WO2022249919A1 - 高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 - Google Patents

高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 Download PDF

Info

Publication number
WO2022249919A1
WO2022249919A1 PCT/JP2022/020394 JP2022020394W WO2022249919A1 WO 2022249919 A1 WO2022249919 A1 WO 2022249919A1 JP 2022020394 W JP2022020394 W JP 2022020394W WO 2022249919 A1 WO2022249919 A1 WO 2022249919A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
steel sheet
less
hot
strength
dip galvanized
Prior art date
Application number
PCT/JP2022/020394
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
紗江 濱本
晴香 荒木
道高 経澤
Original Assignee
株式会社神戸製鋼所
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
Priority claimed from JP2021142112A external-priority patent/JP2022182938A/ja
Application filed by 株式会社神戸製鋼所 filed Critical 株式会社神戸製鋼所
Priority to MX2023013724A priority Critical patent/MX2023013724A/es
Priority to EP22811192.8A priority patent/EP4317508A1/en
Priority to KR1020237037735A priority patent/KR20230164722A/ko
Priority to CN202280035339.8A priority patent/CN117321235A/zh
Publication of WO2022249919A1 publication Critical patent/WO2022249919A1/ja

Links

Images

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
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • 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
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/19—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering by interrupted quenching
    • 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
    • C21D8/0273—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
    • 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
    • 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
    • C22C38/002—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
    • C22C38/06—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
    • C22C38/18—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
    • C22C38/38—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
    • C22C38/58—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
    • C23C2/02—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
    • 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
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/024—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by cleaning or etching
    • 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
    • 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 cold-rolled steel sheet having a galvannealed layer on its surface, and a method for producing the same.
  • the tensile strength TS of the steel sheet is simply referred to as “tensile strength”
  • the 0.2% proof stress ⁇ 0.2 and upper yield point UYP are also collectively referred to as "yield strength”.
  • steel sheets used for automotive body structural members are required to have high tensile strength and high yield strength.
  • the composition of steel sheets is being increased, that is, the content of additive elements in steel sheets is being increased.
  • the increase in the content of such additive elements is progressing also in the base steel sheet used for the galvanized steel sheet.
  • LME cracks liquid metal embrittlement
  • steel sheets that are currently applied to automotive body structural members are required to have high tensile strength and high yield strength, as well as excellent LME cracking resistance.
  • Patent Document 1 has an area ratio of autotempered martensite as a steel structure of 80% or more, ferrite of less than 5%, and bainite of 10% or less. Retained austenite satisfies 5% or less, the average number of precipitated iron-based carbides of 5 nm or more and 0.5 ⁇ m or less in the autotempered martensite is 5 ⁇ 10 4 or more per 1 mm 2 , and the tensile strength is 1400 MPa.
  • a high-strength steel sheet characterized by the above is disclosed.
  • Patent Document 3 discloses that three welding pulses are used in one spot welding plan as a resistance spot welding method capable of suppressing the occurrence of LME cracking, and a first welding pulse and a second welding pulse are used.
  • a welding pulse is used to suppress the formation of nuggets and the initiation of liquid metal embrittlement cracking, said first welding pulse having a diameter of 3.75T 1/2 to 4.25T 1/2 , where T is the thickness of the steel sheet), the second welding pulse causes the nugget to grow slowly, and the third welding pulse, which is a tempering pulse, is used to improve the plasticity of the weld spot.
  • a resistance spot welding method has been proposed.
  • Patent Document 4 proposes a technique of obtaining excellent LME resistance by setting the thickness of the softened surface layer of the steel sheet to 5 ⁇ m or more.
  • Patent Documents 1 and 2 in addition to the tensile strength of the steel sheet, only the workability or yield strength is examined, and the LME cracking resistance is not considered.
  • the spot welding method proposed in Patent Document 3 does not take into consideration the case of welding various plate sets including three or more steel plates, or the case of adding disturbance conditions during welding. In some cases, the occurrence of LME cracks may not be suppressed. With the technique disclosed in Patent Document 4, the tensile strength of the obtained steel plate is only less than 1150 MPa, and Patent Document 4 does not consider countermeasures for LME crack resistance of high-strength materials of 1150 MPa or more.
  • the present invention has been made in view of such problems, and has a yield strength of 970 MPa or more, a tensile strength of 1470 MPa or more, and a high-strength alloyed hot-dip galvanized steel sheet having excellent LME crack resistance, and
  • An object of the present invention is to provide a method for manufacturing such a high-strength galvannealed steel sheet.
  • a high-strength galvannealed steel sheet is a high-strength galvannealed steel sheet having a coating layer on the surface of a base steel sheet
  • the base steel plate is mass %, C: 0.19 to 0.30%, Si: more than 0%, 0.70% or less, Mn: 1.8-3.0%, P: more than 0%, 0.020% or less, S: more than 0%, 0.05% or less, Al: 0.015-0.060%, Cr: 0.05-0.8%, Ti: 0.015 to 0.080%, B: 0.0010 to 0.0150%, Mo: more than 0%, 0.40% or less, N: 0.0100% or less, and O: 0.0030% or less, containing, the balance consisting of iron and inevitable impurities,
  • the Cr content [Cr] (mass%) and the Si content [Si] (mass%) of the base steel sheet satisfy 2 ⁇ [Cr] - [Si] ⁇ 0.1, In the metal structure
  • a method for producing a high-strength galvannealed steel sheet according to another aspect of the present invention includes hot-rolling a slab having the above composition, Winding the hot-rolled steel sheet obtained by hot rolling at 620 ° C. or higher, Unwinding and cold-rolling the wound hot-rolled steel sheet, A cold-rolled steel sheet obtained by cold rolling is heated, held for 11 seconds or longer in a temperature range of Ac3 or higher, and the heated and held cold-rolled steel sheet is cooled to a temperature range of 540 to 580 ° C. at an average cooling rate of 3 ° C./s. above, and further cooled to a temperature range of 410 to 480 ° C.
  • Hot-dip galvanizing is applied to the base steel sheet obtained by cooling the cold-rolled steel sheet, A hot-dip galvanized steel sheet obtained by hot-dip galvanizing is heated to a temperature range of 550 ° C. or less to alloy the hot-dip galvanized, Cooling the alloyed hot-dip galvanized steel sheet obtained by subjecting the hot-dip galvanized steel sheet to a temperature range of 230 to 340° C. at an average cooling rate of 5° C./s or more.
  • FIG. 1 is a schematic diagram of a heat pattern in an annealing process according to an embodiment of the present invention.
  • FIG. 2 is an example of a scanning electron micrograph of a cross section of a test piece.
  • FIG. 3 is a schematic diagram showing how the number of laths is measured by the cutting method.
  • FIG. 4 is a schematic front view of a sample for evaluation of LME crack resistance.
  • FIG. 5 is an example of an optical microscope photograph of a sample for observing LME cracks.
  • a high-strength alloyed hot-dip galvanized steel sheet according to an embodiment of the present invention will be described below.
  • the high-strength galvannealed steel sheet according to the present embodiment is a high-strength galvannealed steel sheet having a coating layer on the surface of the base steel sheet.
  • Each component of the high-strength galvannealed steel sheet will be described below.
  • a high-strength galvannealed steel sheet having the following composition has a yield strength of 970 MPa or more and a tensile strength of 1470 MPa or more, and has excellent LME crack resistance.
