less. More preferably, it is less than 1.50%, More preferably, it is less than 1.00%.
  • temper rolling temperature is not particularly specified, the lower the temperature, the more preferably room temperature, particularly preferably imparting work strain to austenite.
  • a steel sheet having a hot dip galvanized layer or an alloyed hot dip galvanized layer is subjected to temper rolling with an elongation of 0.10% or more, and then the steel sheet is heated to 300 ° C. at an average heating rate of less than 10 ° C./second. Subsequently, heating is performed at an average heating rate of 10 ° C./second or more in a temperature range exceeding 300 ° C. and not more than 600 ° C., and maintained at a heating temperature in a temperature range exceeding 300 ° C. and not more than 600 ° C. for 1 second or more.
  • the steel sheet contains B
  • the amount of B segregation (number of atoms / nm 2 ): [B] ⁇ gb and the amount of P segregation (number of atoms / nm 2 ): [P] ⁇ gb : [B] ⁇ gb / [ P] ⁇ gb satisfies [B] ⁇ gb / [P] ⁇ gb ⁇ 4.0
  • the uniform ductility and the local ductility are improved, the yield strength is improved, and the low temperature impact property is improved.
  • the metal structure of the steel sheet after temper rolling in order to concentrate C to austenite and to temper martensite, the metal structure is heated to a temperature range of more than 300 ° C. and 600 ° C. or less. At this time, it heats to 300 degreeC with the average heating rate of less than 10 degree-C / sec. This heating promotes the segregation of C and B to the prior austenite grain boundaries.
  • the average heating rate up to 300 ° C. is 10 ° C./second or more, segregation of C and B to the prior austenite grain boundaries is not promoted, so the average heating rate up to 300 ° C. is less than 10 ° C./second. Preferably it is 7 degrees C / second or less, More preferably, it is 3 degrees C / second or less.
  • the segregation of P to the prior austenite grain boundaries can be suppressed by setting the average heating rate to a heating temperature in the temperature range exceeding 300 ° C. and 600 ° C. or less to 10 ° C./second or more.
  • Equation (3) can be realized by changing the average heating rate of less than 10 ° C./second to 10 ° C./second or more at the boundary of 300 ° C.
  • Equation (4) can be realized.
  • the average heating rate in the temperature range exceeding 300 ° C. and not more than 600 ° C. is preferably more than 20 ° C./second.
  • the steel plate is held at a heating temperature in the temperature range exceeding 300 ° C. and not more than 600 ° C. for 1 second or longer.
  • the heating temperature is 300 ° C. or lower, the concentration of C into austenite becomes insufficient, the uniform ductility does not improve, hard martensite remains, local ductility is impaired, and yield strength decreases. Therefore, the heating temperature is over 300 ° C. Preferably it is over 350 degreeC, More preferably, it is over 400 degreeC.
  • the heating temperature exceeds 600 ° C., the amount of retained austenite is insufficient, the uniform ductility is lowered, the tempered martensite is excessively softened, the yield strength and the tensile strength are lowered, and the hard The fresh martensite is generated, and the local ductility is lowered and the yield strength is lowered. Therefore, the heating temperature is 600 ° C. or less. Preferably it is 550 degrees C or less, More preferably, it is 500 degrees C or less.
  • the heating and holding time is set to 1 second or longer. Preferably it is 5 seconds or more, More preferably, it is 15 seconds or more.
  • the heating and holding time is preferably 96 hours or less. More preferably, it is 48 hours or less, More preferably, it is 24 hours or less.
  • the heating and holding time is appropriately adjusted according to the heating temperature.
  • the heating and holding time is preferably 20 minutes or less. More preferably, it is 6 minutes or less, More preferably, it is less than 3 minutes. From the viewpoint of productivity, a heating temperature of over 400 ° C. and a heating and holding time of 20 minutes or less are preferable.
  • the steel sheet in order to correct the flatness of the steel sheet after the two-stage heat treatment is applied to the steel sheet, the steel sheet may be subjected to temper rolling, or the steel sheet may be coated with an oil or lubricating action. Good.
  • the plate thickness of the steel plate of the present invention is not particularly limited to a specific range, but the effect of the two-stage heat treatment is remarkably exhibited in a versatile steel plate having a thickness of 0.8 to 2.3 mm.
  • 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 Steels A to U having the composition shown in Table 1 were manufactured by casting molten steel using a vacuum melting furnace.
  • the points Ac 1 and Ac 3 in Table 1 were determined from changes in thermal expansion when the cold rolled steel sheets of steels A to P were heated at 2 ° C./second.
  • Steels A to U were heated to 1200 ° C. and held for 60 minutes, and then hot rolled under the hot rolling conditions shown in Tables 2-1 and 2-2.
  • the steels A to U were rolled in 10 passes in a temperature range of Ar 3 or higher to obtain a hot rolled steel sheet having a thickness of 2.5 to 3.0 mm.
  • the hot-rolled steel sheet is cooled to 500 to 680 ° C. with water spray, the cooling end temperature is set as the coiling temperature, and the hot-rolled steel sheet is inserted into an electric heating furnace maintained at this coiling temperature.
  • the hot-rolled steel sheet was then cooled in the furnace to room temperature at a cooling rate of 20 ° C./hour to simulate slow cooling after winding.
  • the hot-rolled steel sheet after slow cooling is pickled to form a base material for cold rolling, cold-rolled at a rolling reduction of 47 to 52%, and a cold-rolled steel sheet having a thickness of 1.2 to 1.6 mm (material) Steel plate).
  • the material steel plate was heated to 650 ° C. at a heating rate of 10 ° C./second, and then heated to a temperature shown in Tables 2-1 and 2-2 at a heating rate of 2 ° C./second. Soaked for 30 to 90 seconds.
  • the material steel plate is cooled to 460 ° C. under the cooling conditions shown in Tables 2-1 and 2-2, and the material steel plate is immersed in a hot dip galvanizing bath maintained at 460 ° C. to perform hot dip galvanizing on the material steel plate. did.
  • Some raw steel sheets were subjected to alloying treatment by heating to 520 ° C. after hot dip galvanization.
  • the material steel plate was secondarily cooled under the cooling conditions shown in Tables 2-1 and 2-2.
  • “RT” indicates room temperature.
  • hot-dip galvanized steel sheet or alloyed melt After subjecting the secondary steel sheet to temper rolling with an elongation of 0.50%, heat treatment was performed under the heat treatment conditions shown in Tables 3-1 and 3-2 to obtain a hot-dip galvanized steel sheet or alloyed melt.
  • a galvanized steel sheet (hereinafter, hot dip galvanized steel sheet and alloyed galvanized steel sheet are collectively referred to as “plated steel sheet”) was obtained.
  • temper rolling is performed without cooling to room temperature after the secondary cooling stop, and then cooling to room temperature is performed, as shown in Tables 3-1 and 3-2. Heat treatment was performed under the heat treatment conditions. For some of the material steel plates, temper rolling or heat treatment was omitted. In Tables 3-1 and 3-2, “-” in the “heat treatment condition” column indicates that no heat treatment was performed.
  • test piece for XRD measurement was collected from the plated steel plate, and the rolled surface of the test piece was chemically polished from the boundary between the base steel plate and the plating layer to a 1/4 depth position of the thickness of the base steel plate.
  • An X-ray diffraction test was performed on the rolled surface, and the volume fraction of retained austenite and the amount of C in retained austenite were measured.
  • Mo-K ⁇ rays are incident on the test piece, the integrated intensity of the ⁇ phase (200), (211) diffraction peak, and the ⁇ phase (200), (220), (311) diffraction peak.
  • the integrated intensity was measured to determine the volume fraction of retained austenite.
  • the concentration distribution of C, B and P atoms was measured, and the amount of C segregation ([C] ⁇ gb ), B segregation amount ([B] ⁇ gb ) and P segregation amount ([P ] [ gamma ] gb ) was determined, and [C] [ gamma ] gb / [P] [ gamma ] gb and [B] [ gamma ] gb / [P] [ gamma ] gb were calculated.
  • the longitudinal section is subjected to nital corrosion and repeller corrosion, and the boundary between the base steel sheet and the plating layer is obtained. From the above, the metal structure at the 1/4 depth position of the thickness of the base steel sheet was observed. The volume ratio of tempered martensite, polygonal ferrite, fresh martensite, and the remaining structure was measured by image processing.
  • the volume ratio of fresh martensite was obtained by subtracting the volume ratio of residual austenite measured by the XRD measurement from the total volume ratio of residual austenite and fresh martensite measured by repeller corrosion.
  • Yield stress (YS), tensile strength (TS), and uniform elongation (UEl) were obtained by taking a JIS No. 5 tensile specimen along the direction perpendicular to the rolling direction from the plated steel sheet, and conducting a tensile test on this specimen. Asked.
  • the tensile speed was 1 mm / min until the yield point was reached, and 10 mm / min thereafter.
  • the yield ratio (YR) was determined by dividing YS by TS.
  • the total elongation (TEl) and local elongation (LEl) were determined by conducting a tensile test on a JIS No. 5 tensile specimen taken along the direction perpendicular to the rolling direction, and measuring the total elongation (TEl 0 ) and the uniform elongation. Based on the above formulas (1) and (2), a conversion value corresponding to the case of a plate thickness of 1.2 mm was obtained using (UEl).
  • V-notched sub-size Charpy impact test specimens were taken from the plated steel sheet along the direction perpendicular to the rolling direction. When the plate thickness is 1.2 mm, 8 pieces are obtained, and when the plate thickness is 1.6 mm, 6 pieces are obtained. Were stacked and screwed, and a Charpy impact test was performed using this test piece.
  • TS ⁇ UEl was 10000 MPa ⁇ % or more, and TS ⁇ LE1 was 5000 MPa ⁇ % or more, it was judged that the mechanical properties were good. Further, if IV LT / IV HT was more than 0.50, it was judged as good low temperature impact characteristics.
  • Tables 4-1 and 4-2 show the results of observing the metal structure of the plated steel sheets
  • Tables 5-1 and 5-2 show the results of evaluating the mechanical characteristics and low-temperature impact characteristics of the plated steel sheets.
  • TS ⁇ UEl was 10,000 or more and TS ⁇ LEl was 5000 or more, which showed good uniform ductility and local ductility.
  • YR showed a high value of 0.59 or more.
  • IV LT / IV HT showed a high value of 0.51 or more.
  • Test results for comparative examples in which the component composition or process conditions are not appropriate were inferior in any or all of yield ratio, uniform ductility, local ductility, and low-temperature impact characteristics.
  • steels C, E, and N having a component composition within the scope of the present invention were used, but in test numbers 9, 22, and 40 where temper rolling was not performed, the amount of C in the retained austenite was Low, TSxUEl and TSxLEl are low.
  • test numbers 10, 23, and 41 in which the heat treatment temperature is too low the tempered martensite volume fraction, the C amount of retained austenite, and [C] ⁇ gb / [P] ⁇ gb are low, and YR, TS ⁇ UEl, TS ⁇ LEl, And IV LT / IV HT is low.
  • steel C having a component composition within the scope of the present invention was used, in test number 19 where the soaking temperature was too low in the annealing process, the residual austenite volume ratio and tempered martensite volume ratio were low, and TS ⁇ UEl was low.
  • test numbers 4 and 18 the average cooling rate in the temperature range of 650 to 500 ° C. is too low in the first cooling step, so that in test number 4, the residual austenite volume fraction and tempered martens Site volume ratio is low, YR and TS ⁇ LE1 are low. In test number 18, the retained austenite volume fraction is low, and YR, TS ⁇ UEl, and TS ⁇ LEl are low.
  • test number 5 using steel B since the amount of Si in the steel is small, the retained austenite volume fraction and the retained austenite C content are low, and YR, TS ⁇ UEl, and TS ⁇ LEl are low.
  • test number 20 using steel D the amount of Mn in the steel is small, so the volume ratio of retained austenite is low and YR and TS ⁇ LEl are low.
  • both uniform ductility and local ductility are good, press formability is excellent, yield strength and tensile strength are high, local ductility is good, and shock absorption is excellent.
  • the hot-dip galvanized steel sheet and alloyed hot-dip galvanized steel sheet according to the present invention are optimal steel sheets for structural parts of automobile bodies such as members and pillars, and as raw material steel sheets for other machine structural parts. Therefore, the present invention has high applicability in the automobile industry and the machine component manufacturing industry.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Oil, Petroleum & Natural Gas (AREA)
  • Inorganic Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Coating With Molten Metal (AREA)

