WO2020136990A1 - 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 - Google Patents

高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 Download PDF

Info

Publication number
WO2020136990A1
WO2020136990A1 PCT/JP2019/033082 JP2019033082W WO2020136990A1 WO 2020136990 A1 WO2020136990 A1 WO 2020136990A1 JP 2019033082 W JP2019033082 W JP 2019033082W WO 2020136990 A1 WO2020136990 A1 WO 2020136990A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
hot
steel sheet
less
dip galvanized
strength
Prior art date
Application number
PCT/JP2019/033082
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
長谷川　寛
達也 中垣内
裕紀 竹田
Original Assignee
Ｊｆｅスチール株式会社
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 Ｊｆｅスチール株式会社 filed Critical Ｊｆｅスチール株式会社
Priority to MX2021007806A priority Critical patent/MX2021007806A/es
Priority to JP2019568130A priority patent/JP6760525B1/ja
Priority to US17/417,897 priority patent/US20220090223A1/en
Priority to CN201980086631.0A priority patent/CN113227430B/zh
Priority to EP19905911.4A priority patent/EP3904554B1/en
Priority to KR1020217019657A priority patent/KR102544892B1/ko
Publication of WO2020136990A1 publication Critical patent/WO2020136990A1/ja

Links

Classifications

    • 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
    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/19—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering by interrupted quenching
    • 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
    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/26—Methods of annealing
    • 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
    • C21D8/02—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
    • 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
    • C21D8/0236—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
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following 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
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
    • 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
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0421—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the working steps
    • C21D8/0426—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
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0421—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the working steps
    • C21D8/0436—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
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0447—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing 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
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0447—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment
    • C21D8/0452—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment with application of tension
    • 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
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0447—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment
    • C21D8/0463—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment following 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
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0478—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing involving a particular surface 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
    • 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
    • C21D9/48—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals deep-drawing sheets
    • 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
    • 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
    • C22C38/008—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tin
    • 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
    • C22C38/22—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
    • C22C38/28—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
    • C22C38/38—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
    • 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
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel 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
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • 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
    • C23G—CLEANING OR DE-GREASING OF METALLIC MATERIAL BY CHEMICAL METHODS OTHER THAN ELECTROLYSIS
    • C23G1/00—Cleaning or pickling metallic material with solutions or molten salts
    • C23G1/02—Cleaning or pickling metallic material with solutions or molten salts with acid solutions
    • 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
    • C21D2211/002—Bainite
    • 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
    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations
    • 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