  • the base steel sheet of the high-strength galvannealed steel sheet according to the present embodiment has the following chemical composition. "%” in the following description of the chemical composition means “% by mass”.
  • the base steel sheet and the high-strength alloyed hot-dip galvanized steel sheet are also collectively referred to simply as “steel sheet”.
  • the tensile strength TS of the steel sheet is simply referred to as “tensile strength”
  • the 0.2% proof stress ⁇ 0.2 and upper yield point UYP are collectively referred to as “yield strength”.
  • “Tensile strength” and “yield strength” are collectively referred to simply as "strength”.
  • (C: 0.19-0.30%) C is an element necessary for ensuring the strength of the steel sheet.
  • the amount of C is set to 0.19% or more.
  • the lower limit of the C content is preferably 0.20% or more, more preferably 0.21% or more.
  • the amount of C is set to 0.30% or less.
  • the upper limit of the C content is preferably 0.290% or less, more preferably 0.280% or less, still more preferably 0.270% or less, and even more preferably 0.260% or less.
  • Si is one of the important elements in the present invention.
  • Si is known as a solid-solution strengthening element, and is an element that effectively acts to improve the tensile strength while suppressing the deterioration of the ductility of the steel sheet.
  • Si is also an element that has the effect of increasing the temper softening resistance of the martensitic structure.
  • the amount of Si is set to an amount exceeding 0%.
  • the lower limit of the amount of Si is preferably 0.06% or more.
  • the lower limit of the amount of Si is more preferably 0.07% or more, still more preferably 0.08% or more.
  • the amount of Si is set to 0.70% or less.
  • the upper limit of the amount of Si is preferably 0.60% or less, more preferably 0.50% or less.
  • Mn is an element that contributes to increasing the strength of the steel sheet. In order to effectively exhibit such effects, the amount of Mn is set to 1.8% or more.
  • the lower limit of the Mn content is preferably 1.9% or more, more preferably 2.0% or more.
  • an excessive amount of Mn may cause slab breakage, an increase in cold rolling load, and the like. Therefore, the Mn content is set to 3.0% or less.
  • the upper limit of the Mn amount is preferably 2.9% or less, more preferably 2.8% or less.
  • P is an element that is inevitably contained in steel, and is an element that segregates at grain boundaries of steel to promote intergranular embrittlement. It is preferable to reduce the amount of P as much as possible in order to avoid breakage or the like during processing of the steel sheet. Therefore, the amount of P is set to 0.020% or less.
  • the upper limit of the amount of P is preferably 0.015% or less, more preferably 0.012% or less.
  • P is an impurity that is inevitably mixed in steel, and it is impossible to reduce its amount to 0% in terms of industrial production.
  • S is an element that is unavoidably contained in steel. S forms inclusions together with other elements in steel. The inclusions may cause breakage or the like during processing of the steel sheet. In order to avoid such breakage of the steel sheet, it is preferable to reduce the amount of S as much as possible. Therefore, the amount of S is set to 0.05% or less.
  • the upper limit of the S amount is preferably 0.04% or less, more preferably 0.03% or less. As with P, it is impossible for industrial production to reduce the amount of S to 0%.
  • Al 0.015-0.060%
  • Al is an element that acts as a deoxidizing agent in steel.
  • the amount of Al is set to 0.015% or more.
  • the lower limit of the Al content is preferably 0.025% or more, more preferably 0.030% or more.
  • the Al content is set to 0.060% or less.
  • the upper limit of the Al content is preferably 0.055% or less, more preferably 0.050% or less.
  • Cr 0.05-0.8%) Cr is one of the important elements in the present invention.
  • Cr is an element that contributes to increasing the strength of the steel sheet.
  • Cr is an element that improves the hardenability of the steel sheet, reduces bainite generated during hardening, increases the number of martensite laths, and effectively increases the strength of the steel sheet.
  • Cr is an element that hardly deteriorates the LME cracking resistance even when the content is increased.
  • the amount of Cr is set to 0.05% or more.
  • the lower limit of Cr content is preferably 0.1% or more.
  • the Cr content is set to 0.8% or less.
  • the upper limit of the Cr content is preferably 0.7% or less, more preferably 0.6% or less.
  • Ti is an element that forms carbides and nitrides to improve the strength of the steel sheet.
  • Ti is an effective element for effectively exhibiting the hardenability-improving effect of B, which will be described later. That is, Ti reduces N in steel by forming nitrides. As a result, the formation of B nitrides is suppressed, B enters a solid solution state, and the hardenability-enhancing effect of B can be effectively exhibited. In this way, Ti improves the hardenability of the steel sheet due to B, thereby contributing to increasing the strength of the steel sheet. In order to effectively exhibit such effects, the amount of Ti should be 0.015% or more.
  • the lower limit of the Ti amount is preferably 0.018% or more, more preferably 0.020% or more. However, if the amount of Ti becomes excessive, Ti carbides and Ti nitrides become excessive, which may cause cracks during working of the steel sheet. Therefore, the amount of Ti should be 0.080% or less.
  • the upper limit of the Ti amount is preferably 0.070% or less, more preferably 0.060% or less.
  • B is an element that improves hardenability and contributes to increasing the strength of the steel sheet.
  • the amount of B is set to 0.0010% or more.
  • the lower limit of the B content is preferably 0.0012% or more, more preferably 0.0014% or more.
  • the amount of B is set to 0.0150% or less.
  • the upper limit of the amount of B is preferably 0.0140% or less.
  • Mo more than 0%, 0.40% or less
  • Mo is an element that contributes to increasing the strength of the steel sheet. The effect increases as the amount of Mo increases. In order to effectively exhibit the effect, the amount of Mo should be more than 0%.
  • the lower limit of Mo content is preferably 0.10% or more, more preferably 0.20% or more. However, if the amount of Mo becomes excessive, the effect will be saturated and the cost will increase. Therefore, the amount of Mo is set to 0.40%.
  • the upper limit of Mo content is preferably 0.30% or less.
  • the Cr content and the Si content of the base steel sheet of the high-strength galvannealed steel sheet according to the present embodiment satisfy the following formula (1).
  • the formula (1) the hardenability of the high-strength galvannealed steel sheet can be improved.
  • the balance between the Si content and the Cr content becomes appropriate, and it becomes possible to reduce the occurrence of LME cracks in the region around the weld zone. That is, it is possible to achieve both high strength of the high-strength alloyed hot-dip galvanized steel sheet and excellent resistance to LME cracking.
  • [element symbol] is the content (% by mass) of the element in the base steel sheet.
  • the basic components of the base steel sheet of the high-strength galvannealed steel sheet according to the present embodiment are as described above, and the balance is substantially iron.
  • the balance of the basic components of the base steel sheet consists of iron and unavoidable impurities.
  • unavoidable impurities include, for example, N, O, etc., in addition to P and S described above. N and O preferably fall within the following ranges.
  • N is an impurity element that is unavoidably contained in steel. An excessive amount of N may cause cracks during processing of the steel sheet. Therefore, the amount of N is made 0.0100% or less.
  • the upper limit of the amount of N is preferably 0.0060% or less. It is difficult in terms of industrial production to make the amount of N 0%.
  • O is an impurity element inevitably contained in steel. An excessive amount of O may cause cracks during processing of the steel sheet. Therefore, the amount of O is made 0.0030% or less.
  • the upper limit of the amount of O is preferably 0.0020% or less. It is difficult in terms of industrial production to reduce the O content to 0%.