Abstract

均一延性及び局部延性と、降伏強度及び引張強度と、低温衝撃特性を向上させた溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、所定の成分組成を有し、金属組織が、体積％で、残留オーステナイト：５．０％超、及び、焼戻しマルテンサイト：５．０％超、を含み、残留オーステナイトが、Ｃ：０．８５質量％以上を含み、旧オーステナイト粒界におけるＣ偏析量（原子数／ｎｍ2）：［Ｃ］γgbと、Ｐ偏析量（原子数／ｎｍ2）：［Ｐ］γgbの比：［Ｃ］γgb／［Ｐ］γgbが４．０以上であることを特徴とする。

Description

溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板
　本発明は、プレス成形に好適な高強度溶融亜鉛めっき鋼板及び高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板に関し、特に、延性及び低温衝撃特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板及び高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板に関する。
　産業技術分野が高度分業化した今日、各技術分野においては、特殊でかつ高性能の材料が求められている。自動車用鋼板に関しては、車体軽量化による燃費の向上のために、降伏強度及び引張強度の両方の高強度化が求められている。
　高強度鋼板を自動車の車体に適用すると、鋼板の板厚を薄くして車体を軽量化しつつ、車体に所望の強度を付与することができる。しかし、自動車の車体を形成するプレス成形においては、鋼板が薄いほど、割れや皺が発生しやすいので、自動車用の薄鋼板には、優れた均一延性と局部延性も求められる。
　また、自動車の衝突安全性能を高めるためには、鋼板が優れた衝撃吸収性を有している必要がある。衝撃吸収性の観点から、自動車用鋼板は、強度がより高いことに加え、衝撃荷重負荷時の割れを抑制するために、局部延性に優れている必要がある。
　このように、自動車用鋼板には、車体の軽量化及び衝突安全性の向上のための高強度、成形性の向上のための高い均一延性、及び、成形性の向上及び衝突安全性の向上のための高い局部延性が求められる。さらに、衝突安全性を低温環境下においても確保するために、自動車用鋼板には優れた低温衝撃特性も求められる。
　しかし、鋼板において、均一延性及び局部延性の向上と高強度化と、低温衝撃特性の向上と高強度化は、ともに相反する事象であり、これらを同時に達成することは困難である。また、自動車用鋼板には耐食性が求められるが、所要の耐食性を維持することは、延性及び低温衝撃特性を確保しながら高強度化することをさらに困難にする。
　高張力冷延鋼板の延性を向上させる方法として、金属組織に、残留オーステナイトを含有させる方法が提案されている。残留オーステナイトを含む鋼板は、加工中、オーステナイトがマルテンサイトに変態することで発現する変態誘起塑性（Transformation Induced Plasticity：ＴＲＩＰ）により、大きな伸びを示す。
　特許文献１及び２には、Ｓｉ及びＭｎを含有する鋼板を、フェライト－オーステナイトの二相域又はオーステナイト単相域に加熱して焼鈍した後冷却し、次いで、鋼板に、３５０～５００℃で保持するオーステンパー処理を施してオーステナイトを安定化する、高強度冷延鋼板の製造方法が開示されている。これらの製造方法によれば、冷延鋼板において、強度と延性をバランス良く向上させることができる。
　特許文献３には、Ｃ量に対しＳｉ及びＭｎを一定割合以上含有させることにより、合金化処理中のオーステナイトの変態を抑制し、フェライト中に残留オーステナイトが混在する金属組織を形成する、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法が開示されている。
　特許文献４には、平均結晶粒径が１０μｍ以下のフェライト及び焼戻しマルテンサイト中に残留オーステナイト及び低温変態生成相を分散させた、延性、伸びフランジ性、及び、耐疲労特性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板が開示されている。そして、焼戻しマルテンサイトは、伸びフランジ性及び耐疲労特性の向上に有効な相であり、焼戻しマルテンサイトを細粒化すると、上記特性が一層向上することが開示されている。
特開昭６１－１５７６２５号公報 特開昭６１－２１７５２９号公報 特開平１１－２７９６９１号公報 特開２００１－１９２７６８号公報
　溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造においては、一般的な連続溶融亜鉛めっき設備では、保持温度及び保持時間の制約により、オーステンパー処理を十分に行うことができないため、特許文献１及び２で開示されたような冷延鋼板の製造方法を適用することは困難である。さらに、めっき工程及び合金化工程で、オーステナイトが分解し易いため、残留オーステナイトを所要量確保することが困難である。
　特許文献３においては、金属組織に残留オーステナイトが混在する鋼板で問題となる局部延性及び低温衝撃特性の劣化に対しては何ら配慮がなされていない。
　特許文献４に関して、焼戻しマルテンサイトと残留オーステナイトを含む金属組織を得るためには、マルテンサイトを生成するための一次加熱処理と、マルテンサイトを焼戻し、さらに、残留オーステナイトを得るための二次加熱処理が必要となるので、特許文献４の鋼板の製造方法は、生産性が大幅に低い。また、特許文献４の鋼板の製造方法においては、二次加熱処理をＡc1点以上の高温で行うので、焼戻しマルテンサイトが過度に軟質化し、高強度を得ることが困難である。
　上述のように、強度（降伏強度及び引張強度）の向上と、延性（均一延性及び局部延性）及び低温衝撃特性の向上は、相反する事象であるので、これらの全てが十分に高い鋼板を製造することは、従来技術では困難である。
　本発明は、従来技術に鑑み、溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板において、均一延性及び局部延性と、低温衝撃特性と、降伏強度及び引張強度の全てを向上させた溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供することを課題とする。
　本発明者らは、上記課題を解決する方法について鋭意検討した。その結果、次の（Ａ）～（Ｄ）の知見を得るに至った。
　（Ａ）Ｓｉ及びＭｎを含有する低炭素溶融亜鉛めっき鋼板、又は、Ｓｉ及びＭｎを含有する低炭素合金化溶融亜鉛めっき鋼板を、連続溶融亜鉛めっき設備で製造すると、均一延性及び局部延性が低下し、さらに、降伏強度も低下する場合がある。これは、連続溶融亜鉛めっき設備では、オーステンパー処理が不十分となり、Ｃ濃度が低い残留オーステナイトと硬質のマルテンサイトを含む金属組織が形成されるためと考えられる。
　（Ｂ）しかし、Ｃ濃度が低い残留オーステナイトと硬質のマルテンサイトを含む金属組織を有する溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板に再加熱処理を施すと、均一延性及び局部延性が向上し、さらに、降伏強度も上昇する。
　これは、再加熱処理中に、Ｃがオーステナイトへ濃化し、オーステナイトの安定性が高まること、及び硬質のマルテンサイトが焼き戻されて、軟質の焼戻しマルテンサイトに変化することに起因すると推定される。
　（Ｃ）また、上記再加熱処理を施す前に、溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板に調質圧延を施すと、均一延性及び局部延性が、さらに向上し、降伏強度も、さらに上昇する。
　これは、調質圧延により、オーステナイトに転位が導入され、続く再加熱処理で、オーステナイトへのＣの濃化が促進されて、オーステナイトの安定性が、さらに向上すること、調質圧延により、オーステナイトの一部がマルテンサイト変態し、再加熱処理後の金属組織において、焼戻しマルテンサイトが増加すること、及び、再加熱処理後の冷却中に生じるマルテンサイト変態が抑制され、再加熱処理後の金属組織において、硬質のマルテンサイトが減少することに起因すると推定される。
　（Ｄ）上記再加熱処理の加熱段階において、低温域を遅い昇温速度で加熱し、高温域を速い昇温速度で加熱すると、溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板の低温衝撃特性が向上する。
　これは、旧オーステナイト粒界が強化されると、旧オーステナイト粒界を起点とする脆性破壊が抑制され、低温衝撃特性が向上すること、低温域をゆっくり加熱することにより、旧オーステナイト粒界にＣやＢが偏析して粒界が強化されること、及び、高温域を急速に加熱することにより、旧オーステナイト粒界へのＰの偏析が抑制され粒界が強化されることに起因すると推定される。
　そして、本発明者らは、（Ａ）～（Ｄ）の知見に基づいて、溶融亜鉛めっき鋼板、又は、合金化溶融亜鉛めっき鋼板に、調質圧延を施し、次いで、２段加熱による再加熱処理を施せば、Ｃ濃度の高い残留オーステナイト、及び、焼戻しマルテンサイトを含む金属組織を有し、均一延性、局部延性、及び、低温衝撃特性に優れ、さらに、降伏強度及び引張強度の高い、溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造できることを知見した。
　本発明は、上記知見に基づいてなされたものであり、その要旨は次のとおりである。なお、本発明において、「鋼板」は、「鋼帯」を含む。
　（１）鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板であって、上記鋼板の成分組成が、質量％で、Ｃ：０．０３～０．７０％、Ｓｉ：０．２５～２．５０％、Ｍｎ：１．００～５．００％、Ｐ：０．０００５～０．１００％、Ｓ：０．０１０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～２．５００％、Ｎ：０．０２０％以下、Ｂ：０～０．０２００％、Ｔｉ：０～０．３０％、Ｎｂ：０～０．３０％、Ｖ：０～０．３０％、Ｃｒ：０～２．００％、Ｍｏ：０～２．００％、Ｃｕ：０～２．００％、Ｎｉ：０～２．００％、Ｃａ：０～０．０１０％、Ｍｇ：０～０．０１０％、ＲＥＭ：０～０．１０％、及びＢｉ：０～０．０５０％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物であり、上記鋼板の金属組織が、体積％で、残留オーステナイト：５．０％超、及び焼戻しマルテンサイト：５．０％超を含有し、上記残留オーステナイトが、Ｃ：０．８５質量％以上を含有し、上記鋼板の金属組織中の旧オーステナイト粒界におけるＣ偏析量（原子数／ｎｍ2）：［Ｃ］γgbと、Ｐ偏析量（原子数／ｎｍ2）：［Ｐ］γgbの比：［Ｃ］γgb／［Ｐ］γgbが４．０以上であることを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板。
　（２）前記鋼板の成分組成が、質量％で、Ｂ：０．０００２～０．０２００％、Ｔｉ：０．００１～０．３０％、Ｎｂ：０．００１～０．３０％、Ｖ：０．００１～０．３０％、Ｃｒ：０．００１～２．００％、Ｍｏ：０．００１～２．００％、Ｃｕ：０．００１～２．００％、Ｎｉ：０．００１～２．００％、Ｃａ：０．０００１～０．０１０％、Ｍｇ：０．０００１～０．０１０％、ＲＥＭ：０．０００１～０．１０％、及びＢｉ：０．０００１～０．０５０％の１種以上を含有することを特徴とする前記（１）の溶融亜鉛めっき鋼板。
　（３）前記鋼板の成分組成において、Ｂの含有量が０．０００２％以上であり、前記鋼板の金属組織中の旧オーステナイト粒界におけるＢ偏析量（原子数／ｎｍ2）：［Ｂ］γgbと、Ｐ偏析量（原子数／ｎｍ2）：［Ｐ］γgbの比：［Ｂ］γgb／［Ｐ］γgbが４．０以上であることを特徴とする前記（１）又は（２）の溶融亜鉛めっき鋼板。
　（４）前記（１）～（３）のいずれかの溶融亜鉛めっき鋼板において、溶融亜鉛めっき層が合金化溶融亜鉛めっき層であることを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