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength hot-dip galvanized steel sheet suitable for automobile members and a method for producing the same.
  • Patent Documents 1 and 2 disclose a steel plate having excellent delayed fracture resistance when it has a sheared end face by controlling the amount, shape, and distribution of inclusions.
  • various technologies have been developed such as removing residual stress on the end face for delayed fracture from the end face, and it is considered that delayed fracture from the end face can be resolved by end face treatment in the future. ..
  • Patent Document 3 discloses a steel sheet in which delayed fracture resistance is improved by controlling S and MnS of a base material.
  • Patent Documents 1 and 2 are effective for delayed fracture from the sheared end face, it is not clear whether they are also effective for improving the delayed fracture characteristics of the base material.
  • This technique is mainly for controlling inclusions and micron-level microstructure, and there is room for improvement because the control of P segregation of old austenite grain boundaries has not been studied.
  • the technology related to S disclosed in Patent Document 3 only reduces P, and has not studied P segregation control of grain boundaries, and there is room for improvement.
  • the present invention has been made in view of the above problems, and an object thereof is to provide a high-strength hot-dip galvanized steel sheet having high strength and excellent delayed fracture resistance, and a method for manufacturing the same.
  • the present inventors have found the following as a result of intensive research. That is, in mass%, C: 0.08 to 0.35%, Si: 0.01 to 3.0%, Mn: 2.0 to 4.0%, P: 0.010% or less (including 0 No), S: 0.002% or less (not including 0), Al: 0.01 to 1.50%, B: 0.0005 to 0.010%, and Mo: 0.03 to 2 0.0%, Ti: 0.010 to 0.10%, at least one selected from the group consisting of Fe and unavoidable impurities, and the microstructure observation at 300 to 400 ⁇ m from the surface of the steel sheet.
  • the total area ratio of bainite containing martensite and carbide is 60 to 100%, the average grain size of the former austenite is 15 ⁇ m or less, and the P in the former austenite grain boundary is 300 to 400 ⁇ m from the surface of the steel sheet.
  • TS tensile strength
  • high strength means a TS of 1100 MPa or more
  • excellent delayed fracture resistance means a strain rate of 5 ⁇ m/min, a solution of 3 mass% NaCl+3 g/l NH 4 SCN, and an applied current density of 0.05 mA/cm 2. It means that the ratio of the maximum stress at the time of addition to the maximum stress at the time of not adding hydrogen is 0.70 or more in the SSRT test.
  • the present invention has been made based on such findings, and the summary thereof is as follows. [1]% by mass, C: 0.08 to 0.35%, Si: 0.01 to 3.0%, Mn: 2.0 to 4.0%, P: 0.010% or less (0: (Not including), S: 0.002% or less (not including 0), Al: 0.01 to 1.50%, B: 0.0005 to 0.010%, and Mo: 0.03. To 2.0%, Ti: 0.010 to 0.10%, and the balance is Fe and inevitable impurities.
  • the total area ratio of bainite containing martensite and carbide is 60 to 100%
  • the average grain size of the former austenite is 15 ⁇ m or less in the area ratio
  • the range of 300 to 400 ⁇ m in the plate thickness direction from the steel plate surface layer In, a steel structure in which the ratio of the peak height of the P auger electron spectrum at a position 5 nm or more away from the old austenite grain boundary to the peak height of the P auger electron spectrum at the old austenite grain boundary is 0.20 or more
  • the component composition further contains, in mass%, one or more selected from Nb: 0.005 to 0.20% and V: 0.005 to 2.0%.
  • the composition of the components is, in mass %, Cr: 0.005 to 2.0%, Ni: 0.005 to 2.0%, Cu: 0.005 to 2.0%, Ca: 0.0. It contains at least one selected from 0002 to 0.0050%, REM: 0.0002 to 0.0050%, Sn: 0.001 to 0.05%, Sb: 0.001 to 0.05%, [ The high-strength galvanized steel sheet according to [1] or [2].
  • Annealing then hot dip galvanizing, or further alloying, and then cooling up to the Ms point at an average cooling rate of 1°C/s or more, and in the subsequent cooling step, the following (1)
  • a method for producing a high-strength hot-dip galvanized steel sheet which satisfies the formula and gives a strain of more than 0% and 0.067% or less at 250°C to Ms point.
  • a hot rolled sheet produced by hot rolling a slab having the component composition according to any one of [1] to [3], followed by cooling and hot rolling is pickled. Then, tempering is performed under the condition that the maximum reached temperature is less than 400° C., then cold rolling is performed at a reduction rate of 70% or more, and then heating is performed at 750 to 950° C. and after holding for 10 to 600 s, 3° C./ It is cooled to 550°C at an average cooling rate of s or more, annealed at Ms point to 550°C for 300s or less, then hot-dip galvanized, or further alloyed, and then heated to Ms point.
  • High-strength melting that cools at an average cooling rate of 1°C/s or more, satisfies the following formula (1) in the subsequent steps, and imparts a strain of more than 0% and 0.067% or less at 250°C to Ms point.
  • Manufacturing method of galvanized steel sheet Log e ([P] ⁇ [C] ⁇ (8.65-474 ⁇ D A ⁇ [B]) ⁇ t)+35.4 ⁇ 13320/(273+T)+4831/(273+T-100 ⁇ [Si])... ⁇ (1)
  • D A ⁇ [B] ⁇ 0.00912 D A ⁇ [B] is set to 0.00912
  • [P], [C], and [B] in the above formula (1) are used.
  • [Si] is the P respectively in steel, C, B, the content of Si (mass%), D a is the prior austenite grain size ( ⁇ m), T is the retention temperature (° C.), t is the total residence time (s) at the residence temperature.
  • C 0.08 to 0.35%
  • C is an element effective in increasing bainite by forming bainite containing martensite and carbide. If the C content is less than 0.08%, such an effect cannot be obtained, and the strength and steel structure of the steel sheet according to this embodiment cannot be obtained. Therefore, the amount of C needs to be 0.08% or more.
  • the C content is preferably 0.10% or more, more preferably 0.13% or more.
  • the C content when the C content exceeds 0.35%, martensite is hardened and the delayed fracture resistance is deteriorated. Therefore, the C content needs to be 0.35% or less.
  • the C content is preferably 0.33% or less.
  • Si 0.01 to 3.0% Si is an element necessary to enhance TS by suppressing solid solution strengthening and tempering of martensite and to obtain excellent delayed fracture resistance.
  • the Si amount needs to be 0.01% or more.
  • the amount of Si is preferably 0.1% or more, more preferably 0.2% or more.
  • the Si amount needs to be 3.0% or less.
  • the amount of Si is preferably 2.5% or less, more preferably 2.0% or less.
  • Mn 2.0 to 4.0%
  • Mn is an element effective in increasing bainite by producing bainite containing martensite and carbide. If the Mn content is less than 2.0%, such an effect cannot be obtained. Therefore, the Mn amount needs to be 2.0% or more.
  • the amount of Mn is preferably 2.1% or more, more preferably 2.2% or more.
  • the Mn content exceeds 4.0%, the steel becomes brittle and the delayed fracture resistance of the steel sheet according to this embodiment cannot be obtained. Therefore, the Mn amount needs to be 4.0% or less.
  • the Mn content is preferably 3.7% or less, and more preferably 3.4% or less.
  • P 0.010% or less (not including 0) Since P makes the grain boundaries brittle and deteriorates the delayed fracture resistance, it is desirable to reduce the amount as much as possible, but in the steel sheet according to this embodiment, it can be allowed up to 0.010%.
  • the lower limit of the amount of P does not have to be specified, but if the amount of P of the steel sheet is less than 0.0005%, a large load will occur in refining and the production efficiency will decrease. Therefore, the lower limit of the amount of P is preferably 0.0005%.
  • S 0.002% or less (not including 0) S increases inclusions and deteriorates delayed fracture resistance. Therefore, it is preferable that the amount of S is as small as possible, but in the steel sheet according to the present embodiment, up to 0.002% can be allowed.
  • the lower limit of the amount of S does not have to be specified, but if it is less than 0.0001%, a large load occurs in refining, and the production efficiency decreases. Therefore, the lower limit of the amount of S is preferably 0.0001%.
  • Al 0.01 to 1.50% Since Al acts as a deoxidizing agent, it is preferably added in the deoxidizing step. In order to obtain such an effect, the amount of Al needs to be 0.01% or more.
  • the Al amount is preferably 0.015% or more.
  • the amount of Al needs to be 1.50% or less.
  • the Al amount is preferably 1.00% or less, and more preferably 0.70% or less.
  • B 0.0005 to 0.010%
  • B is an important element in the steel sheet according to the present embodiment for improving delayed fracture resistance.
  • the mechanism is not clear, but it is presumed that the grain boundaries are strengthened by segregating to the former austenite grain boundaries. It is an element that enhances the hardenability of steel sheets, forms martensite and bainite, and is effective for strengthening.
  • the B amount needs to be 0.0005% or more.
  • the amount of B is preferably 0.0007% or more.
  • the amount of B needs to be 0.010% or less.
  • the amount of B is preferably 0.0050% or less, more preferably 0.0040% or less.
  • Mo and Ti suppress the carbonization and nitriding of B and exhibit the above effect as solid solution B. It is an element necessary for In order to obtain such an effect, it is necessary to set one or more kinds selected from Mo and Ti to the respective lower limit amounts or more. On the other hand, when Mo and Ti exceed the respective upper limit amounts, coarse carbides are generated, the amount of solute C decreases, and the steel structure of the steel sheet according to the present embodiment cannot be obtained. Therefore, it is necessary to contain at least one selected from Mo: 0.03% to 2.0% and Ti: 0.010% to 0.10%.
  • the steel sheet according to the present embodiment may contain one or more selected from the following elements, if necessary.
  • Nb 0.005 to 0.20%
  • V 0.005 to 2.0%
  • Nb and V are elements that form fine carbides and are effective in increasing the strength.
  • the content of one or more selected from Nb and V be 0.005% or more.
  • the content of one or more selected from Nb and V is preferably Nb: 0.005% or more and 0.20% or less, and V: 0.005% or more and 2.0% or less.
  • Cr 0.005-2.0%
  • Ni 0.005-2.0%
  • Cu 0.005-2.0%
  • Ca 0.0002-0.0050%
  • REM 0.0002- 0.0050%
  • Sn 0.001-0.05%
  • Sb 0.001-0.05%
  • Cr, Ni, and Cu are elements effective in increasing the strength by producing martensite and bainite.
  • the amounts of Cr, Ni and Cu are preferably 0.005% or more.
  • the amounts of Cr, Ni, and Cu are preferably 2.0% or less.
  • Ca and REM are effective elements for improving delayed fracture resistance by controlling the morphology of inclusions.
  • the Ca and REM contents are preferably 0.0002% or more.
  • the Ca and REM contents are preferably 0.0050% or less.
  • ⁇ Sn and Sb are elements that are effective in suppressing the strength reduction of steel by suppressing denitrification, deboron, etc.
  • the Sn and Sb amounts are preferably 0.001% or more.
  • the Sn and Sb amounts are preferably 0.05% or less.
  • the contents of Cr, Ni, Cu, Ca, REM, Sn, and Sb are Cr: 0.005 to 2.0%, Ni: 0.005 to 2.0%, and Cu: 0.005 to 2. 0%, Ca: 0.0002 to 0.0050%, REM: 0.0002 to 0.0050%, Sb: 0.001 to 0.05%, Sn: 0.001 to 0.05% preferable.
  • the steel sheet according to the present embodiment contains the above component composition, and the balance other than the above component composition contains Fe (iron) and inevitable impurities.
  • the balance is preferably Fe and inevitable impurities.
  • the above optional components are contained in less than the lower limit amounts, the components are included as unavoidable impurities.
  • N may be contained in an amount of 0.01% or less.
  • the other elements Zr, Mg, La, and Ce may be contained in a total amount of 0.002% or less.
  • the steel sheet according to the present embodiment has a total area ratio of bainite containing martensite and carbide of 60 to 100% and an average grain size of old austenite in an area ratio of 300 to 400 ⁇ m in the thickness direction from the steel plate surface layer. 15 ⁇ m or less, and in the range of 300 to 400 ⁇ m in the plate thickness direction from the surface layer of the steel sheet, the Auger electron spectrum of P at a position 5 nm or more away from the former austenite grain boundary with respect to the peak height of the Auger electron spectrum of P at the former austenite grain boundary The ratio of the peak heights is 0.20 or more.
  • the steel sheet surface layer means the interface between the hot-dip galvanized layer and the steel sheet.
  • Total of martensite and bainite containing carbide 60-100% Bainite containing martensite and carbide is a structure required for TS increase and excellent delayed fracture resistance. In order to obtain such effects, the total area ratio of bainite containing martensite and carbide needs to be 60% or more.
  • the total of martensite and bainite containing carbide is preferably 75% or more, more preferably 90% or more.
  • the upper limit of the total of martensite and bainite containing carbide is 100%.
  • Average grain size of prior austenite 15 ⁇ m or less
  • Former austenite has a remarkable P segregation and greatly affects the occurrence of delayed fracture.
  • concentration of grain boundary stress is relaxed, and delayed fracture resistance of the steel sheet according to this embodiment is obtained. Therefore, the average crystal grain size of prior austenite must be 15 ⁇ m or less.
  • the average crystal grain size of prior austenite is preferably 12 ⁇ m or less, more preferably 10 ⁇ m or less, and further preferably 9 ⁇ m or less.
  • the ratio of the peak height of the austenite electron spectrum of P at a position 5 nm or more away from the former austenite grain boundary to the peak height of the austenite electron spectrum of P in the former austenite grain boundary 0.20 or more Segregation remarkably deteriorates the delayed fracture resistance, so that suppression thereof is extremely important.
  • the ratio of the peak height of the P auger electron spectrum at a position 5 nm or more away from the old austenite grain boundary to the peak height of the P auger electron spectrum at the old austenite grain boundary was used. If the ratio is less than 0.20, delayed fracture occurs at the former austenite grain boundary, and the steel sheet according to the present embodiment cannot have excellent delayed fracture resistance.
  • the ratio of the peak height of the P auger electron spectrum at the position 5 nm or more away from the old austenite grain boundary to the peak height of the P auger electron spectrum at the old austenite grain boundary needs to be 0.20 or more.