  • the base steel sheet of the high-strength galvannealed steel sheet according to the present embodiment may contain Ca within the following range.
  • the base steel sheet contains one or more elements selected from the group consisting of Nb, V, Cu, Ni, Mg, and rare earth elements (REM) with or without Ca. You may make it contain in the range shown below. By containing these elements singly or in combination, the properties of the base steel sheet are improved depending on the contained elements.
  • Ca is an element effective in spheroidizing sulfides in steel and improving the bendability of the steel sheet.
  • the effect is exhibited when the amount of Ca exceeds 0%, and increases as the amount of Ca increases.
  • the lower limit of the amount of Ca is preferably 0.0005% or more, more preferably 0.0010% or more.
  • the upper limit of the amount of Ca is preferably 0.0040% or less, more preferably 0.0030% or less.
  • Nb is an element that contributes to increasing the strength of the steel sheet. The effect is exhibited when the Nb content exceeds 0%, and increases as the Nb content increases.
  • the lower limit of the Nb content is preferably 0.003% or more, more preferably 0.005% or more.
  • the upper limit of the Nb content is preferably 0.020% or less, more preferably 0.018% or less, and still more preferably 0.015% or less.
  • V is an element that contributes to increasing the strength of the steel sheet. The effect is exhibited when the amount of V exceeds 0%, and increases as the amount of V increases.
  • the lower limit of the V content is preferably 0.005% or more, more preferably 0.010% or more.
  • the upper limit of the V content is preferably 0.30% or less, more preferably 0.25% or less, and even more preferably 0.20% or less.
  • Cu more than 0%, 0.30% or less
  • Cu is an element effective in improving the corrosion resistance of steel sheets. The effect is exhibited when the amount of Cu exceeds 0%, and increases as the amount of Cu increases.
  • the lower limit of the amount of Cu is preferably 0.01% or more, more preferably 0.05% or more.
  • the upper limit of the amount of Cu is preferably 0.30% or less, more preferably 0.20% or less, and still more preferably 0.15% or less.
  • Ni is an element effective in improving the corrosion resistance of steel sheets. The effect is exhibited when the amount of Ni exceeds 0%, and increases as the amount of Ni increases.
  • the lower limit of the Ni amount is preferably 0.03% or more, more preferably 0.05% or more.
  • the upper limit of the Ni content is preferably 0.30% or less, more preferably 0.20% or less, and even more preferably 0.15% or less.
  • Mg is an element that contributes to the improvement of the formability of the steel sheet. The effect is exhibited if the amount of Mg exceeds 0%. However, if the amount of Mg becomes excessive, the pickling property, weldability, hot workability, and economic efficiency of the steel sheet deteriorate. Therefore, the upper limit of the Mg content is preferably 0.0100% or less, more preferably 0.0040% or less.
  • REM more than 0%, 0.010% or less
  • REM is an element that contributes to improving the formability of the steel sheet. The effect is exhibited if the amount of REM exceeds 0%. However, if the amount of REM becomes excessive, the pickling property, weldability, hot workability, and economic efficiency of the steel sheet deteriorate. Therefore, the upper limit of the REM amount is preferably 0.010% or less, more preferably 0.0040% or less.
  • the metal structure of the base steel sheet of the high-strength galvannealed steel sheet according to the present embodiment is martensite (including tempered martensite and self-tempered martensite) of 82% by volume or more, bainite of 13% by volume or less, and retained austenite. is 5% by volume or less.
  • the high-strength galvannealed steel sheet according to the present embodiment can have specified tensile strength and yield strength.
  • the method for measuring the ratio of each metal structure can be the method described in the examples below.
  • Martensite in the metal structure is the base structure of the base steel sheet according to this embodiment.
  • the volume fraction of martensite is more preferably 83% by volume or more. There is no upper limit to the volume fraction of martensite, and it may be 100%.
  • the martensite of this embodiment includes not only as-quenched martensite, but also tempered martensite and self-tempered martensite (autotempered martensite).
  • Ferrite, pearlite and bainite 13% by volume or less in total
  • Ferrite, pearlite, and bainite are softer than martensite, which is the base structure of the base steel sheet.
  • the total content of ferrite, pearlite and bainite is set to 13% by volume or less with respect to the entire metal structure of the base steel sheet.
  • There is no lower limit to the volume percentages of ferrite, pearlite and bainite and they may be 0% by volume.
  • ferrite, pearlite, and bainite are also collectively referred to as “bainite, etc.”.
  • the retained austenite in the metal structure should be 5% by volume or less with respect to the entire metal structure of the base steel sheet.
  • retained austenite a small amount of film-like retained austenite existing at the boundaries of laths of martensite has the effect of increasing tensile strength and yield strength by suppressing the movement of dislocations when stress is applied to the steel sheet. have.
  • the retained austenite itself is softer than the martensite structure. Therefore, even in the form of a film, when excessive retained austenite exists, both the yield strength and tensile strength of the steel sheet are lowered. From this point of view, the retained austenite should be 5% by volume or less. Retained austenite may be 0% by volume.
  • the percentage of retained austenite can be determined by polishing the ground surface of a test piece cut out from the base steel plate by chemical polishing or electrolytic polishing, and applying the X-ray diffraction method to the ground surface after polishing.
  • can be measured by Electrolytic polishing is preferable to chemical polishing as a method for polishing the ground surface from the viewpoint of reducing the burden on the environment.
  • the base steel sheet of the high-strength galvannealed steel sheet according to the present embodiment has high tensile strength and high yield strength. Therefore, in an image obtained by observing the metal structure of the base steel sheet with a scanning electron microscope, the number of laths in a total length of 300 ⁇ m measured by a cutting method (hereinafter also simply referred to as “the number of laths in a total length of 300 ⁇ m”) is 200 or more. do. When the number of laths in a total length of 300 ⁇ m is less than 200, at least one of yield strength and tensile strength is lowered.
  • the number of laths in a total length of 300 ⁇ m is preferably 210 or more, more preferably 220 or more.
  • the “lath” here is the substructure of martensite, which is a crystal elongated in one direction.
  • the structure of martensite is multi-layered as explained below. Martensite is formed by transformation of quenched austenite.
  • a plurality of packets which are groups of grains having the same habit plane, exist in one prior austenite grain.
  • blocks which are parallel strips.
  • each block has a set of laths containing dislocations at a high density with almost the same crystal orientation.
  • the "number of laths in a total length of 300 ⁇ m measured by the cutting method" defined in the present invention is measured at 1/4 part of the plate thickness of the cross section parallel to the rolling direction of the steel plate. Specifically, the cross section of the polished steel plate is corroded using nital, and the cross section is photographed at a magnification of 3000 times using an FE-SEM (Field Emission Scanning Electron Microscope). do. A cut method is applied to this photograph to determine the number of laths.
  • the cutting method in this embodiment is a method of drawing a line (a test line of a straight line or an arc) with a total length of 300 ⁇ m on a photographed FE-SEM image and obtaining the number of laths intersecting with the test line.
  • the method for measuring the number of laths by cutting will be described in more detail in the examples below.
  • the plating layer is obtained by subjecting hot-dip galvanization formed on the surface of the base steel sheet to alloying treatment, which will be described later.
  • Hot-dip galvanizing is not particularly limited and any commonly used one can be applied.
  • the high-strength galvannealed steel sheet according to the present embodiment which satisfies the above requirements, is obtained by hot-rolling a slab having the composition of the base steel sheet described above, winding it at a predetermined temperature, and unrolling the wound hot-rolled steel sheet.