　（５）前記（１）～（３）のいずれかの溶融亜鉛めっき鋼板を製造する製造方法であって、前記（１）又は（２）の成分組成の素材鋼板を、Ａc1点を超える温度域に加熱して焼鈍する焼鈍工程、焼鈍工程の後、素材鋼板を、６５０～５００℃の温度域における平均冷却速度を２℃／秒以上１００℃／秒未満として、５００℃以下まで冷却する第１冷却工程、第１冷却工程の後、素材鋼板に溶融亜鉛めっきを施すめっき工程、めっき工程の後、素材鋼板を、めっき温度～３００℃の温度域における平均冷却速度を２℃／秒以上として、３００℃未満まで冷却する第２冷却工程、第２冷却工程の後、素材鋼板に、伸び率０．１０％以上の調質圧延を施す調質圧延工程、及び、調質圧延工程の後、素材鋼板に、３００℃までの温度域における平均加熱速度を１０℃／秒未満として、３００℃まで加熱し、次いで、３００℃を超える温度域における平均加熱速度を１０℃／秒超として、３００℃超６００℃以下の温度域に加熱し、その加熱温度で１秒以上保持する熱処理を施す２段加熱処理工程を備えることを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
　（６）前記（４）の合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する製造方法であって、前記（１）又は（２）の成分組成の素材鋼板を、Ａc1点を超える温度域に加熱して焼鈍する焼鈍工程、焼鈍工程の後、素材鋼板を、６５０～５００℃の温度域における平均冷却速度を２℃／秒以上１００℃／秒未満として、５００℃以下まで冷却する第１冷却工程、第１冷却工程の後、素材鋼板に溶融亜鉛めっきを施すめっき工程、めっき工程の後、素材鋼板に、合金化処理を施す合金化工程、合金化工程の後、素材鋼板を、合金化処理温度～３００℃の温度域における平均冷却速度を２℃／秒以上として、３００℃未満まで冷却する第２冷却工程、第２冷却工程の後、素材鋼板に、伸び率０．１０％以上の調質圧延を施す調質圧延工程、及び、調質圧延工程の後、素材鋼板に、３００℃までの温度域における平均加熱速度を１０℃／秒未満として、３００℃まで加熱し、次いで、３００℃を超える温度域における平均加熱速度を１０℃／秒超として、３００℃超６００℃以下の温度域に加熱し、その加熱温度で１秒以上保持する熱処理を施す２段加熱処理工程を備えることを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
　本発明によれば、均一延性及び局部延性がともに良好で、プレス成形性に優れ、また、降伏強度及び引張強度が高く、かつ、局部延性が良好で、衝撃吸収性に優れ、さらに、低温衝撃特性にも優れる、溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供することができる。
　以下、本発明の溶融亜鉛めっき鋼板、及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板（以下「本発明の鋼板」と総称する）の成分組成、金属組織、及び、機械特性について、順次、説明する。
　最初に、本発明の鋼板の成分組成について説明する。以下、成分組成に係る「％」は「質量％」を意味する。
　（Ｃ：０．０３～０．７０％）
　Ｃは、残留オーステナイトを得るのに必要な元素である。さらに、本発明の鋼板では、旧オーステナイト粒界に偏析することにより、粒界を強化する元素である。Ｃが０．０３％未満であると、残留オーステナイトと焼戻しマルテンサイトを含む金属組織を得るのが困難となるので、Ｃは０．０３％以上とする。好ましくは０．１０％以上、より好ましくは０．１３％以上、さらに好ましくは０．１６％以上である。
　一方、Ｃが０．７０％を超えると、鋼板の溶接性が著しく低下するので、Ｃは０．７０％以下とする。好ましくは０．３０％以下、より好ましくは０．２６％以下、さらに好ましくは０．２４％以下である。
　（Ｓｉ：０．２５～２．５０％）
　Ｓｉは、セメンタイトの析出を抑制し、かつ、残留オーステナイトの生成を促進する作用をなす元素であり、また、焼戻しマルテンサイトが過度に軟質化するのを抑制して、強度の確保に寄与する元素である。
　Ｓｉが０．２５％未満であると、添加効果が十分に得られないので、Ｓｉは０．２５％以上とする、好ましくは０．６０％超、より好ましく１．００％超、さらに好ましくは１．４５％超である。
　一方、Ｓｉが２．５０％を超えると、鋼板のめっき性が著しく低下するとともに、鋼板の溶接性が低下するので、Ｓｉは２．５０％以下とする。好ましくは２．３０％以下、より好ましくは２．１０％以下、さらに好ましくは１．９０％以下である。
　（Ｍｎ：１．００～５．００％）
　Ｍｎは、鋼の焼入れ性の向上に寄与し、残留オーステナイトと焼戻しマルテンサイトを含む金属組織を得るのに有効な元素である。Ｍｎが１．００％未満であると、添加効果が十分に得られないので、Ｍｎは１．００％以上とする。好ましくは１．５０％超、より好ましくは２．００％超、さらに好ましくは２．５０％超である。
　一方、Ｍｎが５．００％を超えると、鋼板の溶接性が低下するので、Ｍｎは５．００％以下とする。好ましくは４．００％以下、より好ましくは３．５０％以下、さらに好ましくは３．００％以下である。
　（Ｐ：０．０００５～０．１００％）
　Ｐは、旧オーステナイト粒界に偏析して鋼板を脆化させるので、少ないほど好ましい元素である。ただし、本発明は、旧オーステナイト粒界へのＰの偏析を抑制し、ＣやＢを偏析させる技術であり、Ｐが鋼中にある程度残留していることを前提としている。そのため、Ｐを過度に低減する必要はない。特に、Ｐを０．０００５％未満に低減すると、製造コストが大幅に上昇するので、Ｐは０．０００５％以上とすることができる。０．００１０％以上としてもよい。
　一方、Ｐが０．１００％を超えると、偏析が著しくなり、鋼板が著しく脆化するので、Ｐは０．１００％以下とする。好ましくは０．０２０％未満、より好ましくは０．０１５％未満、さらに好ましくは０．０１０％未満である。
　（Ｓ：０．０１０％以下）
　Ｓは、鋼中で硫化物系介在物を形成し、鋼板の局部延性を阻害するので、少ないほど好ましい元素である。Ｓが０．０１０％を超えると、鋼板の局部延性が著しく低下するので、Ｓは０．０１０％以下とする。好ましくは０．００５０％以下、より好ましくは０．００１２％以下である。
　下限は０％を含むが、Ｓを０．０００１％未満に低減すると、製造コストが大幅に上昇するので、実用鋼板上、０．０００１％が実質的な下限である。
　（ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～２．５００％）
　Ａｌは、Ｓｉと同様に、溶鋼を脱酸する作用をなす元素であり、また、残留オーステナイトの生成を促進し、残留オーステナイトと焼戻しマルテンサイトを含む金属組織の形成に有効な元素である。
　ｓｏｌ．Ａｌが０．００１％未満であると、脱酸効果が十分に得られないので、ｓｏｌ．Ａｌは０．００１％以上とする。好ましくは０．０１５％以上、より好ましくは０．０２５％以上、さらに好ましくは０．０４５％以上である。残留オーステナイトを促進する点で、好ましくは０．０５５％以上、より好ましくは０．０６５％以上、さらに好ましくは０．０７５％以上である。
　一方、ｓｏｌ．Ａｌが２．５００％を超えると、表面疵の発生原因となるアルミナ（Ａｌ２Ｏ３）が多量に生成したり、また、変態点が上昇して焼鈍が困難となるので、ｓｏｌ．Ａｌは２．５００％以下とする。好ましくは０．６００％未満、より好ましくは０．２００％未満、さらに好ましくは０．０８０％未満である。
　（Ｎ：０．０２０％以下）
　Ｎは、鋼の連続鋳造中に、スラブの割れの原因となる窒化物を形成するので、少ないほど好ましい元素である。Ｎが０．０２０％を超えると、スラブ割れが頻発するので、Ｎは０．０２０％以下とする。好ましくは０．０１０％以下、より好ましくは０．００８％未満、さらに好ましくは０．００５％以下である。
　下限は０％を含むが、Ｎを０．０００５％未満に低減すると、製造コストが大幅に上昇するので、実用鋼板上、０．０００５％が実質的な下限である。
　（Ｂ：０～０．０２００％）
　Ｂは、Ｃと同様に、旧オーステナイト粒界に偏析して、粒界を強化する元素である。本発明の鋼板の均一延性及び局部延性がともに良好で、プレス成形性に優れ、また、降伏強度及び引張強度が高く、かつ、局部延性が良好で、衝撃吸収性に優れ、さらに、低温衝撃特性にも優れる、溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、Ｂを添加しなくても得ることができるが、Ｂを添加することで、粒界を強化する効果がさらに上昇するので、必要に応じて添加することができる。また、Ｂは、鋼の焼入性を向上させ、残留オーステナイトと焼戻しマルテンサイトを含む金属組織の形成に有効な元素である。添加の効果を十分に得るためには、Ｂは０．０００２％以上とするのが好ましい。より好ましくは０．０００５％以上、さらに好ましくは０．００１０％以上である。
　一方、Ｂが０．０２００％を超えると、添加効果が飽和し、経済性が低下するので、Ｂは０．０２００％以下とする。好ましくは０．０１００％以下、より好ましくは０．００５０％以下、さらに好ましくは０．００２０％以下である。
　本発明の鋼板は、上記元素の他、特性向上のため、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｂｉの１種又は２種以上を含有してもよい。
　（Ｔｉ：０～０．３０％、Ｎｂ：０～０．３０％、Ｖ：０～０．３０％）
　Ｔｉ、Ｎｂ、及び、Ｖは、金属組織を微細化し、鋼板の強度と延性の向上に寄与する元素である。Ｔｉ、Ｎｂ、及び、Ｖの添加効果を十分に得るためには、Ｔｉ、Ｎｂ、及び、Ｖは、いずれも、０．００１％以上が好ましい。より好ましくは、Ｔｉ及びＮｂは０．００５％以上、Ｖは０．０１０％以上、さらに好ましくは、Ｔｉ及びＮｂは０．０１０％以上、Ｖは０．０２０％以上である。
　一方、Ｔｉ、Ｎｂ、及び、Ｖが０．３０％を超えると、添加効果が飽和するとともに、焼鈍時の再結晶温度が上昇して、焼鈍後の金属組織が不均一となり、局部延性が低下するので、Ｔｉ、Ｎｂ、及び、Ｖは、いずれも、０．３０％以下が好ましい。より好ましくは、Ｔｉは０．０８０％未満、Ｎｂは０．０５０％未満、Ｖは０．２０％以下、さらに好ましくは、Ｔｉは０．０３５％以下、Ｎｂは０．０３０％以下、Ｖは０．１０％未満である。
　（Ｃｒ：０～２．００％、Ｍｏ：０～２．００％）
　Ｃｒ及びＭｏは、鋼の焼入性を向上させ、残留オーステナイトと焼戻しマルテンサイトを含む金属組織の形成に寄与する元素である。Ｃｒ及びＭｏの添加効果を十分に得るためには、Ｃｒ及びＭｏは、いずれも、０．００１％以上が好ましい。より好ましくは、Ｃｒは０．１００％以上であり、Ｍｏは０．０５０％以上である。
　一方、Ｃｒ及びＭｏが２．００％を超えると、添加効果が飽和し、経済性が低下するので、Ｃｒ及びＭｏは、いずれも２．００％以下が好ましい。より好ましくは、Ｃｒは１．００％以下であり、Ｍｏは０．５０％以下である。
　（Ｃｕ：０～２．００％、Ｎｉ：０～２．００％）
　Ｃｕ及びＮｉは、降伏強度及び引張強度の向上に寄与する元素である。Ｃｕ及びＮｉの添加効果を十分に得るためには、Ｃｕ及びＮｉは、いずれも、０．００１％以上が好ましい。より好ましくは、いずれの元素も０．０１０％以上である。
　一方、Ｃｕ及びＮｉが２．００％を超えると、添加効果が飽和し、経済性が低下するので、Ｃｕ及びＮｉは、いずれも、２．００％以下が好ましい。より好ましくは、いずれの元素も０．８０％以下である。
　（Ｃａ：０～０．０１０％、Ｍｇ：０～０．０１０％、ＲＥＭ：０～０．１０％）
　Ｃａ、Ｍｇ、及び、ＲＥＭは、介在物の形状を制御して、局部延性の向上に寄与する元素である。Ｃａ、Ｍｇ、及び、ＲＥＭの添加効果を十分に得るためには、Ｃａ、Ｍｇ、及び、ＲＥＭは、いずれも、０．０００１％以上が好ましい。より好ましくは、いずれの元素も０．０００５％以上である。
　一方、Ｃａ及びＭｇが０．０１０％を超えると、添加効果が飽和し、経済性が低下するので、Ｃａ及びＭｇは０．０１０％以下が好ましい。より好ましくは、いずれの元素も０．００２％以下である。
　ＲＥＭが０．１０％を超えると、添加効果が飽和し、経済性が低下するので、ＲＥＭは０．１０％以下が好ましい。より好ましくは０．０１０％以下である。
　ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙ、及び、ランタノイドの合計１７元素の総称である。ランタノイドは、工業的には、ミッシュメタルの形態で添加される。なお、ＲＥＭの量は、これらの元素の合計量である。
　（Ｂｉ：０～０．０５０％）
　Ｂｉは、凝固組織を微細化して、局部延性の向上に寄与する元素である。Ｂｉの添加効果を十分に得るためには、Ｂｉは０．０００１％以上が好ましい。より好ましくは０．０００３％以上である。
　一方、Ｂｉが０．０５０％を超えると、添加効果が飽和して、経済性が低下するので、Ｂｉは０．０５０％以下が好ましい。より好ましくは０．０１０％以下、さらに好ましくは０．００５％以下である。
　本発明の鋼板の成分組成の残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。不可避的不純物は、鋼原料（鉱石、スクラップ等）から、及び／又は、製造工程で不可避的に混入する元素であり、本発明の鋼板の特性を阻害しない範囲で許容される元素である。
　次に、本発明の鋼板の金属組織について説明する。以下、組織分率に係る「％」は「体積％」を意味する。
　（残留オーステナイト：５．０％超、焼戻しマルテンサイト：５．０％超）
　本発明の鋼板の金属組織は、体積％で、残留オーステナイトを５．０％超、及び、焼戻しマルテンサイトを５．０％超含有する金属組織である。この金属組織を形成することにより、降伏強度と引張強度を維持しながら、均一延性と局部延性を向上させることができる。
　残留オーステナイトが５．０％以下であると、均一延性が向上しないので、残留オーステナイトは５．０％超とする。好ましくは６．０％超、より好ましくは８．０％超、さらに好ましくは１０．０％超である。
　残留オーステナイトの体積％は、他の組織の体積％と関連し一義的に定まらないので、その上限は設定できないが、３０．０％以上であると、局部延性及び低温衝撃特性が劣化するので、残留オーステナイトは３０．０％未満が好ましい。より好ましくは２０．０％未満である。
　焼戻しマルテンサイトが５．０％以下であると、降伏強度と引張強度を維持しながら、局部延性を高めることが困難であるので、焼戻しマルテンサイトは５．０％超とする。好ましくは８．０％超、より好ましくは１０．０％超、さらに好ましくは１２．０％超である。
　焼戻しマルテンサイトの体積％は、他の組織の体積％と関連し一義的に定まらないので、その上限は設定できないが、７０．０％を超えると、均一延性が低下するので、焼戻しマルテンサイトは７０．０％以下が好ましい。より好ましくは５０．０％以下、さらに好ましくは３０．０％以下である。
　金属組織の残部は、ポリゴナルフェライト、マルテンサイト（焼戻されていないマルテンサイトをさし、フレッシュマルテンサイトともいう）、アシキュラーフェライトやベイナイトの低温変態生成組織、及び、パーライト、さらに、セメンタイトなどの析出物を含む組織である。
　ポリゴナルフェライトは、均一延性を高めるために有効な組織であるので、２．０％超含有することが好ましい。より好ましくは３．０％以上である。
　ポリゴナルフェライトの体積％は、他の組織の体積％と関連し一義的に定まらないので、その上限は設定できないが、ポリゴナルフェライトが５０．０％以上であると、降伏強度と引張強度が低下し、さらに、局部延性も低下するので、ポリゴナルフェライトは５０．０％未満が好ましい。より好ましくは２０．０％未満、さらに好ましくは１０．０％未満である。
　マルテンサイトは、降伏強度を維持して局部延性を高めることを阻害する組織であるので、少ない方が好ましく、５．０％未満が好ましい。より好ましくは２．０％未満、さらに好ましくは１．０％未満である。
　アシキュラーフェライトやベイナイトの低温変態生成組織、パーライト、及び、セメンタイトなどの析出物は、降伏強度及び引張強度を阻害するので、合計で、４０．０％以下が好ましい。より好ましくは２０．０％以下、さらに好ましくは１０．０％以下である。
　パーライトは、降伏強度及び引張強度の他、均一延性も阻害するので、１０．０％未満が好ましい。より好ましくは５．０％未満、さらに好ましくは３．０％未満である。
　マルテンサイト、アシキュラーフェライトやベイナイトの低温変態生成組織、パーライト、及び、セメンタイトなどの析出物は、不可避的に生成する場合があるので、下限は、特に設定しないが、金属組織の残部が、これら組織を含有する必要はないので、下限は０％である。
　本発明の鋼板の金属組織の体積％は、次のように測定する。
　鋼板から試験片を採取し、圧延方向に平行な縦断面を研磨し、基材鋼板とめっき層の境界から、基材鋼板の板厚の１／４の深さ位置の金属組織を走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察し撮像する。画像を画像処理して、各組織の面積率を算出し、算出した面積率を体積率とする。
　焼戻しマルテンサイトは、内部に存在する鉄炭化物が複数の方向に伸長しているので、この点で、ベイナイトと区別することができる。ポリゴナルフェライトは、形態が塊状である点、及び、転位密度が低い点で、アシキュラーフェライトと区別することができる。
　（残留オーステナイトのＣ量：０．８５質量％以上）
　本発明の鋼板において、残留オーステナイトを安定化して、均一延性と局部延性を向上させるために、残留オーステナイトのＣ量を０．８５質量％以上とする。好ましくは０．８７質量％以上、より好ましくは０．８９質量％以上である。なお、残留オーステナイトのＣ量とは、オーステナイト相におけるＣ濃度を意味する。
　残留オーステナイトのＣ量は、鋼板のＣ量や製造条件で変動するので、その上限は設定できないが、Ｃ量が１．５０質量％以上であると、ＴＲＩＰ効果が得られず、均一延性が低下するので、残留オーステナイトのＣ量は１．５０質量％未満が好ましい。より好ましくは１．２０質量％未満、さらに好ましくは１．１０質量％未満である。
　残留オーステナイトの体積％、及び、残留オーステナイトのＣ量は、鋼板から採取した試験片において、基材鋼板とめっき層の境界から、基材鋼板の板厚の１／４の深さ位置まで圧延面を化学研磨し、Ｘ線回折装置（ＸＲＤ）で、研磨面のＸ線回折強度、及び、回折ピーク位置を測定して算出する。
　（［Ｃ］γgb／［Ｐ］γgb：４．０以上）
　旧オーステナイト粒界におけるＣ偏析量（原子数／ｎｍ2）：［Ｃ］γgbと、旧オーステナイト粒界におけるＰ偏析量（原子数／ｎｍ2）：［Ｐ］γgbの比：［Ｃ］γgb／［Ｐ］γgbを４．０以上とすることにより、低温衝撃特性が顕著に向上する。
　［Ｃ］γgb／［Ｐ］γgbが４．０未満であると、低温衝撃特性が向上しないので、［Ｃ］γgb／［Ｐ］γgbは４．０以上とする。好ましくは５．０以上、より好ましくは６．０以上である。上限は、特に限定されないが、生産性の観点から３０．０以下が好ましい。
　旧オーステナイト粒界における［Ｃ］γgbと［Ｐ］γgbは、次のように測定して、［Ｃ］γgb／［Ｐ］γgbを算出する。
　鋼板から採取した試験片において、基材鋼板とめっき層の境界から基材鋼板の板厚の１／４の深さ位置の金属組織を観察して旧オーステナイト粒界を確認する。Lift-out法によって旧オーステナイト粒界を含むブロックを切り出し、集束イオンビーム装置（ＦＩＢ）を用いて三次元アトムプローブ（３ＤＡＰ）用の針試料を作製する。
　３ＤＡＰで、旧オーステナイト粒界を含む領域におけるＣ及びＰ原子の分布を測定し、濃度分布をラダーダイヤグラム解析して単位粒界面積あたりの偏析原子密度（Interfacial excess）を求め、得られた値を［Ｃ］γgb及び［Ｐ］γgbとする。［Ｃ］γgb及び［Ｐ］γgbの測定は、５箇所以上の異なる旧オーステナイト粒界に対して行い、各旧オーステナイト粒界で得られた［Ｃ］γgb／［Ｐ］γgbの値の平均値を求める。
　（［Ｂ］γgb／［Ｐ］γgb：４．０以上）
　本発明の鋼板がＢを含有する場合は、さらに、旧オーステナイト粒界におけるＢ偏析量（原子数／ｎｍ2）：［Ｂ］γgbと、旧オーステナイト粒界におけるＰ偏析量（原子数／ｎｍ2）：［Ｐ］γgbの比：［Ｂ］γgb／［Ｐ］γgbを４．０以上とすることにより、低温衝撃特性が顕著に向上する。
　［Ｂ］γgb／［Ｐ］γgbが４．０未満であると、低温衝撃特性が向上しないので、［Ｂ］γgb／［Ｐ］γgbは４．０以上とする。好ましくは５．０以上、より好ましくは６．０以上である。上限は、特に限定されないが、生産性の観点から３０．０以下が好ましい。
　旧オーステナイト粒界における［Ｂ］γgbと［Ｐ］γgbは、次のように測定して、［Ｂ］γgb／［Ｐ］γgbを算出する。
　鋼板から採取した試験片において、基材鋼板とめっき層の境界から基材鋼板の板厚の１／４の深さ位置の金属組織を観察して旧オーステナイト粒界を確認する。Lift-out法によって旧オーステナイト粒界を含むブロックを切り出し、集束イオンビーム装置（ＦＩＢ）を用いて三次元アトムプローブ（３ＤＡＰ）用の針試料を作製する。
　３ＤＡＰで、旧オーステナイト粒界を含む領域におけるＢ及びＰ原子の分布を測定し、濃度分布をラダーダイヤグラム解析して単位粒界面積あたりの偏析原子密度（Interfacial excess）を求め、得られた値を［Ｂ］γgb及び［Ｐ］γgbとする。［Ｂ］γgb及び［Ｐ］γgbの測定は、５箇所以上の異なる旧オーステナイト粒界に対して行い、各旧オーステナイト粒界で得られた［Ｂ］γgb／［Ｐ］γgbの値の平均値を求める。
　次に、本発明の鋼板の溶融亜鉛めっき層、及び合金化溶融亜鉛めっき層について説明する。
　溶融亜鉛めっき層及び合金化溶融亜鉛めっき層は、通常のめっき条件及び合金化条件で形成したものでよい。ただし、合金化溶融亜鉛めっき層のＦｅ量が７質量％未満であると、溶接性及び摺動性を確保できないので、合金化溶融亜鉛めっき層のＦｅ量は７質量％以上が好ましい。Ｆｅ量の上限は、耐パウダリング性の抑制の点から、２０質量％以下が好ましく、１５質量％以下がより好ましい。合金化溶融亜鉛めっき層のＦｅ量は、合金化処理条件を適宜調整して調整する。
　次に、本発明の鋼板の機械特性について説明する。
　鋼板の伸び特性について、圧延方向に直交する方向の均一伸びをＵＥｌ（Uniform Elongation）と定義し、下記式（１）に基づいて、圧延方向に直交する方向の全伸び（ＴＥｌ0）を板厚１．２ｍｍ相当の全伸びに換算した値をＴＥｌ（Total Elongation）と定義し、下記式（２）に基づいて、板厚１．２ｍｍに相当する、圧延方向に直交する方向の局部伸びをＬＥｌ（Local Elongation）と定義する。
　　ＴＥｌ＝ＴＥｌ0×（１．２／ｔ0）0.2　　　　・・・（１）
　　ＬＥｌ＝ＴＥｌ－ＵＥｌ　　　　　　　　　 　・・・（２）
　ＵＥｌは、ＪＩＳ５号引張試験片を用いて測定した均一伸びの実測値で、ＴＥｌ0は、ＪＩＳ５号引張試験片を用いて測定した全伸びの実測値であり、ｔ0は、測定に供したＪＩＳ５号引張試験片の板厚である。ＴＥｌ及びＬＥｌは、それぞれ、板厚１．２ｍｍの場合に換算した全伸び及び局部伸びである。
　ＴＳ×ＵＥｌは、引張強度（ＴＳ）と均一伸び（ＵＥｌ）の両方が優れていると大きな値となるので、均一延性を評価する指標として用いられる。
　ＴＳ×ＬＥｌは、引張強度（ＴＳ）と局部伸び（ＬＥｌ）の両方が優れていると大きな値となるので、局部延性を評価する指標として用いられる。
　本発明の鋼板においては、プレス成形性の観点から、ＴＳ×ＵＥｌは１００００ＭＰａ・％以上が好ましく、ＴＳ×ＬＥｌは５０００ＭＰａ・％以上が好ましい。より好ましくは、ＴＳ×ＵＥｌは１１０００ＭＰａ・％以上、ＴＳ×ＬＥｌは６０００ＭＰａ・％以上である。さらに好ましくは、ＴＳ×ＵＥｌは１２０００ＭＰａ・％以上、ＴＳ×ＬＥｌは７０００ＭＰａ・％以上である。
　本発明の鋼板の衝撃吸収性を向上させるため、引張強度（ＴＳ）は、７８０ＭＰａ以上が好ましく、９８０ＭＰａ以上がより好ましく、１１８０ＭＰａ以上がさらに好ましい。降伏比（ＹＲ）は、０．５９以上が好ましく、０．６６以上がより好ましく、０．７２以上がさらに好ましい。
　局部延性が優れているほど、衝撃荷重負荷時の割れが抑制され、吸収エネルギーが上昇するので、割れ抑制の観点から、ＴＳ×ＬＥｌは５５００ＭＰａ・％以上が好ましく、６５００ＭＰａ・％以上がより好ましい。