  • the ratio of the peak height of the P auger electron spectrum at a position 5 nm or more away from the old austenite grain boundary to the peak height of the P auger electron spectrum at the former austenite grain boundary is preferably 0.30 or more, It is more preferably 35 or more, still more preferably 0.40 or more.
  • the ratio of the peak height of the P auger electron spectrum at a position 5 nm or more away from the old austenite grain boundary to the peak height of the P auger electron spectrum at the old austenite grain boundary can be calculated by the following formula (2).
  • the area ratio of bainite containing martensite or carbide in the present embodiment is the ratio of the area of each structure to the observed area, and these area ratios cut out a sample from the steel sheet after annealing, in the rolling direction. After polishing the parallel plate thickness cross section, it is corroded with 1% by mass of Nital, and the range of 300 ⁇ m or more and 400 ⁇ m or less in the plate thickness direction near the steel plate surface and from the steel plate surface by SEM (scanning electron microscope) at a magnification of 1500 times, respectively, 3 times.
  • the area ratio of each tissue is obtained from the obtained image data by using Image-Pro manufactured by Media Cybernetics, and the average area ratio of these fields of view is set as the area ratio of each tissue.
  • bainite containing carbides are distinguished as gray or dark gray including orientation of uniform carbide 10 7 / mm 2 or more. Martensite is distinguished as dark gray, grey, light gray with non-orientated carbides or lumpy white without carbides. The retained austenite is also lumpy white, but is distinguished from martensite by the method described below. Carbides are distinguished as white dots or lines. Bainite containing no ferrite or carbide is distinguished as black or dark gray, and perlite is distinguished as black and white layered texture.
  • the average crystal grain size of the former austenite was re-polished on the sample cross-section where the structure was observed, etched with a mixed solution of picric acid and ferric chloride, etc., to reveal the former austenite grain boundaries, and then to an optical microscope. Then, 3 to 10 fields of view are photographed at a magnification of 400 times, and a total of 20 straight lines of 10 ⁇ 10 are drawn at equal intervals and the obtained image data is obtained by the cutting method.
  • the area ratio of retained austenite was determined by grinding the annealed steel plate to 1 ⁇ 4 of the plate thickness and then polishing the surface 0.1 mm by chemical polishing using a K ⁇ ray of Mo with an X-ray diffractometer and using fcc iron (austenite). ), (200) face, (220) face, (311) face and bcc iron (ferrite) (200) face, (211) face, (220) face integrated reflection intensity is measured, and each bcc iron The volume ratio is calculated from the intensity ratio of the integrated reflection intensity from each face of fcc iron to the integrated reflection intensity from the face, and this is taken as the area ratio of retained austenite. By calculating the area ratio of retained austenite in this way, retained austenite and martensite are distinguished.
  • the steel sheet according to the present embodiment is, for example, subjected to hot rolling on a slab having the above components, then cooled, pickled to produce a hot rolled sheet produced by hot rolling and then cold rolling. And then heated to 750 to 950° C., held for 10 to 600 s, cooled to 550° C. or less at an average cooling rate of 3° C./s or more, and annealed to hold at Ms point to 550° C.
  • the slab having the above components is subjected to hot rolling, followed by cooling, pickling the hot-rolled sheet produced by subjecting to hot rolling and picking, and then subjecting to tempering under conditions of a maximum reaching temperature of 400° C.,
  • cold rolling is performed at a rolling reduction of 70% or more, then heating to 750 to 950° C., holding for 10 to 600 s, cooling to 550° C. or less at an average cooling rate of 3° C./s or more, and Ms point Annealing at 300 to 550° C.
  • Annealing temperature 750-950°C If the annealing temperature is less than 750° C., the austenite formation is insufficient and the steel structure of the steel sheet according to this embodiment cannot be obtained. Therefore, the annealing temperature needs to be 750° C. or higher. On the other hand, when the annealing temperature exceeds 950° C., the grains are coarsened and the steel structure of the steel sheet according to this embodiment cannot be obtained. Therefore, the annealing temperature needs to be 950° C. or lower.
  • Annealing holding time 10-600s
  • the main annealing holding time is less than 10 s, austenite is insufficiently produced, and the steel structure of the steel sheet according to this embodiment cannot be obtained. Therefore, the annealing holding time needs to be 10 seconds or more.
  • the annealing holding time is preferably 20 seconds or longer, more preferably 30 seconds or longer.
  • the annealing holding time needs to be 600 s or less.
  • the annealing holding time is preferably 500 s or less, more preferably 400 s or less.
  • Average cooling rate from annealing temperature to 550° C. 3° C./s or more
  • the average cooling rate from the annealing temperature to 550°C needs to be 3°C/s or more.
  • the average cooling rate from the annealing temperature to 550°C is preferably 5°C/s or more.
  • the upper limit of the average cooling rate from the annealing temperature to 550°C need not be specified, but from the viewpoint of shape stability, it is preferably less than 100°C/s.
  • the average cooling rate is calculated by dividing the temperature difference between the annealing temperature and 550°C by the time required for cooling from the annealing temperature to 550°C.
  • Holding temperature Ms point to 550°C If the holding temperature exceeds 550° C., ferrite is generated and the steel structure of the steel sheet according to this embodiment cannot be obtained. Therefore, the holding temperature needs to be 550° C. or lower. On the other hand, when the holding temperature is lower than the Ms point, martensite transformation and bainite transformation excessively proceed, and the P distribution of the steel sheet according to this embodiment cannot be obtained. Therefore, the holding temperature needs to be equal to or higher than the Ms point.
  • the MS point is the temperature at which martensitic transformation starts and can be determined by Formaster.
  • Holding time at Ms point to 550° C. 300 s or less If the holding time at Ms point or more and 550° C. or more exceeds 300 s, bainite containing no excess carbide is generated, and the steel structure of the steel sheet according to the present embodiment is obtained. Absent. Therefore, the holding time at the Ms point or higher and 550° C. or lower needs to be 300 s or less.
  • the holding time at the Ms point or higher and 550° C. or lower is preferably 200 s or less, and more preferably 120 s or less.
  • the temperature does not have to be constant as long as it is in the range of Ms point to 550° C., and cooling or heating may be performed.
  • Average cooling rate up to Ms point 1° C./s or more
  • bainite transformation excessively progresses during cooling and the P distribution of the steel sheet according to the present embodiment is obtained. I can't. Therefore, the average cooling rate up to the Ms point needs to be 1° C./s or more.
  • the average cooling rate is calculated by dividing the temperature difference between the cooling start temperature and the Ms point by the time required for cooling from the cooling start temperature to the Ms point.
  • Strain applied at 250° C. to Ms point Greater than 0% and less than or equal to 0.067% P can be suppressed from segregating to the prior austenite grain boundaries by applying strain during martensitic transformation.
  • the applied strain exceeds 0.067%, the P segregation amount increases, and the P distribution of the steel sheet according to this embodiment cannot be obtained.
  • the lower limit of the strain applied at 250° C. or higher and the Ms point or lower is preferably 0.010%.
  • the method for imparting strain is not particularly limited, and tension imparting, rolling or the like may be used.
  • the cooling process after cooling up to the Ms point at an average cooling rate of 1° C./s or more satisfies the formula (1) thereby suppressing P segregation to the austenite grain boundaries, and excellent resistance to the steel sheet according to the embodiment. Delayed fracture characteristics can be obtained.
  • Isothermal holding and reheating may be performed as long as the cooling step after cooling to the Ms point at an average cooling rate of 1° C./s or more satisfies the formula (1).
  • Whether or not the cooling step after cooling up to the Ms point at an average cooling rate of 1° C./s or more satisfies the formula (1) is, for example, 1/K at each temperature when continuously cooled at K° C./s. It may be considered that the equation has been held for a second, and the equation (1) may be calculated every 1° C. to determine whether or not the equation (1) is satisfied.
  • the hot-rolled sheet before cold rolling may be subjected to heat treatment for the purpose of improving cold rollability.
  • the highest temperature reached in the heat treatment of the hot-rolled sheet is 400° C. or higher
  • segregation of P to the prior austenite grain boundaries of the hot-rolled sheet structure becomes remarkable.
  • This segregation of P is not alleviated by cold rolling.
  • the maximum temperature that it reaches must be lower than 400°C.
  • the lower limit temperature may not be specified, but is preferably 100° C. or higher for softening the hot rolled sheet.
  • Cold reduction 70% or more
  • the reduction ratio of cold rolling is less than 70%, P segregation to the prior austenite grain size generated during the heat treatment of the hot rolled sheet is not sufficiently relaxed, and the delayed fracture resistance property described in Examples described later is deteriorated. Therefore, when the hot rolled sheet is heat-treated under the above conditions, the cold rolling reduction needs to be 70% or more.
  • the slab is preferably manufactured by a continuous casting method in order to prevent macro segregation. It may be manufactured by the ingot making method or the thin slab casting method. In order to hot-roll the slab, the slab may be once cooled to room temperature and then reheated to be hot-rolled. Alternatively, the slab may be charged into a heating furnace without being cooled to room temperature and hot-rolled. Alternatively, an energy saving process in which hot rolling is performed immediately after slight heat retention may be applied. When the slab is heated, it is preferable to heat it so that the slab temperature is 1100° C. or higher and 1300° C. or lower. By heating the slab temperature to 1100° C. or higher, it is possible to dissolve the carbide and suppress an increase in rolling load. By increasing the slab temperature to 1300° C. or lower, increase in scale loss can be suppressed.
  • the slab temperature is the temperature of the slab surface.
  • the rough bar after rough rolling may be heated.
  • a so-called continuous rolling process may be applied in which coarse bars are joined together and finish rolling is continuously performed.
  • perform lubrication rolling so that the friction coefficient becomes 0.10 to 0.25 in all or some of the passes of finish rolling. Is preferred.
  • the rolled steel sheet is subjected to cold rolling, annealing, and hot dip galvanizing after removing the scale by pickling. After plating, it is preferable to cool to room temperature and to temper-roll at an elongation of 1% or less in order to control the surface and yield strength (YS). If necessary, tempering treatment may be further performed within a range satisfying the formula (1), but this temperature is preferably 200° C. or lower. Leveler correction may be applied to adjust the shape and YS.
  • hot-dip galvanized steel sheets (GI) and alloyed hot-dip galvanized steel sheets (GA) 1 to 31 were produced in the laboratory using a heat treatment and plating treatment apparatus.
  • the hot-dip galvanized steel sheet was prepared by immersing the hot-dip galvanized steel sheet in a plating bath at 465° C. and forming a coating layer having an adhesion amount of 40 to 60 g/m 2 on each side on both sides of the steel sheet.
  • the alloyed hot-dip galvanized steel sheet was produced by further performing an alloying treatment at 540° C. for 1 to 60 s after the above plating. After the plating treatment, it was cooled to room temperature and then temper-rolled with an elongation of 0.1%. From the plating to the Ms point, cooling was performed at an average cooling rate of 3° C./s. Part of them was further subjected to tempering heat treatment. The strain was applied by applying tension. Table 2 shows the production conditions of the hot-dip galvanized steel sheet and the alloyed hot-dip galvanized steel sheet.
  • the obtained hot-dip galvanized steel sheet and alloyed hot-dip galvanized steel sheet were evaluated for tensile properties and delayed fracture resistance according to the following test methods.
  • ⁇ Tensile test> JIS (Japanese Industrial Standards) No. 5 tensile test pieces (JIS Z2201: 1998) are taken from the annealed plate in a direction perpendicular to the rolling direction, and the strain rate is set to 10 ⁇ 3 /s JIS (Japanese Industrial Standards) Z 2241. : TS was determined by performing a tensile test in accordance with the regulations of 2011. In the present embodiment, TS of 1100 MPa or more was passed.
  • a test piece having a parallel part width of 6 mm and a parallel part length of 15 mm was sampled from the annealed plate with the width direction parallel to the rolling direction.
  • the test piece was ground over its entire surface and evaluated with a plate thickness of 1.0 mm. This was soaked in a solution of 3 mass% NaCl and 3 g/l NH 4 SCN, and the applied current density was set to 0 and 0.05 mA/cm 2 for 24 hours and then the SSRT test was started at a pulling speed of 5 ⁇ m/min. Then, the test was terminated at the time of breaking.
  • the applied current density for TS in conditions with 0 mA / cm 2 was stress ratio the ratio of the TS in conditions with 0.05 mA / cm 2, the stress ratio was 0.70 or more
  • the delayed fracture resistance was rated as “ ⁇ ”, and when the stress ratio was less than 0.70, the delayed fracture resistance was rated as “x”.
  • the steel structure, the average grain size of prior austenite and the ratio of the peak height of the austenite electron spectrum of P to the peak height of the austenite electron spectrum of P at the former austenite grain boundary are as described above. It was measured by the method described above. Table 3 shows these evaluation results and the steel structure of the steel sheet.