  • the cold-rolled steel sheet obtained by cold rolling is cold-rolled, the cold-rolled steel sheet obtained by the cold rolling is annealed, and the cold-rolled steel sheet obtained by cooling the annealed cold-rolled steel sheet is hot-dip galvanized and hot-dip galvanized. It is obtained by performing an alloying treatment on a hot-dip galvanized steel sheet and then cooling it. Each step will be described below.
  • the conditions for hot rolling are, for example, as follows.
  • a slab having the composition of the steel sheet described above is hot rolled.
  • the heating temperature of the slab before hot rolling is preferably 1100° C. or higher.
  • the heating temperature of the slab before hot rolling is more preferably 1200° C. or higher.
  • the upper limit of the heating temperature before hot rolling is preferably 1350° C. or lower, more preferably 1300° C. or lower.
  • the finish rolling temperature of hot rolling is low, the deformation resistance of the slab during rolling increases, which may make operation difficult. Therefore, the finish rolling temperature is preferably 850°C or higher, more preferably 870°C or higher. However, if the finish rolling temperature becomes too high, the strength of the hot-rolled steel sheet may become excessively high. Therefore, the finish rolling temperature is preferably 980°C or lower, more preferably 950°C or lower.
  • the average cooling rate of the hot-rolled steel sheet obtained by hot rolling from finish rolling to coiling is preferably 10° C./s or more, more preferably 20° C./s or more, in consideration of productivity. be. On the other hand, if the average cooling rate is too fast, the equipment cost will increase. Therefore, the average cooling rate is preferably 100° C./s or less, more preferably 50° C./s or less.
  • Winding process of hot-rolled steel sheet A hot-rolled steel sheet obtained by hot rolling is coiled at 620° C. or higher. If the coiling temperature of the hot-rolled steel sheet is less than 620°C, the strength of the hot-rolled steel sheet becomes too high, making cold rolling difficult.
  • the coiling temperature of the hot-rolled steel sheet is preferably 630°C or higher, more preferably 640°C or higher. On the other hand, if the coiling temperature of the hot-rolled steel sheet becomes too high, the pickling property for scale removal deteriorates. Therefore, the winding temperature is preferably 800° C. or lower, more preferably 750° C. or lower.
  • the lower limit of the rolling reduction during cold rolling is preferably 10% or more.
  • the rolling reduction in the present embodiment is synonymous with the "rolling reduction". Specifically, when the thickness of the steel sheet before rolling is h1 and the thickness of the steel sheet after rolling is h2, the rolling rate (%) is "(h1 ⁇ h2)/h1 ⁇ 100". If the rolling reduction during cold rolling is less than 10%, the thickness of the hot-rolled steel sheet must be reduced in the hot-rolling process in order to obtain a steel sheet with a predetermined thickness. When the hot-rolled steel sheet is thinned, the length of the hot-rolled steel sheet becomes long, so pickling takes time and productivity decreases.
  • the lower limit of the rolling reduction during cold rolling is more preferably 25% or more.
  • the upper limit of the rolling reduction during cold rolling is preferably 70% or less, more preferably 65% or less.
  • FIG. 1 is a schematic diagram of a heat pattern of a steel sheet after cold rolling according to this embodiment.
  • the heat pattern shown in FIG. 1 includes (a) a soaking step, (b) a first cooling step, (c) a second cooling step, (d) an alloying step, (e) a third cooling step, and (f) a fourth cooling step.
  • the conditions of each step (a) to (e) are appropriately adjusted. It is important to.
  • the soaking step the cold-rolled steel sheet is heated and held for 11 seconds or longer in a temperature range of Ac3 or higher. If the heating temperature is less than the Ac3 point, there is a possibility that soft ferrite that lowers the yield strength and tensile strength of the steel sheet will remain. Therefore, the lower limit of the holding temperature in the soaking step is Ac3.
  • the lower limit of the holding temperature in the soaking step is preferably (3 points of Ac+5)°C.
  • the holding temperature in the soaking step may be equal to or lower than the solidus temperature of the cold-rolled steel sheet, and there is no particular upper limit.
  • the upper limit of the holding temperature in the soaking process is preferably 980 ° C. or less. be.
  • the temperature of the cold-rolled steel sheet may be kept constant, or the temperature of the cold-rolled steel sheet may fluctuate within the holding temperature range.
  • the holding time in the temperature range of Ac3 or higher is set to 11 seconds or longer.
  • the lower limit of the holding time in the temperature range of Ac3 or higher is preferably 12 s or longer, more preferably 15 s.
  • the retention time is preferably less than 600 s, because productivity deteriorates if the retention time is too long.
  • the Ac3 point can be calculated by the following formula (2) (William C. Leslie, "Leslie Iron and Steel Materials Science", Maruzen Co., Ltd., p.273).
  • [Element symbol] in the formula (2) represents the content (% by mass) of the element.
  • Ac3 (°C) 910 - 203 x [C] 1/2 - 15.2 x [Ni] + 44.7 x [Si] + 104 x [V] + 31.5 x [Mo] + 13.1 x [W] - ⁇ 30 ⁇ [Mn]+11 ⁇ [Cr]+20 ⁇ [Cu] ⁇ 700 ⁇ [P] ⁇ 400 ⁇ [Al] ⁇ 120 ⁇ [As] ⁇ 400 ⁇ [Ti] ⁇ (2)
  • the cold-rolled steel sheet heated and held in the temperature range of Ac 3 or more in the soaking step is averaged to a temperature range of 540 to 580 ° C. (first temperature range). Cool at a cooling rate of 3°C/s or more. Specifically, after starting cooling in the soaking step, cooling is performed from the Ac3 point to the first temperature range at an average cooling rate of 3° C./s or more. If this average cooling rate is less than 3° C./s, the possibility of ferrite formation increases, making it difficult to ensure the yield strength and tensile strength specified in the present invention.
  • the average cooling rate should be 3° C./s or higher, preferably 4° C./s or higher, and more preferably 5° C./s or higher.
  • the upper limit of the average cooling rate is 50° C./s or less, preferably 40° C./s or less.
  • Second cooling step In the second cooling step, after the first cooling step, the cold-rolled steel sheet is cooled to a temperature range of 410 to 480 ° C. (second temperature range) within 90 seconds to cool the base steel sheet. get More specifically, the cold-rolled steel sheet is cooled from the first temperature range to the second temperature range in a time of 90 seconds or less while ensuring a temperature equal to or higher than the Ms point. If the time for cooling from the first temperature range to the second temperature range exceeds 90 seconds, there is concern that bainite will increase, so the time for cooling from the first temperature range to the second temperature range is set to 90 seconds or less.
  • the upper limit of the time for cooling from the first temperature range to the second temperature range is preferably 70 seconds or less.
  • the upper limit of the second temperature range is preferably 470°C or lower, more preferably 460°C or lower.
  • the second cooling step it is preferable to keep the cold-rolled steel sheet at a temperature equal to or higher than the Ms point.
  • the cold-rolled steel sheet falls below the Ms point in the second cooling step, martensite is formed before the subsequent alloying step, and the lath spacing of the final structure after the heat treatment is reduced, resulting in a decrease in tensile strength. It is from.