　鋼板の低温衝撃特性について、圧延方向に直交する方向を長さ方向とし、長さが５５ｍｍ、厚さが１０ｍｍ、幅が鋼板の板厚であるサブサイズシャルピー衝撃試験片を、幅方向に複数枚重ねた状態でシャルピー衝撃試験を行う。試験片のノッチ形状を、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２で規定されるＶノッチとし、試験温度を－６０℃及び４０℃としてシャルピー衝撃試験を行ったときのシャルピー衝撃値を、それぞれＩＶLT及びＩＶHTと定義する。
　ＩＶLT／ＩＶHTは、低温衝撃特性を評価する指標として用いることができ、本発明の鋼板においては、ＩＶLT／ＩＶHTは０．５０超が好ましく、０．６０超がより好ましく、０．７０超がさらに好ましい。
　次に、本発明の鋼板の製造方法について説明する。
　（素材鋼板）
　本発明のめっき前の鋼板（以下「素材鋼板」という）は、本発明の鋼板の成分組成を有する鋼板であればよく、素材鋼板の製造方法は、特定の製造方法に限定されない。素材鋼板としては、熱延鋼板を用いることができる。また、熱延鋼板に、酸洗後、冷間圧延を施した冷延鋼板を用いることもできる。以下、素材鋼板の製造方法の一例を説明する。
　（鋳造）
　スラブの鋳造法は、特定の鋳造法に限定されないが、連続鋳造法が好ましい。他の鋳造法で鋳造した鋼塊を分塊圧延等で鋼片としてもよい。連続鋳造工程では、介在物に起因する表面欠陥の発生を抑制するために、鋳型内にて、電磁攪拌等で溶鋼を流動させることが好ましい。連続鋳造後の高温状態の鋼塊又は分塊圧延後の高温状態の鋼片は、一旦冷却された後、再加熱し、熱間圧延に供してもよい。
　また、連続鋳造後の高温状態の鋼塊又は分塊圧延後の高温状態の鋼片は、そのまま熱間圧延に供してもよく、補助的な加熱を行ってから熱間圧延に供してもよい。なお、熱間圧延に供する鋼塊及び鋼片を「スラブ」と総称する。
　オーステナイトの粗大化を防止するために、熱間圧延に供するスラブの温度は、１２５０℃未満が好ましい。より好ましくは１２００℃以下である。熱間圧延に供するスラブの温度の下限は、特に限定しないが、熱間圧延をＡr3点以上で完了することが可能な温度であることが好ましい。
　（熱間圧延）
　熱間圧延の条件は、特定の条件に限定されないが、熱間圧延の完了温度が低すぎると、熱延鋼板の金属組織において、圧延方向に展伸した粗大な低温変態生成組織が生じるおそれがある。
　この粗大な低温変態生成組織は、均一延性及び局部延性を阻害するので、熱間圧延の完了温度はＡr3点以上でかつ８５０℃超が好ましい。より好ましくは、Ａr3点以上でかつ８８０℃超、さらに好ましくはＡr3点以上でかつ９００℃超である。熱間圧延の完了温度の上限は、特に限定されないが、熱延鋼板の金属組織を細粒化する点で、１０００℃以下が好ましい。
　熱間圧延が粗圧延と仕上げ圧延からなる場合は、熱間圧延の完了温度を上記温度範囲に維持するため、粗圧延と仕上げ圧延との間で、粗圧延材を加熱してもよい。
　この際、粗圧延材の後端が、粗圧延材の先端よりも高温となるように粗圧延材を加熱して、仕上げ圧延の開始時における粗圧延材の全長にわたる温度のばらつきを１４０℃以下に抑制することが好ましい。この温度抑制により、熱延鋼板を巻き取ったコイル内での特性の均一性が向上する。
　粗圧延材の加熱は公知の手段を用いて行えばよい。例えば、粗圧延機と仕上げ圧延機の間に、ソレノイド式誘導加熱装置を設け、この誘導加熱装置の上流側における粗圧延材の長手方向の温度分布等に基づいて、ソレノイド式誘導加熱装置による加熱昇温量を制御してもよい。
　熱間圧延終了後から巻取り開始までの条件は通常の条件でよいが、熱延鋼板を軟質化することにより熱延鋼板の冷間圧延性を高めるために、巻取温度は６００℃以上が好ましい。巻取温度は６４０℃以上がより好ましく、６８０℃以上がさらに好ましい。巻取温度が高すぎると、熱延鋼板の酸洗性が低下するので、巻取温度は７５０℃以下が好ましく、７２０℃未満がより好ましい。
　（冷間圧延）
　冷間圧延の条件は、特定の条件に限定されない。冷間圧延の前に、熱延鋼板に、酸洗等により脱スケール処理を施してもよい。焼鈍の後の金属組織を均一化し、局部延性をさらに向上させるために、冷間圧延の圧下率は４０％以上が好ましい。圧下率が高すぎると、圧延荷重が増大し、圧延が困難となるので、圧下率は７０％未満が好ましく、６０％未満がより好ましい。
　（焼鈍）
　素材鋼板を、Ａc1点を超える温度に加熱して焼鈍する。Ａc1点は、素材鋼板を加熱した際に、金属組織中にオーステナイトが生成し始める温度である。
　加熱温度がＡc1点以下であると、オーステナイトが生成せず、本発明の鋼板の金属組織において、残留オーステナイトが得られず、均一延性が低下するので、加熱温度はＡc1点超が好ましい。より好ましくは（Ａc1＋３０）℃超である。
　鋼板の金属組織を均一化し、局部延性をさらに向上させるために、加熱温度は（Ａc3点－４０）℃以上が好ましい。より好ましくはＡc3点超である。Ａc3点は、素材鋼板を加熱した際に、金属組織中でフェライトが消失する温度である。
　加熱温度が高すぎると、オーステナイトが粗大化し、局部延性が損なわれるので、加熱温度は（Ａc3点＋１００）℃以下が好ましく、（Ａc3点＋５０）℃以下がより好ましい。
　加熱温度での保持時間は、特に限定されないが、素材鋼板の金属組織を均一化するため、１０秒以上が好ましい。オーステナイトの粗大化を抑制する点で、２４０秒以下が好ましい。
　焼鈍の後、素材鋼板を、６５０～５００℃の温度域における平均冷却速度を２℃／秒以上１００℃／秒未満として、途中で等温保持することなく、５００℃以下の温度域まで冷却する。
　平均冷却速度を規定する冷却温度域を６５０～５００℃の温度域とする。この温度域では、フェライトとパーライトが析出するので、析出量を調整し、所要の機械特性を確保するためには、冷却速度を制御する必要がある。
　６５０～５００℃の温度域における平均冷却速度が２℃／秒未満であると、ポリゴナルフェライトとパーライトが過剰に生成し、降伏強度と引張強度が低下するので、上記温度域における平均冷却速度は２℃／秒以上が好ましい。より好ましくは４℃／秒以上、さらに好ましくは１０℃／秒以上である。
　一方、６５０～５００℃の温度域における平均冷却速度が１００℃／秒以上であると、鋼板の形状・寸法の精度が低下するので、上記温度域における平均冷却速度は１００℃／秒未満が好ましい。より好ましくは３０℃／秒以下である。
　素材鋼板を、６５０～５００℃の温度域における平均冷却速度２℃／秒以上１００℃／秒未満で、５００℃以下に冷却する。５００℃以下に冷却した後の冷却条件は、特に限定されないが、めっき後の金属組織において、残留オーステナイトの体積％及び残留オーステナイトのＣ量を調整し、均一延性及び局部延性の向上と、降伏強度の上昇を図る点で、素材鋼板を５００℃以下４６０℃以上の温度域に、４～４５秒保持することが好ましい。
　（溶融亜鉛めっき）
　素材鋼板に、常法に従って溶融亜鉛めっきを施し、素材鋼板の片面又は両面に、溶融亜鉛めっき層を形成する。素材鋼板に溶融亜鉛めっきを施す前に、素材鋼板を、適宜、冷却及び／又は加熱してもよい。
　溶融亜鉛めっき浴の浴温度及び浴組成は、通常の浴温度及び浴組成でよい。めっき付着量も、通常の付着量でよい。例えば、素材鋼板の片面当たり２０～８０ｇ／ｍ2の範囲が好ましい。
　溶融亜鉛めっき層を有する素材鋼板を、所要の温度に加熱して、溶融亜鉛めっき層に合金化処理を施してもよい。合金化処理は、通常の条件で行えばよい。例えば、４７０～５６０℃、５～６０秒で合金化処理を行えばよい。ただし、めっき層中のＦｅ量が７質量％以上となる条件が好ましい。
　（めっき処理後又は合金化処理後の冷却）
　めっき処理又は合金化処理後の鋼板を、めっき温度から３００℃までの温度域、又は、合金化処理温度から３００℃までの温度域における平均冷却速度を２℃／秒以上として、３００℃未満まで冷却する。
　上記平均冷却速度が２℃／秒未満であると、パーライトが過剰に生成して、降伏強度及び引張強度が低下し、また、残留オーステナイト量が減少して、均一延性が低下するので、上記平均冷却速度は２℃／秒以上が好ましい。より好ましくは１０℃／秒超である。
　平均冷却速度の上限は、特に限定されないが、経済性の点で、５００℃／秒以下が好ましい。冷却停止温度は３００℃未満であるが、後の調質圧延を効果的に行う点で、冷却停止温度は、室温が好ましい。
　（調質圧延）
　溶融亜鉛めっき層又は合金化めっき層を有する鋼板に２段加熱処理を施す前に、伸び率０．１０％以上の調質圧延を施す。この調質圧延により、後の２段加熱処理において、オーステナイトへのＣの濃化が促進されて、均一延性及び局部延性が向上するとともに、降伏強度が向上する。
　伸び率が０．１０％未満であると、後の２段加熱処理において、オーステナイトへのＣの濃化が促進されず、均一延性及び局部延性が向上せず、また、降伏強度が向上しないので、伸び率は０．１０％以上が好ましい。より好ましくは０．３０％以上、さらに好ましくは０．５０％以上である。
　伸び率の上限は特に規定しないが、高すぎると圧延負荷が増大するので、伸び率は２．００％以下が好ましい。より好ましくは１．５０％未満、さらに好ましくは１．００％未満である。
　調質圧延温度は、特に特定されないが、オーステナイトに加工歪を効果的に付与する点で、低温ほど好ましく、室温が特に好ましい。
　（２段加熱処理）
　溶融亜鉛めっき層又は合金化溶融亜鉛めっき層を有する鋼板に、伸び率０．１０％以上の調質圧延を施した後、上記鋼板を、３００℃まで、平均加熱速度１０℃／秒未満で加熱し、続いて、３００℃を超え６００℃以下の温度域に、平均加熱速度１０℃／秒以上で加熱し、３００℃を超え６００℃以下の温度域での加熱温度に１秒以上保持する。
　この２段加熱処理により、旧オーステナイト粒界において、Ｃ偏析量（原子数／ｎｍ2）：［Ｃ］γgbとＰ偏析量（原子数／ｎｍ2）：［Ｐ］γgbの比：［Ｃ］γgb／［Ｐ］γgbが［Ｃ］γgb／［Ｐ］γgb≧４．０を満たし、Ｃが残留オーステナイトへ濃化して、０．８５質量％以上に達し、マルテンサイトが焼戻される。その結果、均一延性及び局部延性が向上し、降伏強度が向上し、低温衝撃特性が向上する。
　さらに、鋼板がＢを含有する場合、Ｂ偏析量（原子数／ｎｍ2）：［Ｂ］γgbとＰ偏析量（原子数／ｎｍ2）：［Ｐ］γgbの比：［Ｂ］γgb／［Ｐ］γgbが［Ｂ］γgb／［Ｐ］γgb≧４．０を満たし、均一延性及び局部延性が向上し、降伏強度が向上し、低温衝撃特性が向上する。
　以下、２段加熱処理の各工程条件について説明する。
　（３００℃までの平均加熱速度：１０℃／秒未満）
　調質圧延後の鋼板の金属組織において、Ｃをオーステナイトへ濃化させるとともに、マルテンサイトを焼戻すため、金属組織を、３００℃を超え６００℃以下の温度域に加熱する。このとき、３００℃までは、１０℃／秒未満の平均加熱速度で加熱する。この加熱で、旧オーステナイト粒界へのＣやＢの偏析を促進する。
　３００℃までの平均加熱速度が１０℃／秒以上であると、旧オーステナイト粒界へのＣやＢの偏析が促進されないので、３００℃までの平均加熱速度は１０℃／秒未満とする。好ましくは７℃／秒以下、より好ましくは３℃／秒以下である。
　（３００℃を超え６００℃以下の温度域の平均加熱速度：１０℃／秒以上）
　３００℃を超え６００℃以下の温度域の加熱温度までの平均加熱速度を１０℃／秒以上とすることで、旧オーステナイト粒界へのＰの偏析を抑制することができる。
　即ち、１０℃／秒未満の平均加熱速度を３００℃を境に、１０℃／秒以上に変えることにより、下記式（３）を実現することができ、鋼板がＢを含有する場合は、下記式（４）を実現することができる。３００℃を超え６００℃以下の温度域の平均加熱速度は２０℃／秒超が好ましい。
　　［Ｃ］γgb／［Ｐ］γgb≧４．０　　　・・・（３）
　　［Ｂ］γgb／［Ｐ］γgb≧４．０　　　・・・（４）
　旧オーステナイト粒界で、上記式が実現すれば、旧オーステナイト粒界において、Ｃ及びＢの強化作用が増すとともにＰの脆化作用が抑制され、低温衝撃特性を向上させることができる。
　（３００℃を超え６００℃以下の温度域での保持時間：１秒以上）
　上記２段加熱の後、鋼板を、３００℃を超え６００℃以下の温度域の加熱温度に１秒間以上保持する。加熱温度が３００℃以下であると、オーステナイトへのＣの濃化が不十分となり、均一延性が向上せず、また、硬質のマルテンサイトが残存して、局部延性が損なわれるとともに降伏強度が低下するので、加熱温度は３００℃超とする。好ましくは３５０℃超、より好ましくは４００℃超である。