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)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Oil, Petroleum & Natural Gas (AREA)
  • General Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Coating With Molten Metal (AREA)

Abstract

高強度であって耐遅れ破壊特性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法を提供する。　高強度溶融亜鉛めっき鋼板であって、特定の成分組成と、鋼板表層から板厚方向に３００～４００μｍの範囲において、面積率で、マルテンサイトと炭化物を含むベイナイトの合計が６０～１００％であり、旧オーステナイトの平均粒径が１５μｍ以下であり、鋼板表層から板厚方向に３００～４００μｍの範囲において、旧オーステナイト粒界におけるＰのオージェ電子スペクトルのピーク高さに対する旧オーステナイト粒界から５ｎｍ以上離れた位置におけるＰのオージェ電子スペクトルのピーク高さの比が０．２０以上である鋼組織と、を有し、鋼板表面に溶融亜鉛めっき層を有する。

Description

高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
　本発明は、自動車用部材に好適な、高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関する。
　自動車の衝突安全性と燃費向上の観点から自動車用部品に用いられる鋼板の高強度化が求められている。このような部品は腐食環境にさらされるので、高い防錆性能の要求も高まってきている。しかしながら、腐食環境にさらされる部品では環境からの水素侵入により高強度化すると遅れ破壊を招く場合があり、めっき鋼板においては高強度化の大きな妨げとなってきた。特に、多くの実部品はせん断端面を有し、遅れ破壊はせん断端面を起点に発生しやすい。このため、遅れ破壊特性を向上させる技術の開発が行われている。
　例えば、特許文献１および特許文献２には、介在物の量や形状、分布を制御することでせん断端面を有する場合の耐遅れ破壊特性に優れた鋼板が開示されている。一方で、端面からの遅れ破壊に対しては端面の残留応力を除去するなど様々な技術も開発されており、将来的には端面からの遅れ破壊は端面処理により解消することが可能と考えられる。この際は、せん断端面を有さない母材そのものの遅れ破壊に対する耐性が重要となる。このような技術として、特許文献３には、母材のＳやＭｎＳを制御することで耐遅れ破壊特性を向上させた鋼板が開示されている。
特表２０１８-６２３８０号公報 特表２０１８-６２３８１号公報 特開２０１１-１９０４７４号公報
　しかしながら、特許文献１および特許文献２に開示されている技術は、せん断端面からの遅れ破壊には有効なものの、母材の遅れ破壊特性の向上にも有効であるかは明らかではない。この技術は介在物およびミクロンレベルの組織制御を主としており、旧オーステナイト粒界のＰ偏析制御の検討はされておらず改善の余地がある。特許文献３に開示されているＳに関する技術は、Ｐについては低減しているのみで、粒界のＰ偏析制御については検討されておらず、改善の余地がある。本発明は、上記課題を鑑みてなされたものであり、高強度であって耐遅れ破壊特性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
　本発明者らは、鋭意研究を重ねた結果、以下のことを見出した。すなわち、質量％で、Ｃ：０．０８～０．３５％、Ｓｉ：０．０１～３．０％、Ｍｎ：２．０～４．０％、Ｐ：０．０１０％以下（０を含まない）、Ｓ：０．００２％以下（０を含まない）、Ａｌ：０．０１～１．５０％、Ｂ：０．０００５～０．０１０％を含有し、かつＭｏ：０．０３～２．０％、Ｔｉ：０．０１０～０．１０％から選ばれる１種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、かつ鋼板表層から３００～４００μｍ位置において組織観察より求めた面積率でマルテンサイトと炭化物を含むベイナイトの合計が６０～１００％であり、旧オーステナイトの平均結晶粒径が１５μｍ以下であり、鋼板表層から３００～４００μｍ位置において旧オーステナイト粒界におけるＰのオージェ電子スペクトルのピーク高さに対する旧オーステナイト粒界から５ｎｍ以上離れた位置におけるＰのオージェ電子スペクトルのピーク高さの比が０．２０以上とすることで１１００ＭＰａ以上の引張強さ（ＴＳ）においても優れた耐遅れ破壊特性を発現することを見出した。
　本発明において、高強度とはＴＳが１１００ＭＰａ以上、優れた耐遅れ破壊特性とは、ひずみ速度を５μｍ／ｍｉｎ、溶液を３質量％ＮａＣｌ＋３ｇ／ｌＮＨ４ＳＣＮ、印加電流密度を０．０５ｍＡ／ｃｍ２とするＳＳＲＴ試験において水素無添加時の最大応力に対する添加時の最大応力の比が０．７０以上であることを意味する。
　本発明はこのような知見に基づきなされたもので、その要旨は以下の通りである。
［１］質量%で、Ｃ：０．０８～０．３５％、Ｓｉ：０．０１～３．０％、Ｍｎ：２．０～４．０％、Ｐ：０．０１０％以下（０を含まない）、Ｓ：０．００２％以下（０を含まない）、Ａｌ：０．０１～１．５０％、Ｂ：０．０００５～０．０１０％を含有し、かつ、Ｍｏ：０．０３～２．０％、Ｔｉ：０．０１０～０．１０％の中から選ばれる１種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、鋼板表層から板厚方向に３００～４００μｍの範囲において、面積率で、マルテンサイトと炭化物を含むベイナイトの合計が６０～１００％であり、旧オーステナイトの平均粒径が１５μｍ以下であり、鋼板表層から板厚方向に３００～４００μｍの範囲において、旧オーステナイト粒界におけるＰのオージェ電子スペクトルのピーク高さに対する旧オーステナイト粒界から５ｎｍ以上離れた位置におけるＰのオージェ電子スペクトルのピーク高さの比が０．２０以上である鋼組織と、を有し、鋼板表面に溶融亜鉛めっき層を有する、高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
［２］前記成分組成は、さらに質量％で、Ｎｂ：０．００５～０．２０％、Ｖ：０．００５～２．０％の中から選ばれる１種以上を含有する、［１］に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
［３］前記成分組成は、さらに質量％で、Ｃｒ：０．００５～２．０％、Ｎｉ：０．００５～２．０％、Ｃｕ：０．００５～２．０％、Ｃａ：０．０００２～０．００５０％、ＲＥＭ：０．０００２～０．００５０％、Ｓｎ：０．００１～０．０５％、Ｓｂ：０．００１～０．０５％から選ばれる１種以上を含有する、［１］または［２］に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
［４］前記溶融亜鉛めっき層は、合金化溶融亜鉛めっき層である、［１］から［３］の何れか１つに記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
［５］［１］から［３］の何れか１つに記載の成分組成を有するスラブに熱間圧延を施した後冷却し、巻き取る熱延を施して製造した熱延板を酸洗し、次いで、冷間圧延を施し、次いで、７５０～９５０℃に加熱し、１０～６００ｓ保持後、３℃／ｓ以上の平均冷却速度で５５０℃まで冷却し、Ｍｓ点～５５０℃で３００ｓ以下保持する焼鈍を施し、次いで、溶融亜鉛めっき処理を施し、あるいはさらに合金化処理を施し、その後、Ｍｓ点までを１℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、その後の冷却工程において下記（１）式を満たし、かつ２５０℃～Ｍｓ点において０％より大きく０．０６７％以下のひずみを付与する、高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
　Ｌｏｇｅ（［Ｐ］×［Ｃ］×（８．６５－４７４×ＤＡ×［Ｂ］）×ｔ）＋３５．４≧１３３２０／（２７３＋Ｔ）＋４８３１／（２７３＋Ｔ－１００×［Ｓｉ］）・・・（１）
　但し、上記（１）式において、ＤＡ×［Ｂ］≧０．００９１２の場合はＤＡ×［Ｂ］を０．００９１２とし、上記（１）式の［Ｐ］、［Ｃ］、［Ｂ］、［Ｓｉ］はそれぞれ鋼中のＰ、Ｃ、Ｂ、Ｓｉの含有量（質量％）であり、ＤＡは旧オーステナイト粒径（μｍ）であり、Ｔは滞留温度（℃）であり、ｔは滞留温度における総滞留時間（ｓ）である。
［６］［１］から［３］の何れか一項に記載の成分組成を有するスラブに熱間圧延を施した後冷却し、巻き取る熱延を施して製造した熱延板を酸洗し、次いで、最高到達温度４００℃未満の条件で焼戻しを施し、次いで、７０％以上の圧下率で冷間圧延を施し、次いで、７５０～９５０℃に加熱し、１０～６００ｓ保持後、３℃／ｓ以上の平均冷却速度で５５０℃まで冷却し、Ｍｓ点～５５０℃で３００ｓ以下保持する焼鈍を施し、次いで、溶融亜鉛めっき処理を施し、あるいはさらに合金化処理を施し、その後、Ｍｓ点までを１℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、以降の工程において下記（１）式を満たし、かつ２５０℃～Ｍｓ点において０％より大きく０．０６７％以下のひずみを付与する、高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
　Ｌｏｇｅ（［Ｐ］×［Ｃ］×（８．６５－４７４×ＤＡ×［Ｂ］）×ｔ）＋３５．４≧１３３２０／（２７３＋Ｔ）＋４８３１／（２７３＋Ｔ－１００×［Ｓｉ］）・・・（１）
　但し、上記（１）式において、ＤＡ×［Ｂ］≧０．００９１２の場合はＤＡ×［Ｂ］を０．００９１２とし、上記（１）式の［Ｐ］、［Ｃ］、［Ｂ］、［Ｓｉ］はそれぞれ鋼中のＰ、Ｃ、Ｂ、Ｓｉの含有量（質量％）であり、ＤＡは旧オーステナイト粒径（μｍ）であり、Ｔは滞留温度（℃）であり、ｔは滞留温度における総滞留時間（ｓ）である。
　本発明によれば、自動車部品用素材として好適な、耐遅れ破壊特性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板を得ることができる。
　以下、本発明の実施形態について説明する。本発明は、以下の実施形態に限定されない。まず、本実施形態に係る高強度溶融亜鉛めっき鋼板（以下、「鋼板」という場合がある）の成分組成について説明する。成分組成の説明における元素の含有量の単位の「％」は「質量％」を意味する。
　Ｃ：０．０８～０．３５％
　Ｃは、マルテンサイトや炭化物を含むベイナイトを生成させてＴＳを上昇させるのに有効な元素である。Ｃ量が０．０８％未満ではこのような効果が得られず、本実施形態に係る鋼板の強度や鋼組織が得られない。したがって、Ｃ量は０．０８％以上である必要がある。Ｃ量は０．１０％以上であることが好ましく、０．１３％以上であることがより好ましい。一方、Ｃ量が０．３５％を超えるとマルテンサイトが硬化して耐遅れ破壊特性が劣化する。したがって、Ｃ量は０．３５％以下である必要がある。Ｃ量は０．３３％以下であることが好ましい。
　Ｓｉ：０．０１～３．０％
　Ｓｉは、固溶強化やマルテンサイトの焼き戻しの抑制によりＴＳを高め、優れた耐遅れ破壊特性を得るのに必要な元素である。このような効果を得るために、Ｓｉ量は０．０１％以上である必要がある。Ｓｉ量は０．１％以上であることが好ましく、０．２％以上であることがより好ましい。一方、Ｓｉ量が３．０％を超えると過剰なフェライト生成を招き、本実施形態に係る鋼板の鋼組織が得られない。したがって、Ｓｉ量は３．０％以下である必要がある。Ｓｉ量は２．５％以下であることが好ましく、２．０％以下であることがより好ましい。
　Ｍｎ：２．０～４．０％
　Ｍｎは、マルテンサイトや炭化物を含むベイナイトを生成させてＴＳを上昇させるのに有効な元素である。Ｍｎ量が２．０％未満ではこのような効果が得られない。したがって、Ｍｎ量は２．０％以上である必要がある。Ｍｎ量は２．１％以上であることが好ましく、２．２％以上であることがより好ましい。一方、Ｍｎ量が４．０％を超えると鋼が脆化して本実施形態に係る鋼板の耐遅れ破壊特性が得られない。したがって、Ｍｎ量は４．０％以下である必要がある。Ｍｎ量は３．７％以下であることが好ましく、３．４％以下であることがより好ましい。
　Ｐ：０．０１０％以下（０を含まない）
　Ｐは、粒界を脆化させて耐遅れ破壊特性を劣化させるため、その量は極力低減することが望ましいが、本実施形態に係る鋼板では０．０１０％まで許容できる。Ｐ量の下限は規定しなくてよいが、鋼板のＰ量を０．０００５％未満とするには精錬に多大な負荷が生じ、生産能率が低下する。このため、Ｐ量の下限は０．０００５％であることが好ましい。
　Ｓ：０．００２％以下（０を含まない）
　Ｓは、介在物を増加させて耐遅れ破壊特性を低下させる。このため、Ｓ量は極力少ないことが好ましいが、本実施形態に係る鋼板では０．００２％まで許容できる。Ｓ量の下限は規定しなくてよいが、０．０００１％未満にするには精錬に多大な負荷が生じ、生産能率が低下する。このため、Ｓ量の下限は０．０００１％であることが好ましい。
　Ａｌ：０．０１～１．５０％
　Ａｌは、脱酸剤として作用するので、脱酸工程で添加することが好ましい。このような効果を得るために、Ａｌ量は０．０１％以上である必要がある。Ａｌ量は０．０１５％以上であることが好ましい。一方、Ａｌ量が１．５０％を超えるとフェライトの生成が過剰になり、本実施形態に係る鋼板の鋼組織が得られない。したがって、Ａｌ量は１．５０％以下である必要がある。Ａｌ量は１．００％以下であることが好ましく、０．７０％以下であることがより好ましい。
　Ｂ：０．０００５～０．０１０％
　Ｂは耐遅れ破壊特性を向上させるため本実施形態に係る鋼板に重要な元素である。そのメカニズムは明らかではないが旧オーステナイト粒界等に偏析することで粒界強化していると推測される。鋼板の焼入れ性を高め、マルテンサイトやベイナイトを生成させ、高強度化に有効な元素でもある。これらの効果を十分に得るため、Ｂ量は０．０００５％以上である必要がある。Ｂ量は０．０００７％以上であることが好ましい。一方、Ｂ量が０．０１０％を超えると介在物が増加して、耐遅れ破壊特性が低下する。したがって、Ｂ量は０．０１０％以下である必要がある。Ｂ量は０．００５０％以下であることが好ましく、０．００４０％以下であることがより好ましい。
　Ｍｏ：０．０３～２．０％、Ｔｉ：０．０１０～０．１０％から選ばれる１種以上
　ＭｏおよびＴｉはＢの炭化や窒化を抑制して、固溶Ｂとして上記効果を発現させるのに必要な元素である。このような効果を得るにはＭｏおよびＴｉから選ばれる１種以上をそれぞれの下限量以上とする必要がある。一方、ＭｏおよびＴｉがそれぞれの上限量を超えると粗大炭化物が生成し、固溶Ｃ量が低下して本実施形態に係る鋼板の鋼組織が得られない。したがって、Ｍｏ：０．０３％以上２．０％以下、Ｔｉ：０．０１０％以上０．１０％以下から選ばれる１種以上を含有する必要がある。
　さらに、本実施形態に係る鋼板は、必要に応じて以下の元素から選ばれる１種以上を含有してもよい。
　Ｎｂ：０．００５～０．２０％、Ｖ：０．００５～２．０％
　Ｎｂ、Ｖは、微細炭化物を形成し、高強度化に有効な元素である。このような効果を得るため、Ｎｂ、Ｖから選ばれる１種以上は０．００５％以上であることが好ましい。一方、含有量がそれぞれの上限量を超えると、鋼中の固溶炭素量が低下し、多量にフェライトが生成して本実施形態に係る鋼板の鋼組織が得られない場合がある。したがって、Ｎｂ、Ｖから選ばれる１種以上の含有量はＮｂ：０．００５％以上０．２０％以下、Ｖ：０．００５％以上２．０％以下であることが好ましい。
　Ｃｒ：０．００５～２．０％、Ｎｉ：０．００５～２．０％、Ｃｕ：０．００５～２．０％、Ｃａ：０．０００２～０．００５０％、ＲＥＭ：０．０００２～０．００５０％、Ｓｎ：０．００１～０．０５％、Ｓｂ：０．００１～０．０５％
　Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕは、マルテンサイトやベイナイトを生成させ、高強度化に有効な元素である。このような効果を得るため、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ量は０．００５％以上であることが好ましい。一方、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ量が２．０％を超えると、粒界が脆化して本実施形態に係る鋼板の耐遅れ破壊特性が得られない場合がある。このため、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ量は２．０％以下であることが好ましい。
　Ｃａ、ＲＥＭは、介在物の形態制御により耐遅れ破壊特性の向上に有効な元素である。このような効果を得るため、Ｃａ、ＲＥＭ量は０．０００２％以上であることが好ましい。一方、Ｃａ、ＲＥＭ量が０．００５０％を超えると、介在物量が増加して耐遅れ破壊特性が低下する場合がある。このため、Ｃａ、ＲＥＭ量は０．００５０％以下であることが好ましい。
　Ｓｎ、Ｓｂは、脱窒、脱硼等を抑制して、鋼の強度低下抑制に有効な元素である。このような効果を得るため、Ｓｎ、Ｓｂ量は０．００１％以上であることが好ましい。一方、Ｓｎ、Ｓｂ量が０．０５％を超えると本旧オーステナイト粒界の脆化を招き、耐遅れ破壊特性が低下する場合がある。このため、Ｓｎ、Ｓｂ量は０．０５％以下であることが好ましい。