  • the “Ms point” is the temperature at which austenite starts transforming to martensite, and can be easily obtained from the chemical composition of the steel sheet based on the following formula (3) (“Lecture on Modern Metallurgy Materials Ed. Vol. 4 Iron and Steel Materials", The Japan Institute of Metals, June 1985, p.45). [Element symbol] in the formula (3) represents the content (% by mass) of the relevant element in the steel sheet, and the element not contained in the steel sheet is assumed to be 0 in the calculation.
  • Ms point (°C) 550 - 361 x [C] - 39 x [Mn] - 35 x [V] - 20 x [Cr] - 17 x [Ni] - 10 x [Cu] - 5 x ([Mo] + [W]) + 15 x [Co] + 30 x [Al] (3)
  • the base steel sheet is hot-dip galvanized.
  • the base steel sheet that has been cooled to the second temperature range enters a plating pot containing a hot-dip galvanizing bath and undergoes immersion treatment in the plating bath. By this immersion treatment, the base steel sheet is hot-dip galvanized, and a hot-dip galvanized steel sheet is obtained.
  • the alloying step the obtained hot-dip galvanized steel sheet is alloyed.
  • the hot-dip galvanized steel sheet is heated to a temperature range of 550°C or less to perform the hot-dip galvanizing alloying process. Specifically, by heating the hot-dip galvanized steel sheet, zinc contained in the hot-dip galvanized steel sheet is alloyed with iron contained in the base steel sheet. If the heating temperature in this alloying treatment exceeds 550° C., the possibility of forming ferrite in the base steel sheet increases, and the tensile strength of the alloyed hot-dip galvanized steel sheet may decrease. In addition to this, the diffusion of iron from the base steel sheet to the hot-dip galvanized zinc is excessive, and the coating layer is more likely to peel off during press forming or the like.
  • the upper limit of the heating temperature in the alloying step is preferably 540°C or lower, more preferably 530°C or lower.
  • the heating temperature in the alloying step may be higher than the temperature of the hot-dip galvanized steel sheet immediately after immersion in the plating bath, preferably 420° C. or higher, more preferably 430° C. or higher.
  • the alloyed hot-dip galvanized steel sheet obtained in the alloying step is cooled down to a temperature range of 230 to 340°C (third temperature range) at an average cooling rate of 5.5. Cool at 0°C/s or higher. More specifically, cooling is performed at an average cooling rate of 5.0° C./s or more from immediately after alloying to the cooling stop temperature in the third temperature range. Thereby, the high-strength alloyed hot-dip galvanized steel sheet according to the present embodiment described above can be obtained. If the average cooling rate in the third cooling step is less than 5.0°C/s, there is concern that bainite will increase.
  • the average cooling rate in the third cooling step is set to 5.0° C./s or higher.
  • the average cooling rate in the third cooling step is preferably 8.0°C/s or higher, more preferably 10°C/s or higher.
  • the upper limit of the average speed is not particularly specified, increasing the cooling capacity of the cooling equipment causes a large load on the cooling equipment. Therefore, the upper limit of the average speed is preferably 50° C./s or less, more preferably 40° C./s or less.
  • the fourth cooling step is performed.
  • the high-strength galvannealed steel sheet is preferably cooled from the third temperature range to a cooling stop temperature of 50°C or less at an average cooling rate of 5.0°C/s or less. If the average cooling rate in the fourth cooling step exceeds 5.0° C./s, self-tempering of martensite in the base steel sheet may not progress, resulting in a brittle structure.
  • the average cooling rate in the fourth cooling step is more preferably 4.0°C or less.
  • the average cooling rate in the fourth cooling step is preferably 0.05 ° C./s or more, more preferably 0.10 ° C./s. s or more.
  • cooling stop temperature in the third cooling step is higher than 230°C, the average cooling rate from the cooling stop temperature in the third cooling step to 230°C does not matter. Further, in the fourth cooling step, cooling to room temperature may be performed at any cooling rate as long as no heating is performed after the third cooling step.
  • the high-strength alloyed hot-dip galvanized steel sheet may be processed and tempered as necessary.
  • the high-strength galvannealed steel sheet cooled in the fourth cooling process has sufficiently high tensile strength and yield strength without temper rolling.
  • Such an improvement in yield strength is due to a decrease in mobile dislocations of martensite in the base steel sheet due to working of the plated steel sheet.
  • Mobile dislocations of martensite in the base steel sheet are preferably small because they reduce the yield strength of the plated steel sheet.
  • the upper limit of the processing amount of the plated steel sheet is not specified. However, the plated steel sheet suffers from shape deterioration and strength anisotropy due to processing.
  • the upper limit of the amount of processing in temper rolling is preferably 5% or less, more preferably 4% or less in terms of elongation in the rolling direction of the high-strength galvannealed steel sheet.
  • processing using a leveler may be performed.
  • the preferred processing amount for processing using a leveler is the same as for temper rolling.
  • the tempering temperature is not specified, if it exceeds approximately 500°C, excessive tempering occurs, the number of martensite laths in the base steel sheet decreases, and the tensile strength of the high-strength galvannealed steel sheet decreases. , leading to a decrease in yield strength. Therefore, the upper limit of the tempering temperature is preferably 500°C or less.
  • the high-strength alloyed hot-dip galvanized steel sheet of the present invention is not limited to those obtained by the above manufacturing method.
  • the high-strength alloyed hot-dip galvanized steel sheet of the present invention may be obtained by other manufacturing methods as long as it satisfies the requirements specified in the present invention.
  • the high-strength galvannealed steel sheet according to one aspect of the present invention is a high-strength galvannealed steel sheet having a coating layer on the surface of the base steel sheet
  • the base steel plate is mass %, C: 0.19 to 0.30%, Si: more than 0%, 0.70% or less, Mn: 1.8-3.0%, P: more than 0%, 0.020% or less, S: more than 0%, 0.05% or less, Al: 0.015-0.060%, Cr: 0.05-0.8%, Ti: 0.015 to 0.080%, B: 0.0010 to 0.0150%, Mo: more than 0%, 0.40% or less, N: 0.0100% or less, and O: 0.0030% or less, containing, the balance consisting of iron and inevitable impurities,
  • the Cr content [Cr] (mass%) and the Si content [Si] (mass%) of the base steel sheet satisfy 2 ⁇ [Cr] - [Si] ⁇ 0.1, In
  • the base steel sheet may further contain, in mass%, Ca: more than 0% and 0.0040% or less.
  • the base steel sheet further contains, in mass%, Nb: more than 0%, 0.020% or less, V: more than 0%, 0.30% or less, Cu: more than 0%, 0.30% or less, Ni: more than 0%, 0.30% or less, Mg: more than 0%, 0.0100% or less, and REM: more than 0%, 0.010% or less, It may contain one or more selected from the group consisting of.
  • a method for producing a high-strength galvannealed steel sheet according to another aspect of the present invention includes hot-rolling a slab having the above composition, Winding the hot-rolled steel sheet obtained by hot rolling at 620 ° C. or higher, Unwinding and cold-rolling the wound hot-rolled steel sheet, A cold-rolled steel sheet obtained by cold rolling is heated, held for 11 seconds or longer in a temperature range of Ac3 or higher, and the heated and held cold-rolled steel sheet is cooled to a temperature range of 540 to 580 ° C. at an average cooling rate of 3 ° C./s. above, and further cooled to a temperature range of 410 to 480 ° C.