　一方、加熱温度が６００℃を超えると、残留オーステナイトの量が不足して、均一延性が低下し、また、焼戻しマルテンサイトが過度に軟質化して、降伏強度及び引張強度が低下し、また、硬質のフレッシュマルテンサイトが生成して、局部延性が低下するとともに降伏強度が低下するので、加熱温度は６００℃以下とする。好ましくは５５０℃以下、より好ましくは５００℃以下である。
　加熱保持時間が１秒未満であると、オーステナイトへのＣの濃化が不十分となり、均一延性が向上しないし、また、硬質のマルテンサイトが残存して、局部延性が低下するとともに降伏強度が低下するので、加熱保持時間は１秒以上とする。好ましくは５秒以上、より好ましくは１５秒以上である。
　加熱保持時間が長すぎると、残留オーステナイトの量が減少して、均一延性が低下し、また、焼戻しマルテンサイトが過度に軟質化して、降伏強度及び引張強度が低下し、また、硬質のフレッシュマルテンサイトが生成して、局部延性が低下するとともに降伏強度が低下するので、加熱保持時間は９６時間以下が好ましい。より好ましくは４８時間以下、さらに好ましくは２４時間以下である。
　加熱保持時間は、加熱温度に応じて適宜調節する。例えば、加熱温度が４００～６００℃の場合、加熱保持時間は２０分以下が好ましい。より好ましくは６分以下、さらに好ましくは３分未満である。生産性の点からは、加熱温度４００℃超、加熱保持時間２０分以下が好ましい。
　なお、鋼板に２段加熱処理を施した後に、鋼板の平坦度を矯正するため、鋼板に調質圧延を施してもよく、また、鋼板に、塗油や潤滑作用のある皮膜を施してもよい。
　本発明の鋼板の板厚は、特に、特定の範囲に限定されないが、汎用性のある板厚０．８～２．３ｍｍの鋼板において、２段加熱処理の効果が顕著に発現する。
　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）
　真空溶解炉を用いて溶鋼を鋳造して、表１に示す成分組成を有する鋼Ａ～Ｕを製造した。表１中のＡc1点及びＡc3点は、鋼Ａ～Ｐの冷延鋼板を２℃／秒で加熱した際の熱膨張変化から求めた。鋼Ａ～Ｕを１２００℃に加熱し６０分間保持した後、表２－１、２－２に示す熱延条件で熱間圧延を行った。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　具体的には、Ａr3点以上の温度域で、鋼Ａ～Ｕに１０パスの圧延を施し、厚さ２．５～３．０ｍｍの熱延鋼板とした。熱間圧延後、水スプレーで、熱延鋼板を５００～６８０℃まで冷却し、冷却終了温度を巻取温度とし、この巻取温度に保持した電気加熱炉中に熱延鋼板を装入して、６０分間保持し、その後、熱延鋼板を２０℃／時間の冷却速度で室温まで炉冷却して、巻取り後の徐冷をシミュレートした。
　徐冷後の熱延鋼板を酸洗して冷間圧延用の母材とし、圧下率４７～５２％で冷間圧延を施して、厚さ１．２～１．６ｍｍの冷延鋼板（素材鋼板）とした。溶融亜鉛めっきシミュレーターを用いて、素材鋼板を１０℃／秒の加熱速度で６５０℃まで加熱した後、２℃／秒の加熱速度で、表２－１、２－２に示す温度まで加熱し、３０～９０秒均熱した。
　その後、表２－１、２－２に示す冷却条件で素材鋼板を４６０℃まで冷却し、素材鋼板を、４６０℃に保持した溶融亜鉛めっき浴に浸漬して、素材鋼板に溶融亜鉛めっきを施した。一部の素材鋼板には、溶融亜鉛めっきの後、５２０℃まで加熱して、合金化処理を施した。
　めっき温度（めっき浴温度を意味する）、又は、合金化温度から、表２－１、２－２に示す冷却条件で、素材鋼板を二次冷却した。表２－１、２－２において、「ＲＴ」は室温を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　二次冷却を施した素材鋼板に、伸び率０．５０％の調質圧延を施した後、表３－１、３－２に示す熱処理条件で熱処理を施し、溶融亜鉛めっき鋼板又は合金化溶融亜鉛めっき鋼板（以下、溶融亜鉛めっき鋼板と合金化溶融亜鉛めっき鋼板を「めっき鋼板」と総称する）を得た。
　二次冷却の停止温度を１００℃とした場合は、二次冷却停止後に室温まで冷却することなく調質圧延を行い、その後、室温まで冷却することなく、表３－１、３－２に示す熱処理条件で熱処理を行った。一部の素材鋼板に対しては、調質圧延又は熱処理を省略した。表３－１、３－２の「熱処理条件」の欄における「－」は、熱処理を行わなかったことを示す。
　めっき鋼板から、ＸＲＤ測定用試験片を採取し、基材鋼板とめっき層の境界から基材鋼板の板厚の１／４深さ位置まで、試験片の圧延面を化学研磨した。この圧延面にＸ線回折試験を行い、残留オーステナイトの体積率、及び、残留オーステナイトのＣ量を測定した。
　具体的には、試験片にＭｏ－Ｋα線を入射して、α相（２００）、（２１１）回折ピークの積分強度、及び、γ相（２００）、（２２０）、（３１１）回折ピークの積分強度を測定して、残留オーステナイトの体積率を求めた。
　また、Ｆｅ－Ｋα線を入射して、γ相（２００）、（２２０）、（３１１）回折ピークの位置から、オーステナイトの格子定数(ａγ)を求め、残留オーステナイトのＣ量（Ｃγ）を、ａγ（Å）＝３．５７８＋０．０３３×Ｃγ（質量％）の関係式を用いて算出した。
　また、めっき鋼板からＥＢＳＰ測定用試験片を採取し、圧延方向に平行な縦断面を電解研磨した後、基材鋼板とめっき層の境界から基材鋼板の板厚の１／４深さ位置における金属組織を観察し、旧オーステナイト粒界を確認した。続いて、ＦＩＢを使用して、旧オーステナイト粒界を含む３ＤＡＰ測定用針試料を作製した。
　３ＤＡＰを使用して、Ｃ、Ｂ及びＰ原子の濃度分布を測定し、旧オーステナイト粒界におけるＣ偏析量（[Ｃ]γgb）、Ｂ偏析量（[Ｂ]γgb）及びＰ偏析量（[Ｐ]γgb）を求め、［Ｃ］γgb／［Ｐ］γgb、及び［Ｂ］γgb／［Ｐ］γgbを算出した。
　また、めっき鋼板からＳＥＭ観察用試験片を採取し、この試験片の圧延方向に平行な縦断面を研磨した後、この縦断面にナイタール腐食及びレペラー腐食を行い、基材鋼板とめっき層の境界から基材鋼板の板厚の１／４深さ位置における金属組織を観察した。画像処理により、焼戻しマルテンサイト、ポリゴナルフェライト、フレッシュマルテンサイト、及び、残部組織の体積率を測定した。
　フレッシュマルテンサイトの体積率は、レペラー腐食により測定される残留オーステナイトとフレッシュマルテンサイトとの体積率の合計から、上記ＸＲＤ測定により測定される残留オーステナイトの体積率を引算して求めた。
　降伏応力（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、及び、均一伸び（ＵＥｌ）は、めっき鋼板から圧延方向に直行する方向に沿ってＪＩＳ５号引張試験片を採取し、この試験片に引張試験を行って求めた。
　引張速度は、降伏点に達するまで１ｍｍ／分とし、それ以降を１０ｍｍ／分とした。降伏比（ＹＲ）は、ＹＳをＴＳで除して求めた。全伸び（ＴＥｌ）及び局部伸び（ＬＥｌ）は、圧延方向に直行する方向に沿って採取したＪＩＳ５号引張試験片に引張試験を行い、全伸びの実測値（ＴＥｌ0）及び均一伸びの実測値（ＵＥｌ）を用いて、上記式（１）及び（２）に基づき、板厚１．２ｍｍの場合に相当する換算値を求めた。
　また、めっき鋼板から圧延方向と直交する方向に沿ってＶノッチサブサイズシャルピー衝撃試験片を採取し、板厚が１．２ｍｍの場合は８枚を、板厚が１．６ｍｍの場合は６枚を積層してビス留めし、この試験片を用いてシャルピー衝撃試験を行った。試験温度が－６０℃である場合のシャルピー衝撃値をＩＶLT、試験温度が４０℃である場合のシャルピー衝撃値をＩＶHTとし、ＩＶLT／ＩＶHTの値を求めた。
　ＹＲが０．５９以上であり、ＴＳ×ＵＥｌが１００００ＭＰａ・％以上であり、かつ、ＴＳ×ＬＥｌが５０００ＭＰａ・％以上であれば、良好な機械特性であると判断した。また、ＩＶLT／ＩＶHTが０．５０超であれば、良好な低温衝撃特性であると判断した。
　表４－１、４－２に、めっき鋼板の金属組織を観察した結果を示し、表５－１、５－２に、めっき鋼板の機械特性及び低温衝撃特性を評価した結果を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
　表４－１、４－２中、「残留オーステナイトのＣ量（質量％）」の列、「［Ｃ］γgb／［Ｐ］γgb」の列、及び「［Ｂ］γgb／［Ｐ］γgb」の列において、「－」は、残留オーステナイトのＣ量、［Ｃ］γgb／［Ｐ］γgb、及び［Ｂ］γgb／［Ｐ］γgbの測定を行っていないことを示す。
　なお、表１～表５において、下線を付した数値又は記号は、本発明の範囲外であることを意味する。
　発明例は、いずれも、ＴＳ×ＵＥｌが１００００以上、ＴＳ×ＬＥｌが５０００以上であり、良好な均一延性と局部延性を示した。また、ＹＲは０．５９以上の高い値を示した。また、ＩＶLT／ＩＶHTは０．５１以上の高い値を示した。
　成分組成又は工程条件が適切でない比較例についての試験結果は、降伏比、均一延性、局部延性、及び、低温衝撃特性のうちいずれか又は全てが劣っていた。
　具体的には、本発明の範囲内の成分組成を有する鋼Ｃ、Ｅ、Ｎを用いたが、調質圧延を行わなかった試験番号９、２２、及び、４０では、残留オーステナイトのＣ量が低く、ＴＳ×ＵＥｌ及びＴＳ×ＬＥｌが低い。熱処理温度が低すぎる試験番号１０、２３、及び、４１では、焼戻しマルテンサイト体積率、残留オーステナイトのＣ量及び［Ｃ］γgb／［Ｐ］γgbが低く、ＹＲ、ＴＳ×ＵＥｌ、ＴＳ×ＬＥｌ、及び、ＩＶLT／ＩＶHTが低い。
　鋼Ｃを用いた試験（試験番号１４）では、熱処理を行っていないため、焼戻しマルテンサイト体積率、残留オーステナイトのＣ量及び［Ｃ］γgb／［Ｐ］γgbが低く、ＹＲ、ＴＳ×ＵＥｌ、ＴＳ×ＬＥｌ、及び、ＩＶLT／ＩＶHTが低い。
　鋼Ｃ及び鋼Ｆを用いた試験（試験番号１１及び２８）では、熱処理温度が高すぎるため、残留オーステナイト体積率、残留オーステナイトのＣ量及び［Ｃ］γgb／［Ｐ］γgbが低く、ＹＲ、ＴＳ×ＵＥｌ、ＴＳ×ＬＥｌ、及び、ＩＶLT／ＩＶHTが低い。
　本発明の範囲内の成分組成を有する鋼Ｃを用いたが、焼鈍工程において均熱温度が低すぎる試験番号１９では、残留オーステナイト体積率及び焼戻しマルテンサイト体積率が低く、ＴＳ×ＵＥｌが低い。
　鋼Ａ及びＣを用いた試験（試験番号４及び１８）では、第１冷却工程において６５０～５００℃の温度域における平均冷却速度が低すぎるため、試験番号４では、残留オーステナイト体積率及び焼戻しマルテンサイト体積率が低く、ＹＲ及びＴＳ×ＬＥｌが低い。試験番号１８では、残留オーステナイト体積率が低く、ＹＲ、ＴＳ×ＵＥｌ、及び、ＴＳ×ＬＥｌが低い。
　本発明の範囲内の成分組成を有する鋼Ｃを用いたが、第２冷却工程において合金化温度～３００℃の温度域における平均冷却速度（二次冷却速度）が低すぎた試験番号１２では、残留オーステナイト体積率及び残留オーステナイトのＣ量が低く、ＴＳ×ＵＥｌ及びＴＳ×ＬＥｌが低い。
　鋼Ｃ、Ｅ、及び、Ｎを用いた試験（試験番号１７、２６、及び、３９）では、２段加熱処理工程において３００℃までの温度域における平均加熱速度が高すぎるため、［Ｃ］γgb／［Ｐ］γgbが低く、ＩＶLT／ＩＶHTが低い。
　鋼Ａ、Ｃ、Ｅ、及び、Ｇを用いた試験（試験番号２、１６、２４、及び、３１）では、２段加熱処理工程において３００℃を超える温度域における平均加熱速度が低すぎるため、［Ｃ］γgb／［Ｐ］γgbが低く、ＩＶLT／ＩＶHTが低い。
　鋼Ｂを用いた試験番号５では、鋼中のＳｉ量が少ないために、残留オーステナイト体積率及び残留オーステナイトのＣ量が低く、ＹＲ、ＴＳ×ＵＥｌ及びＴＳ×ＬＥｌが低い。鋼Ｄを用いた試験番号２０では、鋼中のＭｎ量が少ないために、残留オーステナイト体積率が低く、ＹＲ及びＴＳ×ＬＥｌが低い。
　前述したように、本発明によれば、均一延性及び局部延性がともに良好で、プレス成形性に優れ、かつ、降伏強度及び引張強度が高く、かつ、局部延性が良好で、衝撃吸収性に優れ、かつ、低温衝撃特性にも優れる溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供することができる。
　本発明の溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、メンバーやピラーなどの自動車車体の構造部品や、他の機械構造部品の素材鋼板として最適な鋼板である。したがって、本発明は、自動車産業や機械部品製造産業で利用可能性が高いものである。