　したがって、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｓｎ、Ｓｂの含有量はそれぞれＣｒ：０．００５～２．０％、Ｎｉ：０．００５～２．０％、Ｃｕ：０．００５～２．０％、Ｃａ：０．０００２～０．００５０％、ＲＥＭ：０．０００２～０．００５０％、Ｓｂ：０．００１～０．０５％、Ｓｎ：０．００１～０．０５％とすることが好ましい。
　本実施形態に係る鋼板は、上記成分組成を含有し、上記成分組成以外の残部はＦｅ（鉄）および不可避的不純物を含む。上記残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物であることが好ましい。上記任意成分を下限量未満で含む場合、その成分は不可避的不純物として含むものとする。不可避的不純物として、Ｎを０．０１％以下含んでもよい。さらに、その他の元素であるＺｒ、Ｍｇ、Ｌａ、Ｃｅを合計で０．００２％以下含んでもよい。
　次に、本実施形態に係る鋼板の鋼組織について説明する。本実施形態に係る鋼板は、鋼板表層から板厚方向に３００～４００μｍの範囲において、面積率で、マルテンサイトと炭化物を含むベイナイトの合計が６０～１００％であり、旧オーステナイトの平均粒径が１５μｍ以下であり、鋼板表層から板厚方向に３００～４００μｍの範囲において、旧オーステナイト粒界におけるＰのオージェ電子スペクトルのピーク高さに対する旧オーステナイト粒界から５ｎｍ以上離れた位置におけるＰのオージェ電子スペクトルのピーク高さの比が０．２０以上である。鋼板表層とは、溶融亜鉛めっき層と鋼板の界面を意味する。
　マルテンサイトと炭化物を含むベイナイトの合計：６０～１００％
　マルテンサイトと炭化物を含むベイナイトは、ＴＳ上昇および優れた耐遅れ破壊特性に必要な組織である。このような効果を得るために、マルテンサイトと炭化物を含むベイナイトの面積率の合計は６０％以上である必要がある。マルテンサイトと炭化物を含むベイナイトの合計は７５％以上であることが好ましく、９０％以上であることがより好ましい。マルテンサイトと炭化物を含むベイナイトの合計の上限は１００％である。
　旧オーステナイトの平均結晶粒径：１５μｍ以下
　旧オーステナイトはＰ偏析が顕著で遅れ破壊発生に大きく影響する。旧オーステナイトの平均結晶粒径を１５μｍ以下とすることで粒界応力の集中が緩和され、本実施形態に係る鋼板の耐遅れ破壊特性が得られる。したがって、旧オーステナイトの平均結晶粒径は１５μｍ以下である必要がある。旧オーステナイトの平均結晶粒径は１２μｍ以下であることが好ましく、１０μｍ以下であることがより好ましく、９μｍ以下であることが更に好ましい。
　旧オーステナイト粒界におけるＰのオージェ電子スペクトルのピーク高さに対する旧オーステナイト粒界から５ｎｍ以上離れた位置におけるＰのオージェ電子スペクトルのピーク高さの比：０．２０以上
　Ｐの旧オーステナイト粒界への偏析は、耐遅れ破壊特性を顕著に低下させるので、その抑制は極めて重要である。Ｐの粒界偏析の指標として旧オーステナイト粒界におけるＰのオージェ電子スペクトルのピーク高さに対する旧オーステナイト粒界から５ｎｍ以上離れた位置におけるＰのオージェ電子スペクトルのピーク高さの比を用いた。当該比が０．２０未満となると、旧オーステナイト粒界で遅れ破壊が生じて本実施形態に係る鋼板の優れた耐遅れ破壊特性が得られない。したがって、旧オーステナイト粒界におけるＰのオージェ電子スペクトルのピーク高さに対する旧オーステナイト粒界から５ｎｍ以上離れた位置におけるＰのオージェ電子スペクトルのピーク高さの比は０．２０以上である必要がある。旧オーステナイト粒界におけるＰのオージェ電子スペクトルのピーク高さに対する旧オーステナイト粒界から５ｎｍ以上離れた位置におけるＰのオージェ電子スペクトルのピーク高さの比は０．３０以上であることが好ましく、０．３５以上であることがより好ましく、０．４０以上であることがさらに好ましい。
　旧オーステナイト粒界におけるＰのオージェ電子スペクトルのピーク高さに対する旧オーステナイト粒界から５ｎｍ以上離れた位置におけるＰのオージェ電子スペクトルのピーク高さの比は下記（２）式で算出できる。
　（旧オーステナイト粒界から５ｎｍ以上離れた位置におけるＰのオージェ電子スペクトルのピーク高さ）／（旧オーステナイト粒界におけるＰのオージェ電子スペクトルのピーク高さ）・・・（２）
　Ｐのオージェ電子スペクトルのピーク高さはオージェ電子分光装置を用いて、切欠を有する破断用サンプルを試料とし、オージェ電子分光装置内の真空チャンバー内で破断して破面を分析することで測定した。サンプルの破断は液体窒素を用いた冷却条件で実施した。分析はＡｒイオンスパッタにより行った。
　本実施形態においてマルテンサイトや炭化物を含むベイナイトの面積率とは、観察面積に占める各組織の面積の割合のことであり、これらの面積率は、焼鈍後の鋼板よりサンプルを切り出し、圧延方向に平行な板厚断面を研磨後、１質量％ナイタールで腐食させ、鋼板表面近傍および鋼板表面から板厚方向に３００μｍ以上４００μｍ以下の範囲をＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）で１５００倍の倍率でそれぞれ３～１０視野撮影し、Ｍｅｄｉａ　Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社製のＩｍａｇｅ－Ｐｒｏを用いて、得られた画像データから各組織の面積率を求め、これら視野の平均面積率を各組織の面積率とする。
　この画像データにおいて、炭化物を含むベイナイトは方位の揃った炭化物を１０７個／ｍｍ２以上含む灰色または暗灰色として区別される。マルテンサイトは方位の揃っていない炭化物を含む暗灰色、灰色、明灰色または炭化物を含まない塊状の白色として区別される。残留オーステナイトも塊状の白色であるが、後述の方法によってマルテンサイトと区別される。炭化物は、白色の点または線状として区別される。フェライトや炭化物を含まないベイナイトは、黒または暗灰色として区別され、パーライトは黒色と白色の層状組織として区別される。
　旧オーステナイトの平均結晶粒径は、組織観察を行ったサンプル断面を再研磨し、ピクリン酸と塩化第二鉄の混合溶液等でエッチングし、旧オーステナイト粒界を現出させた後、光学顕微鏡にて４００倍の倍率でそれぞれ３～１０視野撮影し、得られた画像データについて縦１０×横１０の計２０本の直線を等間隔に引き、切断法により求める。
　残留オーステナイトの面積率は、焼鈍後の鋼板を板厚の１／４まで研削後、化学研磨によりさらに０．１ｍｍ研磨した面について、Ｘ線回折装置でＭｏのＫα線を用い、ｆｃｃ鉄（オーステナイト）の（２００）面、（２２０）面、（３１１）面と、ｂｃｃ鉄（フェライト）の（２００）面、（２１１）面、（２２０）面の積分反射強度を測定し、ｂｃｃ鉄の各面からの積分反射強度に対するｆｃｃ鉄の各面からの積分反射強度の強度比から体積率を求め、これを残留オーステナイトの面積率とする。このように残留オーステナイトの面積率を算出することで、残留オーステナイトとマルテンサイトとが区別される。
　次に、本実施形態に係る鋼板の製造方法について説明する。本実施形態に係る鋼板は、例えば、上記の成分を有するスラブに熱間圧延を施した後冷却し、巻き取る熱延を施して製造した熱延板を酸洗し、次いで、冷間圧延を施し、次いで、７５０～９５０℃に加熱し、１０～６００ｓ保持後、３℃／ｓ以上の平均冷却速度で５５０℃以下まで冷却し、Ｍｓ点～５５０℃で３００ｓ以下保持する焼鈍を施し、次いで、溶融亜鉛めっき処理を施し、あるいはさらに合金化処理を施し、その後、Ｍｓ点までを１℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、その後の冷却工程において下記（１）式を満たし、かつ２５０℃～Ｍｓ点において０％より大きく０．０６７％以下のひずみを付与して製造する。
　Ｌｏｇｅ（［Ｐ］×［Ｃ］×（８．６５－４７４×ＤＡ×［Ｂ］）×ｔ）＋３５．４≧１３３２０／（２７３＋Ｔ）＋４８３１／（２７３＋Ｔ－１００×［Ｓｉ］）・・・（１）
但し、上記（１）式において、ＤＡ×［Ｂ］≧０．００９１２の場合はＤＡ×［Ｂ］を０．００９１２とし、上記（１）式の［Ｐ］、［Ｃ］、［Ｂ］、［Ｓｉ］はそれぞれ鋼中のＰ、Ｃ、Ｂ、Ｓｉの含有量（質量％）であり、ＤＡは旧オーステナイト粒径（μｍ）であり、Ｔは滞留温度（℃）であり、ｔは滞留温度における総滞留時間（ｓ）である。
　あるいは、上記の成分を有するスラブに熱間圧延を施した後冷却し、巻き取る熱延を施して製造した熱延板を酸洗し、次いで最高到達温度４００℃未満の条件で焼戻しを施し、次いで、７０％以上の圧下率で冷間圧延を施し、次いで、７５０～９５０℃に加熱し、１０～６００ｓ保持後、３℃／ｓ以上の平均冷却速度で５５０℃以下まで冷却し、Ｍｓ点～５５０℃で３００ｓ以下保持する焼鈍を施し、次いで、溶融亜鉛めっき処理を施し、あるいはさらに合金化処理を施し、その後、Ｍｓ点までを１℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、以降の工程において上記（１）式を満たし、かつ２５０℃～Ｍｓ点において０％より大きく０．０６７％以下のひずみを付与して製造する。製造条件に示した各温度は、いずれも鋼板の表面温度である。以下、詳しく説明する。
　焼鈍温度：７５０～９５０℃
　焼鈍温度が７５０℃未満ではオーステナイトの生成が不十分となり本実施形態に係る鋼板の鋼組織が得られない。したがって、焼鈍温度は７５０℃以上である必要がある。一方、焼鈍温度が９５０℃を超えると粗粒化して本実施形態に係る鋼板の鋼組織が得られない。したがって、焼鈍温度は９５０℃以下である必要がある。
　焼鈍保持時間：１０～６００ｓ
　本焼鈍保持時間が１０ｓ未満ではオーステナイトの生成が不十分となり、本実施形態に係る鋼板の鋼組織が得られない。したがって、焼鈍保持時間は１０ｓ以上である必要がある。焼鈍保持時間は２０ｓ以上であることが好ましく、３０ｓ以上であることがより好ましい。一方、焼鈍保持時間が６００ｓを超えるとオーステナイト粒界へのＰ偏析が過剰になって本実施形態に係る鋼板の耐遅れ破壊特性が得られない。したがって、焼鈍保持時間は６００ｓ以下である必要がある。焼鈍保持時間は５００ｓ以下であることが好ましく、４００ｓ以下であることがより好ましい。
　焼鈍温度から５５０℃までの平均冷却速度：３℃／ｓ以上
　焼鈍温度から５５０℃までの平均冷却速度が３℃／ｓ未満ではフェライトが過剰に生成して本実施形態に係る鋼板の鋼組織が得られない。したがって、焼鈍温度から５５０℃までの平均冷却速度は３℃／ｓ以上である必要がある。焼鈍温度から５５０℃までの平均冷却速度は５℃／ｓ以上であることが好ましい。焼鈍温度から５５０℃までの平均冷却速度の上限は規定しなくてよいが、形状安定性の観点からは１００℃／ｓ未満とすることが好ましい。平均冷却速度は、焼鈍温度と５５０℃との温度差を焼鈍温度から５５０℃までの冷却に要した時間で除することによって算出する。
　保持温度：Ｍｓ点～５５０℃
　保持温度が５５０℃を超えるとフェライトが生成して本実施形態に係る鋼板の鋼組織が得られない。したがって、保持温度は５５０℃以下である必要がある。一方、保持温度がＭｓ点未満となるとマルテンサイト変態やベイナイト変態が過剰に進行して、本実施形態に係る鋼板のＰ分布が得られない。したがって、保持温度はＭｓ点以上である必要がある。ＭＳ点とは、マルテンサイト変態が開始する温度でありフォーマスタにより求めることができる。
　Ｍｓ点～５５０℃での保持時間：３００ｓ以下
　Ｍｓ点以上５５０℃以下での保持時間が３００ｓを超えると過剰な炭化物を含まないベイナイトが生成し、本実施形態に係る鋼板の鋼組織が得られない。したがって、Ｍｓ点以上５５０℃以下での保持時間は３００ｓ以下である必要がある。Ｍｓ点以上５５０℃以下での保持時間は２００ｓ以下であることが好ましく、１２０ｓ以下であることがより好ましい。保持中はＭｓ点以上５５０℃以下の範囲であれば温度一定である必要はなく、冷却や加熱をしてもよい。
　Ｍｓ点までの平均冷却速度：１℃／ｓ以上
　Ｍｓ点までの平均冷却速度が１℃／ｓ未満では、冷却中にベイナイト変態が過剰に進行して本実施形態に係る鋼板のＰ分布が得られない。したがって、Ｍｓ点までの平均冷却速度は１℃／ｓ以上である必要がある。平均冷却速度は、冷却開始温度とＭｓ点との温度差を冷却開始温度からＭｓ点までの冷却に要した時間で除することで算出する。
　２５０℃～Ｍｓ点において付与されるひずみ：０％より大きく０．０６７％以下
　マルテンサイト変態させる際のひずみ付与により旧オーステナイト粒界へのＰ偏析を抑制できる。一方、付与するひずみが０．０６７％を超えると、逆にＰ偏析量が増大して本実施形態に係る鋼板のＰ分布が得られない。２５０℃未満の温度域で、ひずみを付与しても、このような効果が得られない。したがって、２５０℃以上Ｍｓ点以下において０．０００％より大きく０．０６７％以下のひずみを付与する必要がある。２５０℃以上Ｍｓ点以下において付与するひずみの下限は０．０１０％であることが好ましい。ひずみ付与の方法は特に限定せず、張力付与やロール等でも曲げによるものでもよい。
　Ｍｓ点までを１℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却した後の冷却工程において下記（１）式を満たす。
　Ｌｏｇｅ（［Ｐ］×［Ｃ］×（８．６５－４７４×ＤＡ×［Ｂ］）×ｔ）＋３５．４≧１３３２０／（２７３＋Ｔ）＋４８３１／（２７３＋Ｔ－１００×［Ｓｉ］）・・・（１）
但し、上記（１）式において、ＤＡ×［Ｂ］≧０．００９１２の場合はＤＡ×［Ｂ］を０．００９１２とし、上記（１）式の［Ｐ］、［Ｃ］、［Ｂ］、［Ｓｉ］はそれぞれ鋼中のＰ、Ｃ、Ｂ、Ｓｉの含有量（質量％）であり、ＤＡは旧オーステナイト粒径（μｍ）であり、Ｔは滞留温度（℃）であり、ｔは滞留温度における総滞留時間（ｓ）である。
　Ｍｓ点までを１℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却した後の冷却工程が（１）式を満たすことで旧オーステナイト粒界へのＰ偏析を抑制し、実施形態に係る鋼板の優れた耐遅れ破壊特性が得られる。Ｍｓ点までを１℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却した後の冷却工程が（１）式を満たす限り、等温保持や再加熱を施してもよい。Ｍｓ点までを１℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却した後の冷却工程が（１）式を満たすか否かは、例えば、Ｋ℃／ｓで連続冷却した場合は各温度で１／Ｋ秒保持されたものと見なし、１℃ごとに（１）式を計算して（１）式が成立するか否かを判定してよい。
　焼戻しの最高到達温度：４００℃未満
　本実施形態において冷間圧延前の熱延板に冷間圧延性改善などを目的として熱処理を施してもよい。この場合、熱延板の熱処理において最高到達温度が４００℃以上となると熱延板組織の旧オーステナイト粒界へのＰの偏析が顕著になる。このＰの偏析は、冷間圧延によっても緩和されない。そして、その後の焼鈍においてもこれが引き継がれ、耐遅れ破壊特性が低下する。したがって、熱延板を熱処理する場合、その最高到達温度は４００℃未満である必要がある。下限温度は規定しなくてよいが、熱延板軟質化のためには１００℃以上とすることが好ましい。
　冷間圧下率：７０％以上
　最高到達温度を４００℃未満とした条件で熱延板の熱処理を施す場合、７０％以上の圧下率で冷間圧延を施す必要がある。冷間圧延の圧下率が７０％未満では熱延板の熱処理時に生じた旧オーステナイト粒径へのＰ偏析が十分に緩和されず、後述する実施例に記載の耐遅れ破壊特性が低下する。したがって、上記条件で熱延板を熱処理した場合の冷間圧下率は７０％以上である必要がある。
　他の製造条件は、特に限定しないが、例えば、以下の条件で行ってよい。スラブは、マクロ偏析を防止するため、連続鋳造法で製造するのが好ましい。造塊法、薄スラブ鋳造法で製造してもよい。スラブを熱間圧延するには、スラブを一旦室温まで冷却し、その後再加熱して熱間圧延を行ってもよい。または、スラブを室温まで冷却せずに加熱炉に装入して熱間圧延を行ってもよい。あるいは、わずかの保熱を行った後に直ちに熱間圧延する省エネルギープロセスも適用してもよい。スラブを加熱する場合は、スラブ温度を１１００℃以上１３００℃以下となるように加熱することが好ましい。スラブ温度を１１００℃以上に加熱することで、炭化物を溶解でき、圧延荷重の増大を抑制できる。スラブ温度を１３００℃以下にすることで、スケールロスの増大を抑制できる。スラブ温度はスラブ表面の温度である。
　スラブを熱間圧延する際は、粗圧延後の粗バーを加熱してもよい。または、粗バー同士を接合し、仕上げ圧延を連続的に行う、いわゆる連続圧延プロセスを適用してもよい。さらに、熱間圧延においては圧延荷重の低減や形状・材質の均一化のために、仕上げ圧延の全パスあるいは一部のパスで摩擦係数が０．１０～０．２５となる潤滑圧延を行うことが好ましい。
　巻取り後の鋼板は、スケールを酸洗などにより除去した後、冷延、焼鈍、溶融亜鉛めっきが施される。めっき後は室温まで冷却し、表面や降伏強度（ＹＳ）制御のために伸長率１％以下で調質圧延を施すことが好ましい。必要に応じて（１）式を満たす範囲でさらに焼戻し処理を施すこともできるが、この温度は２００℃以下が好ましい。形状やＹＳの調整のために、レベラー矯正を施してもよい。
　以下、本発明を、実施例に基づいて具体的に説明する。鋼（残部はＦｅおよび不可避的不純物）を実験室の真空溶解炉により溶製し、圧延して鋼スラブとした。鋼の成分組成を表１に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
  