  • Hot-dip galvanizing is applied to the base steel sheet obtained by cooling the cold-rolled steel sheet, A hot-dip galvanized steel sheet obtained by hot-dip galvanizing is heated to a temperature range of 550 ° C. or less to alloy the hot-dip galvanized, Cooling the alloyed hot-dip galvanized steel sheet obtained by subjecting the hot-dip galvanized steel sheet to a temperature range of 230 to 340° C. at an average cooling rate of 5° C./s or more.
  • the cooled alloyed hot-dip galvanized steel sheet may be processed at an elongation rate of 5% or less.
  • Table 1 also shows the Ac3 point and Ms point of each steel type.
  • the Ac3 points were calculated using the above formula (2), and the Ms points were calculated using the above formula (3).
  • the contents of the elements that were not added and the elements that were below the measurement limit were set to 0.
  • Table 1 also shows the value of “2 ⁇ [Cr] ⁇ [Si]” of each steel type (described as “CS value” in Table 1).
  • [Cr] and [Si] are contents (% by mass) of the relevant elements in the slab.
  • the CS value is 0.1 or more, the following formula (1) is satisfied. 2 ⁇ [Cr] ⁇ [Si] ⁇ 0.1 (1)
  • Steel grades A to F and H to J slabs are heated to 1250°C, and steel grade G slabs are heated to a temperature range of 1265 to 1275°C.
  • Rolled steel plate The temperature of the hot-rolled steel sheet at the completion of finish rolling was 900° C. for steel types A to F and H to J, and 920° C. for steel type G.
  • the average cooling rate of the hot-rolled steel sheet from the completion of finish rolling of hot rolling to the start of coiling of the hot-rolled steel sheet was set to 10 to 30° C./s.
  • the coiling start temperature of the hot-rolled steel sheet was set to 650° C. for steel types A to F and 680° C. for steel types G to J, and coiling of the hot-rolled steel sheet and processing equivalent to coil winding were performed.
  • the cold rolling rate (rolling rate at the time of cold rolling) of any steel grade was within the range of 10 to 60%.
  • the heat treatment Nos. shown in Table 2 were applied to the obtained cold-rolled steel sheets of steel grades A to J. 1 to 14 heat treatments were performed, and Experiment No. 1 to 18 steel sheets (steel sheets or galvannealed steel sheets) were produced. Heat treatment no. 1 to 7, 13 and 14, a lab simulator was used as the heat treatment furnace. In 8 to 12, actual equipment was used. Experiment no.
  • the "time from 3 points of Ac to the highest temperature” in the soaking step (step (a) shown in FIG. 1) is 10 seconds, and during this time, "cooling from the highest temperature to 3 points of Ac
  • Heat treatment No. For the steel sheets subjected to 1 to 7, 13, and 14, the structure was observed and the mechanical properties were evaluated after heat treatment simulating the hot-dip galvanizing treatment and alloying treatment (step (d) shown in FIG. 1). .
  • Heat treatment no. For the steel sheets subjected to 8 to 12, the structure was observed and the mechanical properties were evaluated after plating or specified work hardening treatment (pass rolling).
  • volume fraction of retained austenite The volume fraction of retained austenite was measured as follows. A test piece was cut into a size of 20 mm ⁇ 20 mm from a steel plate (thickness: 1.4 to 1.6 mm) after heat treatment. This test piece was ground from the surface to 1 ⁇ 4 of the plate thickness, and the ground surface was polished by chemical polishing (Experiment No. 8) or electrolytic polishing (Experiment Nos. 16 to 18). The volume fraction of retained austenite on the ground surface after polishing was measured by the X-ray diffraction method (ISIJ Int. Vol. 33. (1993), No. 7, P. 776). For the measurement, a two-dimensional micro X-ray diffractometer (RINT-RAPID II, manufactured by Rigaku Corporation) was used. Co was used as the target.
  • the volume fraction of retained austenite is 5% or less from the C content or Si content, or the heat treatment conditions under the third cooling condition or the fourth cooling condition. rice field. Therefore, the volume fraction of retained austenite was not measured for such test pieces by the X-ray diffraction method.
  • the maximum volume fraction of retained austenite of 5% was used as an assumed value.
  • the volume fractions of bainite and martensite were measured and calculated by the following procedure.
  • a test piece was cut into a size of 20 mm ⁇ 20 mm from a steel plate (thickness: 1.4 to 1.6 mm) after heat treatment.
  • a section parallel to the rolling direction of this test piece was polished, and the polished surface was subjected to nital corrosion.
  • a photograph (magnification: 3000 times) of the structure of 1/4 part of the plate thickness of the polished surface subjected to nital corrosion was taken using an FE-SEM.
  • the structure was classified into bainite or martensite based on the color of grains in the structure photograph, and the area ratios of bainite and martensite were measured by the point counting method.
  • orthogonal grids with 3 ⁇ m intervals (9 mm intervals on the photograph) were provided on the photographed FE-SEM image, and the structure at points where the lattices intersected at right angles (lattice points) was classified into bainite or martensite.
  • the division of the structure was performed for 100 grid points, and the results were used to calculate the area ratio of bainite and the area ratio of martensite. Measurement was performed for one field of view (one photograph) for each test piece.
  • Fig. 2 is an example of a scanning electron micrograph at a magnification of 3000 times of a structure of a quarter part of the plate thickness of the polished surface subjected to nital corrosion in a cross section parallel to the rolling direction of the test piece.
  • the structure that looks black is bainite and the rest is martensite.
  • the volume ratio of retained austenite and the area ratio of bainite and martensite are measured by different methods, so the total ratio of each structure is not necessarily 100%. Not necessarily.
  • the number of laths in a total length of 300 ⁇ m was measured by a cutting method.
  • the cutting method is usually a technique for measuring particle size (JIS G 0551:2013).
  • the cutting method is applied as a method for measuring the number of laths.
  • FIG. 3 is a schematic diagram showing how the number of laths is measured by the cutting method.
  • a line (test line) with a total length of 300 ⁇ m was drawn on the captured FE-SEM image, and the number of laths that the line passed through (the number of laths intersecting the test line) was measured as shown in FIG.
  • the number of laths intersecting the test line with a total length of 300 ⁇ m is referred to as “the number of laths in a total length of 300 ⁇ m”.
  • Table 3 shows the measured number of laths in a total length of 300 ⁇ m.
  • Table 3 shows the measured tensile strength TS and 0.2% yield strength ⁇ 0.2 .
  • the mechanical properties were regarded as acceptable.
  • LME cracking resistance is greatly affected by the chemical composition of the steel sheet, and the effect of heat treatment is small compared to the chemical composition. Therefore, LME cracking resistance can be evaluated by chemical composition.
  • the LME cracking resistance of each steel plate was evaluated by the following method.
  • As-cold-rolled steel sheets of steel grades A to F were electroplated so that the amount of zinc coating deposited was 50 g/m 2 .
  • the obtained galvanized steel sheet was heated to 350° C. to carry out galvanizing alloying treatment.
  • Each of the obtained galvannealed steel sheets was cut, and two samples of 140 mm ⁇ 35 mm were taken.
  • FIG. 4 is a schematic front view of a sample for evaluation of LME crack resistance.
  • a plate set was formed by sandwiching a mild steel plate 2 between two samples 1 taken, and both ends of the three plate set were fixed with clamps.
  • the two samples 1 are hereinafter also referred to as an upper plate and a lower plate, respectively.
  • Resistance spot welding was performed on the center of the fixed three-plate set to prepare a sample for LME crack resistance evaluation.