Claims (6)

  1. 　鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板であって、
    　上記鋼板の成分組成が、質量％で、
    　　Ｃ　：０．０３～０．７０％、
    　　Ｓｉ：０．２５～２．５０％、
    　　Ｍｎ：１．００～５．００％、
    　　Ｐ　：０．０００５～０．１００％、
    　　Ｓ　：０．０１０％以下、
    　　ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～２．５００％、
    　　Ｎ　：０．０２０％以下、
    　　Ｂ　：０～０．０２００％、
    　　Ｔｉ：０～０．３０％、
    　　Ｎｂ：０～０．３０％、
    　　Ｖ　：０～０．３０％、
    　　Ｃｒ：０～２．００％、
    　　Ｍｏ：０～２．００％、
    　　Ｃｕ：０～２．００％、
    　　Ｎｉ：０～２．００％、
    　　Ｃａ：０～０．０１０％、
    　　Ｍｇ：０～０．０１０％、
    　　ＲＥＭ：０～０．１０％、及び
    　　Ｂｉ：０～０．０５０％
    を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物であり、
    　上記鋼板の金属組織が、体積％で、残留オーステナイト：５．０％超、及び焼戻しマルテンサイト：５．０％超を含有し、上記残留オーステナイトが、Ｃ：０．８５質量％以上を含有し、
    　上記鋼板の金属組織中の旧オーステナイト粒界におけるＣ偏析量（原子数／ｎｍ2）：［Ｃ］γgbと、Ｐ偏析量（原子数／ｎｍ2）：［Ｐ］γgbの比：［Ｃ］γgb／［Ｐ］γgbが４．０以上である
    ことを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板。
  2. 　前記鋼板の成分組成が、質量％で、
    　　Ｂ　：０．０００２～０．０２００％、
    　　Ｔｉ：０．００１～０．３０％、
    　　Ｎｂ：０．００１～０．３０％、
    　　Ｖ　：０．００１～０．３０％、
    　　Ｃｒ：０．００１～２．００％、
    　　Ｍｏ：０．００１～２．００％、
    　　Ｃｕ：０．００１～２．００％、
    　　Ｎｉ：０．００１～２．００％、
    　　Ｃａ：０．０００１～０．０１０％、
    　　Ｍｇ：０．０００１～０．０１０％、
    　　ＲＥＭ：０．０００１～０．１０％、及び
    　　Ｂｉ：０．０００１～０．０５０％
    の１種以上を含有す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. 　前記鋼板の成分組成において、Ｂの含有量が０．０００２％以上であり、
    　前記鋼板の金属組織中の旧オーステナイト粒界におけるＢ偏析量（原子数／ｎｍ2）：［Ｂ］γgbと、Ｐ偏析量（原子数／ｎｍ2）：［Ｐ］γgbの比：［Ｂ］γgb／［Ｐ］γgbが４．０以上である
    ことを特徴とする請求項１又は２に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
  4. 　請求項１～３のいずれか１項に記載の溶融亜鉛めっき鋼板において、溶融亜鉛めっき層が合金化溶融亜鉛めっき層であることを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
  5. 　請求項１～３のいずれか１項に記載の溶融亜鉛めっき鋼板を製造する製造方法であって、
    　請求項１又は２に記載の成分組成の素材鋼板を、Ａc1点を超える温度域に加熱して焼鈍する焼鈍工程、
    　焼鈍工程の後、素材鋼板を、６５０～５００℃の温度域における平均冷却速度を２℃／秒以上１００℃／秒未満として、５００℃以下まで冷却する第１冷却工程、
    　第１冷却工程の後、素材鋼板に溶融亜鉛めっきを施すめっき工程、
    　めっき工程の後、素材鋼板を、めっき温度～３００℃の温度域における平均冷却速度を２℃／秒以上として、３００℃未満まで冷却する第２冷却工程、
    　第２冷却工程の後、素材鋼板に、伸び率０．１０％以上の調質圧延を施す調質圧延工程、及び、
    　調質圧延工程の後、素材鋼板に、３００℃までの温度域における平均加熱速度を１０℃／秒未満として、３００℃まで加熱し、次いで、３００℃を超える温度域における平均加熱速度を１０℃／秒超として、３００℃超６００℃以下の温度域に加熱し、その加熱温度で１秒以上保持する熱処理を施す２段加熱処理工程
    を備えることを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  6. 　請求項４に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する製造方法であって、
    　請求項１又は２に記載の成分組成の素材鋼板を、Ａc1点を超える温度域に加熱して焼鈍する焼鈍工程、
    　焼鈍工程の後、素材鋼板を、６５０～５００℃の温度域における平均冷却速度を２℃／秒以上１００℃／秒未満として、５００℃以下まで冷却する第１冷却工程、
    　第１冷却工程の後、素材鋼板に溶融亜鉛めっきを施すめっき工程、
    　めっき工程の後、素材鋼板に、合金化処理を施す合金化工程、
    　合金化工程の後、素材鋼板を、合金化処理温度～３００℃の温度域における平均冷却速度を２℃／秒以上として、３００℃未満まで冷却する第２冷却工程、
    　第２冷却工程の後、素材鋼板に、伸び率０．１０％以上の調質圧延を施す調質圧延工程、及び、
    　調質圧延工程の後、素材鋼板に、３００℃までの温度域における平均加熱速度を１０℃／秒未満として、３００℃まで加熱し、次いで、３００℃を超える温度域における平均加熱速度を１０℃／秒超として、３００℃超６００℃以下の温度域に加熱し、その加熱温度で１秒以上保持する熱処理を施す２段加熱処理工程
    を備えることを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
PCT/JP2018/013915 2018-03-30 2018-03-30 溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板 WO2019187124A1 (ja)