　これらの鋼スラブを１２５０℃に加熱後粗圧延し、熱間圧延、熱延板の熱処理を施した。次いで、１．４ｍｍまで冷間圧延して冷延板とした。得られた冷延板を焼鈍に供した。焼鈍は実験室にて熱処理およびめっき処理装置を用いて溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）および合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）１～３１を作製した。溶融亜鉛めっき鋼板は、４６５℃のめっき浴中に浸漬し、片面あたり付着量４０～６０ｇ／ｍ２のめっき層を鋼板両面に形成させることで作製した。合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、上記めっき後さらに、５４０℃で１～６０ｓ保持する合金化処理を行うことで作製した。めっき処理後は室温まで冷却し、その後伸長率０．１％の調質圧延を施した。めっき後からＭｓ点までは３℃／ｓの平均冷却速度で冷却した。一部はさらに焼戻し熱処理を施した。ひずみは張力付与により行った。溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造条件を表２に示す。鋼板Ｆは、めっき前にＭｓ点以下になったのでめっき後のひずみ量の規定の対象外とし、表２の「２５０℃～Ｍｓでの付与ひずみ量」の列に「－」を記載した。（１）式におけるＤＡ（旧オーステナイト粒径）は、鋼板の板幅中央部の圧延方向断面の１／４ｔ部の旧オーステナイト粒径をＪＩＳ（日本工業規格）　Ｇ　０５５１：２０１３の規定に準拠して測定した。表２の「（１）式合否」の列の「〇」は（１）式を満たすことを意味し、「×」は（１）式を満たさないことを意味する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
  