  • As the mild steel plate 2 a GA steel plate (alloyed hot-dip galvanized steel plate) having a tensile strength of 270 MPa, a coating weight on one side of 55 g/m 2 and dimensions of 0.75 mm ⁇ 140 mm ⁇ 35 mm was used.
  • One sample for LME cracking resistance evaluation was prepared for each of the steel types A to J. Welding conditions were as follows.
  • Welder AC inverter type resistance welder Electrodes: Upper and lower DR type Cu-Cr (made by Dome Radius) Electrode striking angle: 5° Electrode diameter: tip diameter 8 mm Cooling water flow rate: Up and down about 2L/min Pressure: 350kgf Initialization pressure time: 60 cycles/60 Hz Upslobe: 1 cycle/60Hz First stage of energization Current value: 7.2 kA Time (cycles/60Hz): 8 2nd energization stage Current value: 9kA Time (cycles/60Hz): 17 Downslobe (cycles/60Hz): 30 Hold time (cycle/60Hz): 5
  • FIG. 5 is an example of an optical microscope photograph of a sample for observing LME cracks. As shown in FIG. 5, cracks with a length of 50 ⁇ m or more were judged to be LME cracks in the weld zone. As a result of observation of the LME crack resistance evaluation samples of each steel type, the evaluation results are shown in Table 4, with those with cracks indicated as ⁇ (improper) and those without cracks indicated as ⁇ (good). The evaluation result of steel grade G is an estimate.
  • Experiment No. 1, 5, 6, and 11 are comparative examples that do not satisfy any of the requirements defined in the present invention. These comparative steel sheets did not meet the acceptance criteria for mechanical properties.
  • Experiment No. 5 and 11 are examples in which the number of laths in the total length of 300 ⁇ m specified in the present invention was not satisfied.
  • the steel sheet of No. 5 had a low temperature of 150°C in the first cooling step (b), and although the metal structure satisfied the provisions of the present invention, it satisfied the number of laths in the total length of 300 ⁇ m specified in the present invention. didn't. Therefore, the tensile strength TS was low, and the mechanical properties did not satisfy the acceptance criteria.
  • Experiment no. Steel sheet No. 11 has a holding time of less than 11 seconds in a temperature range of Ac 3 or more in the soaking step (a), the number of laths in a total length of 300 ⁇ m is less than the specification of the present invention, and the volume of bainite etc. The rate was higher than specified in the present invention. Therefore, the tensile strength TS and 0.2% proof stress ⁇ 0.2 were low, and the mechanical properties did not satisfy the acceptance criteria.
  • Experiment No. 1 and 6 are examples using steel grades (steel grades A and D in Table 1) that do not satisfy the chemical composition specified in the present invention.
  • Experiment no. Steel plate No. 1 had a Cr content of steel type A less than the specified content of the present invention, a CS value of less than 0.1, and did not satisfy formula (1). As a result, the hardenability was insufficient, and the volume fraction of bainite and the like was higher than specified in the present invention. Therefore, the tensile strength TS and 0.2% proof stress ⁇ 0.2 were low, and the mechanical properties did not satisfy the acceptance criteria.
  • the steel plate No. 6 had a Si content larger than that specified in the present invention, a CS value of less than 0.1, and did not satisfy the formula (1). As a result, the hardenability was insufficient, and the volume fraction of bainite and the like was higher than specified in the present invention. Therefore, the tensile strength TS and 0.2% proof stress ⁇ 0.2 were low, and the mechanical properties did not satisfy the acceptance criteria.
  • Experiment No. Steel plate No. 7 is a comparative example using a steel type (steel type E in Table 1) that does not satisfy the chemical composition specified in the present invention, but it satisfied the acceptance criteria for mechanical properties.
  • the CS value is less than 0.1
  • the steel type A that does not satisfy the formula (1), the Si content is greater than the specified amount of the present invention
  • the steel type D that does not satisfy the formula (1), the Si content is the present invention.
  • Each steel plate of steel type E, which has a larger amount than the specified amount was inferior in LME crack resistance. Therefore, experiment no. Steel sheets Nos. 1, 6 and 7 are considered to be inferior in resistance to LME cracking.
  • the present invention has wide industrial applicability in the technical field of high-strength alloyed hot-dip galvanized steel sheets and manufacturing methods thereof.

Landscapes

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

Abstract