Priority Applications (6)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201880088680.3A CN111684096B (zh) 2018-03-30 2018-03-30 热浸镀锌钢板以及合金化热浸镀锌钢板
PCT/JP2018/013915 WO2019187124A1 (ja) 2018-03-30 2018-03-30 溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板
KR1020207027470A KR102477508B1 (ko) 2018-03-30 2018-03-30 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판
US17/043,267 US11225701B2 (en) 2018-03-30 2018-03-30 Hot dip galvanized steel sheet and hot dip galvannealed steel sheet
MX2020010255A MX2020010255A (es) 2018-03-30 2018-03-30 Lamina de acero galvanizada por inmersion en caliente y lamina de acero galvanizada-recocida por inmersion en caliente.
JP2018537559A JP6421903B1 (ja) 2018-03-30 2018-03-30 溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
PCT/JP2018/013915 WO2019187124A1 (ja) 2018-03-30 2018-03-30 溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2019187124A1 true WO2019187124A1 (ja) 2019-10-03

Family

ID=64269170

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2018/013915 WO2019187124A1 (ja) 2018-03-30 2018-03-30 溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板

Country Status (6)

Country Link
US (1) US11225701B2 (ja)
JP (1) JP6421903B1 (ja)
KR (1) KR102477508B1 (ja)
CN (1) CN111684096B (ja)
MX (1) MX2020010255A (ja)
WO (1) WO2019187124A1 (ja)

Cited By (2)

* 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
WO2023095870A1 (ja) * 2021-11-26 2023-06-01 日本製鉄株式会社 亜鉛めっき鋼板

Families Citing this family (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN112538593B (zh) * 2020-11-09 2022-06-10 鞍钢蒂森克虏伯汽车钢有限公司 一种控制表面波纹度的热镀锌if钢板生产方法
CN115181884B (zh) * 2021-04-02 2023-08-11 宝山钢铁股份有限公司 1280MPa级别低碳低合金热镀锌Q&P钢及快速热处理热镀锌制造方法
CN117881811A (zh) 2021-08-30 2024-04-12 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板、高强度镀覆钢板及它们的制造方法及部件
CN114990425B (zh) * 2022-01-11 2023-07-18 长沙中金智能装备有限公司 一种废钢破碎用刀具及其制备、修复方法

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2001200338A (ja) * 2000-01-19 2001-07-24 Kawasaki Steel Corp 高張力溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
WO2009096344A1 (ja) * 2008-01-31 2009-08-06 Jfe Steel Corporation 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
WO2011111330A1 (ja) * 2010-03-09 2011-09-15 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
WO2016113789A1 (ja) * 2015-01-15 2016-07-21 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
WO2016199922A1 (ja) * 2015-06-11 2016-12-15 新日鐵住金株式会社 合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法

Family Cites Families (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS61157625A (ja) 1984-12-29 1986-07-17 Nippon Steel Corp 高強度鋼板の製造方法
JPS61217529A (ja) 1985-03-22 1986-09-27 Nippon Steel Corp 延性のすぐれた高強度鋼板の製造方法
JP3527092B2 (ja) 1998-03-27 2004-05-17 新日本製鐵株式会社 加工性の良い高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法
JP3840864B2 (ja) 1999-11-02 2006-11-01 Ｊｆｅスチール株式会社 高張力溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP3587116B2 (ja) * 2000-01-25 2004-11-10 Ｊｆｅスチール株式会社 高張力溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP4140962B2 (ja) * 2003-10-02 2008-08-27 日新製鋼株式会社 低降伏比型高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
KR101243563B1 (ko) * 2008-03-07 2013-03-20 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 냉간 압연 강판
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
MX366222B (es) 2011-07-29 2019-07-03 Nippon Steel Corp Star Laminas de acero de alta resistencia y laminas de acero galvanizadas de alta resistencia con capacidad de fijacion de forma excelente, y metodo para la fabricacion de las mismas.
CN107532266B (zh) * 2015-04-22 2020-02-14 日本制铁株式会社 镀覆钢板
JP6620474B2 (ja) 2015-09-09 2019-12-18 日本製鉄株式会社 溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2001200338A (ja) * 2000-01-19 2001-07-24 Kawasaki Steel Corp 高張力溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
WO2009096344A1 (ja) * 2008-01-31 2009-08-06 Jfe Steel Corporation 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
WO2011111330A1 (ja) * 2010-03-09 2011-09-15 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
WO2016113789A1 (ja) * 2015-01-15 2016-07-21 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
WO2016199922A1 (ja) * 2015-06-11 2016-12-15 新日鐵住金株式会社 合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法

Cited By (3)

* 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
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
WO2023095870A1 (ja) * 2021-11-26 2023-06-01 日本製鉄株式会社 亜鉛めっき鋼板

Also Published As

Publication number Publication date
JP6421903B1 (ja) 2018-11-14
CN111684096B (zh) 2021-12-03
JPWO2019187124A1 (ja) 2020-04-30
KR20200122382A (ko) 2020-10-27
KR102477508B1 (ko) 2022-12-16
CN111684096A (zh) 2020-09-18
US11225701B2 (en) 2022-01-18
US20210017622A1 (en) 2021-01-21
MX2020010255A (es) 2020-10-22

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP6787466B2 (ja) 高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法、及び高強度部材の製造方法
JP6620474B2 (ja) 溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法
JP6421903B1 (ja) 溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板
WO2013099235A1 (ja) 高強度薄鋼板およびその製造方法
KR102276055B1 (ko) 도금 강판, 용융 아연 도금 강판의 제조 방법 및 합금화 용융 아연 도금 강판의 제조 방법
JP7196997B2 (ja) 鋼板
JP2017048412A (ja) 溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板、およびそれらの製造方法
JP7364933B2 (ja) 鋼板及びその製造方法
WO2013005670A1 (ja) 溶融めっき冷延鋼板およびその製造方法
JP5332981B2 (ja) 延性及び耐食性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法
JP5853884B2 (ja) 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP6252709B2 (ja) 温間加工用高強度鋼板およびその製造方法
JP5870825B2 (ja) 合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼板およびその製造方法
CN115210398B (zh) 钢板、构件和它们的制造方法
JP7006849B1 (ja) 鋼板、部材及びそれらの製造方法
JP7186229B2 (ja) 超高強度熱延鋼板、鋼管、部材、及びその製造方法
JP5825204B2 (ja) 冷延鋼板
JP2005206919A (ja) 延性と伸びフランジ性に優れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき熱延鋼板及びその製造方法
CN115151673B (zh) 钢板、构件和它们的制造方法
WO2022202023A1 (ja) 鋼板
JP6326837B2 (ja) 冷延鋼板
TWI662139B (zh) Hot-dip galvanized steel sheet and alloyed hot-dip galvanized steel sheet
JP5644704B2 (ja) 冷延鋼板の製造方法
JP2022024998A (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
JP2015145523A (ja) 冷延鋼板

Legal Events

Date Code Title Description
ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2018537559

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 18912488

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 20207027470

Country of ref document: KR

Kind code of ref document: A

122 Ep: pct application non-entry in european phase

Ref document number: 18912488

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1