　得られた溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板について、以下の試験方法にしたがい、引張特性、耐遅れ破壊特性を評価した。
＜引張試験＞
　焼鈍板より圧延方向に対して直角方向にＪＩＳ（日本工業規格）５号引張試験片（ＪＩＳ　Ｚ２２０１：１９９８）を採取し、歪速度を１０－３／ｓとするＪＩＳ（日本工業規格）　Ｚ　２２４１：２０１１の規定に準拠した引張試験を行い、ＴＳを求めた。本実施例ではＴＳが１１００ＭＰａ以上を合格とした。
＜耐遅れ破壊特性＞
　圧延方向と平行となる方向を幅方向として、焼鈍板から平行部幅が６ｍｍ、平行部長さが１５ｍｍの試験片を採取した。試験片は全面研削し、板厚１．０ｍｍで評価した。これを３質量％ＮａＣｌと、３ｇ／ｌのＮＨ４ＳＣＮの溶液に浸漬させ、印加電流密度を０および０．０５ｍＡ／ｃｍ２として２４ｈｒ保持後、引張速度を５μｍ／ｍｉｎとしたＳＳＲＴ試験を開始し、破断した時点で試験を終了した。印加電流密度を０ｍＡ／ｃｍ２とした条件でのＴＳに対する、印加電流密度を０．０５ｍＡ／ｃｍ２とした条件でのＴＳの比を応力比とし、当該応力比が０．７０以上であった場合に耐遅れ破壊特性を「○」とし、応力比が０．７０未満であった場合に耐遅れ破壊特性を「×」とした。
　鋼組織、旧オーステナイトの平均粒径および旧オーステナイト粒界におけるＰのオージェ電子スペクトルのピーク高さに対する旧オーステナイト粒界から５ｎｍ以上離れた位置におけるＰのオージェ電子スペクトルのピーク高さの比は、前述した方法で測定した。これらの評価結果と、鋼板の鋼組織等を表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
  
　発明例では、ＴＳが１１００ＭＰａ以上で優れた耐遅れ破壊特性を有する高強度亜鉛めっき鋼板が得られた。一方、本発明の範囲を外れる比較例は所望のＴＳ、耐遅れ破壊特性のいずれか１つ以上が得られなかった。

Claims (6)

  1. 　質量%で、
    　Ｃ：０．０８～０．３５％、
    　Ｓｉ：０．０１～３．０％、
    　Ｍｎ：２．０～４．０％、
    　Ｐ：０．０１０％以下（０を含まない）、
    　Ｓ：０．００２％以下（０を含まない）、
    　Ａｌ：０．０１～１．５０％、
    　Ｂ：０．０００５～０．０１０％を含有し、かつ、
    　Ｍｏ：０．０３～２．０％、
    　Ｔｉ：０．０１０～０．１０％の中から選ばれる１種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
    　鋼板表層から板厚方向に３００～４００μｍの範囲において、面積率で、マルテンサイトと炭化物を含むベイナイトの合計が６０～１００％であり、旧オーステナイトの平均粒径が１５μｍ以下であり、鋼板表層から板厚方向に３００～４００μｍの範囲において、旧オーステナイト粒界におけるＰのオージェ電子スペクトルのピーク高さに対する旧オーステナイト粒界から５ｎｍ以上離れた位置におけるＰのオージェ電子スペクトルのピーク高さの比が０．２０以上である鋼組織と、
    　を有し、鋼板表面に溶融亜鉛めっき層を有する、高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
  2. 　前記成分組成は、さらに質量％で、
    　Ｎｂ：０．００５～０．２０％、
    　Ｖ：０．００５～２．０％の中から選ばれる１種以上を含有する、請求項１に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
  3. 　前記成分組成は、さらに質量％で、
    　Ｃｒ：０．００５～２．０％、
    　Ｎｉ：０．００５～２．０％、
    　Ｃｕ：０．００５～２．０％、
    　Ｃａ：０．０００２～０．００５０％、
    　ＲＥＭ：０．０００２～０．００５０％、
    　Ｓｎ：０．００１～０．０５％、
    　Ｓｂ：０．００１～０．０５％から選ばれる１種以上を含有する、請求項１または請求項２に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
  4. 　前記溶融亜鉛めっき層は、合金化溶融亜鉛めっき層である、請求項１から請求項３の何れか一項に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
  5. 　請求項１から請求項３の何れか一項に記載の成分組成を有するスラブに熱間圧延を施した後冷却し、巻き取る熱延を施して製造した熱延板を酸洗し、次いで、冷間圧延を施し、次いで、７５０～９５０℃に加熱し、１０～６００ｓ保持後、３℃／ｓ以上の平均冷却速度で５５０℃まで冷却し、Ｍｓ点～５５０℃で３００ｓ以下保持する焼鈍を施し、次いで、溶融亜鉛めっき処理を施し、あるいはさらに合金化処理を施し、その後、Ｍｓ点までを１℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、その後の冷却工程において下記（１）式を満たし、かつ２５０℃～Ｍｓ点において０％より大きく０．０６７％以下のひずみを付与する、高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
    　Ｌｏｇｅ（［Ｐ］×［Ｃ］×（８．６５－４７４×ＤＡ×［Ｂ］）×ｔ）＋３５．４≧１３３２０／（２７３＋Ｔ）＋４８３１／（２７３＋Ｔ－１００×［Ｓｉ］）・・・（１）
    　但し、上記（１）式において、ＤＡ×［Ｂ］≧０．００９１２の場合はＤＡ×［Ｂ］を０．００９１２とし、上記（１）式の［Ｐ］、［Ｃ］、［Ｂ］、［Ｓｉ］はそれぞれ鋼中のＰ、Ｃ、Ｂ、Ｓｉの含有量（質量％）であり、ＤＡは旧オーステナイト粒径（μｍ）であり、Ｔは滞留温度（℃）であり、ｔは滞留温度における総滞留時間（ｓ）である。
  6. 　請求項１から請求項３の何れか一項に記載の成分組成を有するスラブに熱間圧延を施した後冷却し、巻き取る熱延を施して製造した熱延板を酸洗し、次いで、最高到達温度４００℃未満の条件で焼戻しを施し、次いで、７０％以上の圧下率で冷間圧延を施し、次いで、７５０～９５０℃に加熱し、１０～６００ｓ保持後、３℃／ｓ以上の平均冷却速度で５５０℃まで冷却し、Ｍｓ点～５５０℃で３００ｓ以下保持する焼鈍を施し、次いで、溶融亜鉛めっき処理を施し、あるいはさらに合金化処理を施し、その後、Ｍｓ点までを１℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、以降の工程において下記（１）式を満たし、かつ２５０℃～Ｍｓ点において０％より大きく０．０６７％以下のひずみを付与する、高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
    　Ｌｏｇｅ（［Ｐ］×［Ｃ］×（８．６５－４７４×ＤＡ×［Ｂ］）×ｔ）＋３５．４≧１３３２０／（２７３＋Ｔ）＋４８３１／（２７３＋Ｔ－１００×［Ｓｉ］）・・・（１）
    　但し、上記（１）式において、ＤＡ×［Ｂ］≧０．００９１２の場合はＤＡ×［Ｂ］を０．００９１２とし、上記（１）式の［Ｐ］、［Ｃ］、［Ｂ］、［Ｓｉ］はそれぞれ鋼中のＰ、Ｃ、Ｂ、Ｓｉの含有量（質量％）であり、ＤＡは旧オーステナイト粒径（μｍ）であり、Ｔは滞留温度（℃）であり、ｔは滞留温度における総滞留時間（ｓ）である。
PCT/JP2019/033082 2018-12-26 2019-08-23 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 WO2020136990A1 (ja)

Priority Applications (6)

Application Number Priority Date Filing Date Title
MX2021007806A MX2021007806A (es) 2018-12-26 2019-08-23 Lamina de acero galvanizada por inmersion en caliente de alta resistencia y metodo de fabricacion de la misma.
JP2019568130A JP6760525B1 (ja) 2018-12-26 2019-08-23 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
US17/417,897 US20220090223A1 (en) 2018-12-26 2019-08-23 High-strength hot-dip galvanized steel sheet and method for manufacturing the same
CN201980086631.0A CN113227430B (zh) 2018-12-26 2019-08-23 高强度热浸镀锌钢板及其制造方法
EP19905911.4A EP3904554B1 (en) 2018-12-26 2019-08-23 High-strength hot-dip galvanized steel sheet and method for manufacturing the same
KR1020217019657A KR102544892B1 (ko) 2018-12-26 2019-08-23 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그의 제조 방법

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2018242712 2018-12-26
JP2018-242712 2018-12-26

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2020136990A1 true WO2020136990A1 (ja) 2020-07-02

Family

ID=71127010

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2019/033082 WO2020136990A1 (ja) 2018-12-26 2019-08-23 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法

Country Status (7)

Country Link
US (1) US20220090223A1 (ja)
EP (1) EP3904554B1 (ja)
JP (1) JP6760525B1 (ja)
KR (1) KR102544892B1 (ja)
CN (1) CN113227430B (ja)
MX (1) MX2021007806A (ja)
WO (1) WO2020136990A1 (ja)

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN113817964A (zh) * 2021-08-27 2021-12-21 马鞍山钢铁股份有限公司 一种含Cu高耐冲击腐蚀压裂泵阀体用钢及其热处理方法
WO2023218732A1 (ja) * 2022-05-11 2023-11-16 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板、部材およびそれらの製造方法

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2004359974A (ja) * 2003-06-02 2004-12-24 Nippon Steel Corp 耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
JP2010215958A (ja) * 2009-03-16 2010-09-30 Jfe Steel Corp 曲げ加工性および耐遅れ破壊特性に優れる高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP2011190474A (ja) 2010-03-11 2011-09-29 Kobe Steel Ltd 耐水素脆性に優れた超高強度薄鋼板
WO2018146828A1 (ja) * 2017-02-10 2018-08-16 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度亜鉛めっき鋼板及びその製造方法

Family Cites Families (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5151246B2 (ja) * 2007-05-24 2013-02-27 Ｊｆｅスチール株式会社 深絞り性と強度−延性バランスに優れた高強度冷延鋼板および高強度溶融亜鉛めっき鋼板ならびにその製造方法
JP5765092B2 (ja) * 2010-07-15 2015-08-19 Ｊｆｅスチール株式会社 延性と穴広げ性に優れた高降伏比高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
KR101813974B1 (ko) * 2013-12-18 2018-01-02 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그의 제조 방법
EP3173494B1 (en) * 2014-07-25 2019-03-13 JFE Steel Corporation Method for producing high-strength hot dipped galvanized steel sheet
KR101930185B1 (ko) * 2015-01-15 2018-12-17 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
JP6179584B2 (ja) * 2015-12-22 2017-08-16 Ｊｆｅスチール株式会社 曲げ性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
MX2018009736A (es) * 2016-02-10 2019-01-24 Jfe Steel Corp Lamina de acero galvanizada de alta resistencia y metodo para la produccion de la misma.
WO2018055425A1 (en) 2016-09-22 2018-03-29 Arcelormittal High strength and high formability steel sheet and manufacturing method
JP6887236B2 (ja) 2016-10-14 2021-06-16 株式会社ダイゾー 吐出容器
JP2018062380A (ja) 2016-10-14 2018-04-19 株式会社ディスコ テープ貼着用器具

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2004359974A (ja) * 2003-06-02 2004-12-24 Nippon Steel Corp 耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
JP2010215958A (ja) * 2009-03-16 2010-09-30 Jfe Steel Corp 曲げ加工性および耐遅れ破壊特性に優れる高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP2011190474A (ja) 2010-03-11 2011-09-29 Kobe Steel Ltd 耐水素脆性に優れた超高強度薄鋼板
WO2018146828A1 (ja) * 2017-02-10 2018-08-16 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度亜鉛めっき鋼板及びその製造方法

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN113817964A (zh) * 2021-08-27 2021-12-21 马鞍山钢铁股份有限公司 一种含Cu高耐冲击腐蚀压裂泵阀体用钢及其热处理方法
WO2023218732A1 (ja) * 2022-05-11 2023-11-16 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板、部材およびそれらの製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
CN113227430A (zh) 2021-08-06
CN113227430B (zh) 2022-09-23
JPWO2020136990A1 (ja) 2021-02-18
JP6760525B1 (ja) 2020-09-23
KR102544892B1 (ko) 2023-06-19
EP3904554A4 (en) 2022-03-02
MX2021007806A (es) 2021-08-11
US20220090223A1 (en) 2022-03-24
EP3904554B1 (en) 2023-10-04
EP3904554A1 (en) 2021-11-03
KR20210095190A (ko) 2021-07-30

Similar Documents

Publication Publication Date Title
EP3309273B1 (en) Galvannealed steel sheet and method for manufacturing same
WO2018124157A1 (ja) 高強度亜鉛めっき鋼板及びその製造方法
US11492677B2 (en) High-strength steel sheet and method for producing the same
JP7196997B2 (ja) 鋼板
JP6760524B1 (ja) 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
WO2020162561A1 (ja) 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
EP3190202B1 (en) High-carbon hot-rolled steel sheet and method for producing the same
KR102518159B1 (ko) 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
JP6769576B1 (ja) 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP6760525B1 (ja) 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
CN108603265B (zh) 温加工用高强度钢板及其制造方法
KR102544887B1 (ko) 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그의 제조 방법
KR102678569B1 (ko) 용접성이 우수한 초고강도 아연도금강판 및 그 제조방법
JP7287334B2 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
KR20230161661A (ko) 용접성이 우수한 초고강도 아연도금강판 및 그 제조방법
JP2022024998A (ja) 高強度鋼板およびその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2019568130

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: 19905911

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 20217019657

Country of ref document: KR

Kind code of ref document: A

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2019905911

Country of ref document: EP

Effective date: 20210726