本発明の一局面に係る高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、素地鋼板の表面にめっき層を有し、素地鋼板は所定の化学成分組成を満足し、素地鋼板の金属組織において、マルテンサイト（焼戻しマルテンサイトおよび自己焼戻しマルテンサイトを含む）が８２体積％以上、フェライト、パーライトおよびベイナイトが１３体積％以下、および残留オーステナイトが５体積％以下、であり、素地鋼板の金属組織を走査型電子顕微鏡で観察した像において、切断法で測定した総長３００μｍにおけるラスの個数が２００個以上であり、降伏強度が９７０ＭＰａ以上かつ引張強さが１４７０ＭＰａ以上である。

Description

高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
　本発明は、高強度冷延鋼板の表面に合金化亜鉛めっき層を有する高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関する。
　自動車の車体構造用部材に適用される鋼板は、衝突安全性の観点から、衝撃吸収エネルギーが高いことが要求される。
　ここで、鋼板において、引張強さＴＳ（Ｔｅｎｓｉｌｅ　Ｓｔｒｅｎｇｔｈ）が高く、かつ０．２％耐力σ０．２または上降伏点ＵＹＰ（Ｕｐｐｅｒ　Ｙｉｅｌｄ　Ｐｏｉｎｔ）が高いほど、当該鋼板の衝撃吸収エネルギーが高いことが知られている。以下では、鋼板の引張強さＴＳを単に「引張強さ」、０．２％耐力σ０．２および上降伏点ＵＹＰを総称して「降伏強度」ともいう。
　そのため、自動車の車体構造用部材に適用される鋼板には、高い引張強さおよび高い降伏強度を有することが要求される。このような鋼板に対する高い引張強さおよび降伏強度の要求に応えるため、鋼板成分の高成分化、すなわち鋼板における添加元素の含有量の増加が進んでいる。このような添加元素の含有量の増加は、亜鉛めっき鋼板に用いられる素地鋼板においても進んでいる。
　しかし、鋼板成分の高成分化に伴い、鋼板の溶接部における溶融金属脆化（Ｌｉｑｕｉｄ　Ｍｅｔａｌ　Ｅｍｂｒｉｔｔｌｅｍｅｎｔ；ＬＭＥ）割れの発生が問題となっている。亜鉛めっき鋼板の溶接時等に当該亜鉛めっき鋼板に加えられる熱によってめっき層中の亜鉛が溶融する。溶融した亜鉛が溶接部の素地鋼板の結晶粒界に侵入し、溶接後の素地鋼板の熱収縮等によって溶接部に引張応力が作用すると溶接部の結晶粒界に割れが生じる。このようにして鋼板の溶接部に生じる割れを、以下では「ＬＭＥ割れ」という。
　そのため、現在、自動車の車体構造用部材に適用される鋼板には、高い引張強さおよび高い降伏強度を有し、かつ優れたＬＭＥ割れ耐性を有することが求められている。
　これらの要求特性のうち、引張強さに関しては、例えば特許文献１には鋼組織として面積率で、オートテンパードマルテンサイトを８０％以上有するとともに、フェライトが５％未満、ベイナイトが１０％以下、残留オーステナイトが５％以下を満足し、該オートテンパードマルテンサイト中における５ｎｍ以上０．５μｍ以下の鉄系炭化物の平均析出個数が１ｍｍ２あたり５×１０４個以上で、かつ引張強さが１４００ＭＰａ以上であることを特徴とする高強度鋼板が開示されている。特許文献２には、金属組織全体に対して、マルテンサイトが９３体積％以上であり、フェライト、パーライトおよびベイナイトが合計で２体積％以下であり、残留オーステナイトが７体積％以下であり、且つ前記金属組織を走査型電子顕微鏡で観察した像において、総長３００μｍを切断法にて測定したマルテンサイト中のラスの個数が２４０個以上であり、引張強さが１４７０ＭＰａ以上である高強度鋼板が開示されている。
　また、ＬＭＥ割れに関しては、特許文献３には、ＬＭＥ割れの発生を抑制できる抵抗スポット溶接方法として、３つの溶接パルスが１つのスポット溶接計画内で使用され、第１の溶接パルスおよび第２の溶接パルスが、ナゲットの生成および液体金属ぜい化割れの発生の抑制に使用され、前記第１の溶接パルスは、直径３．７５Ｔ１／２～４．２５Ｔ１／２（式中、Ｔは鋼板の板厚を表す）を有するナゲットを生成し、前記第２の溶接パルスは、前記ナゲットをゆっくり成長させ、焼戻しパルスである第３の溶接パルスが、溶接スポットの塑性を改善するのに使用される抵抗スポット溶接方法が提案されている。特許文献４では鋼板の表層軟化部の厚みを５μｍ以上にすることで優れた耐ＬＭＥ特性を得る技術が提案されている。
　しかし、特許文献１および特許文献２では、鋼板の引張強さに加えて加工性または降伏強度について検討されているにすぎず、ＬＭＥ割れ耐性については考慮されていない。
　また、特許文献３で提案されたスポット溶接方法は、３枚以上の鋼板を含む種々の板組を溶接する場合や、溶接時に外乱条件が加わった場合については考慮されておらず、このような場合には、ＬＭＥ割れの発生を抑制できないおそれがある。特許文献４に開示された技術では、得られる鋼板の引張強さが１１５０ＭＰａ未満に過ぎず、特許文献４では１１５０ＭＰａ以上の高強度材のＬＭＥ割れ耐性については対応策が考慮されていない。
　本発明は、このような問題に鑑みてなされたものであり、降伏強度が９７０ＭＰａ以上かつ引張強さが１４７０ＭＰａ以上であって、優れたＬＭＥ割れ耐性を有する高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、およびこのような高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
特許第５３６５２１６号公報 特開２０１９－１７３１５６号公報 特表２０１９－５３６６３１号公報 特許第６７８７５３５号公報
　本発明者らは、種々検討した結果、上記目的は、以下の発明により達成されることを見出した。
　本発明の一局面に係る高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、素地鋼板の表面にめっき層を有する高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、
　前記素地鋼板が質量％で、
　Ｃ　：０．１９～０．３０％、
　Ｓｉ：０％超、０．７０％以下、
　Ｍｎ：１．８～３．０％、
　Ｐ　：０％超、０．０２０％以下、
　Ｓ　：０％超、０．０５％以下、
　Ａｌ：０．０１５～０．０６０％、
　Ｃｒ：０．０５～０．８％、
　Ｔｉ：０．０１５～０．０８０％、
　Ｂ　：０．００１０～０．０１５０％、
　Ｍｏ：０％超、０．４０％以下、
　Ｎ　：０．０１００％以下、および
　Ｏ　：０．００３０％以下、
を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなり、
　前記素地鋼板のＣｒ量［Ｃｒ］（質量％）およびＳｉ量［Ｓｉ］（質量％）は、２×［Ｃｒ］－［Ｓｉ］≧０．１を満足し、
　前記素地鋼板の金属組織において、マルテンサイト（焼戻しマルテンサイトおよび自己焼戻しマルテンサイトを含む）が８２体積％以上、フェライト、パーライトおよびベイナイトが１３体積％以下、残留オーステナイトが５体積％以下であり、
　前記素地鋼板の金属組織を走査型電子顕微鏡で観察した像において、切断法で測定した総長３００μｍにおけるラスの個数が２００個以上であり、降伏強度が９７０ＭＰａ以上かつ引張強さが１４７０ＭＰａ以上である。
　本発明の他の局面に係る高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法は、上記組成を有するスラブを熱間圧延し、
　熱間圧延により得られた熱延鋼板を６２０℃以上で巻き取り、
　巻き取った前記熱延鋼板を繰り出して冷間圧延し、
　冷間圧延により得られた冷延鋼板を加熱し、Ａｃ３点以上の温度域で１１ｓ以上保持し、加熱、保持した前記冷延鋼板を５４０～５８０℃の温度域まで平均冷却速度３℃／ｓ以上で冷却し、さらに９０ｓ以内に４１０～４８０℃の温度域まで冷却し、
　前記冷延鋼板を冷却して得られた素地鋼板に溶融亜鉛めっきを施し、
　溶融亜鉛めっきを施して得られた溶融亜鉛めっき鋼板を５５０℃以下の温度域に加熱して前記溶融亜鉛めっきの合金化処理を行い、
　前記溶融亜鉛めっき鋼板に合金化処理を行って得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板を２３０～３４０℃の温度域まで平均冷却速度５℃／ｓ以上で冷却することを含む。
図１は、本発明の実施形態に係る焼鈍工程のヒートパターンの模式図である。 図２は、試験片断面の走査型電子顕微鏡写真の一例である。 図３は、切断法でラスの個数を計測する状態の模式図である。 図４は、ＬＭＥ割れ耐性の評価用の試料の模式的正面図である。 図５は、ＬＭＥ割れ観察用試料の光学顕微鏡写真の一例である。
　以下、本発明の一実施形態に係る高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板について説明する。
　本実施形態に係る高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、素地鋼板の表面にめっき層を有する高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板である。以下では、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の各構成要素について説明する。以下の構成の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、降伏強度が９７０ＭＰａ以上かつ引張強さが１４７０ＭＰａ以上であって、優れたＬＭＥ割れ耐性を有する。
　（素地鋼板）
　本実施形態に係る高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の素地鋼板は、以下の化学成分組成を有する。以下の化学成分組成の説明における「％」は「質量％」を意味する。以下では、素地鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を総称して、単に「鋼板」ともいう。また、鋼板の引張強さＴＳを単に「引張強さ」、０．２％耐力σ０．２および上降伏点ＵＹＰを総称して「降伏強度」ともいう。「引張強さ」および「降伏強度」を総称して単に「強度」ともいう。
　（Ｃ：０．１９～０．３０％）
　Ｃは、鋼板の強度を確保するために必要な元素である。Ｃ量が不足すると、鋼板の引張強さが低下する。十分な鋼板の強度を確保するため、Ｃ量は０．１９％以上とする。Ｃ量の下限は、好ましくは０．２０％以上であり、より好ましくは０．２１％以上である。しかしながら、Ｃ量が過剰になると、残留オーステナイトの体積率が過大となり、鋼板の降伏強度の低下を招くおそれがある。そこで、Ｃ量は０．３０％以下とする。Ｃ量の上限は、好ましくは０．２９０％以下であり、より好ましくは０．２８０％以下であり、さらに好ましくは０．２７０％以下であり、さらにより好ましくは０．２６０％以下である。
　（Ｓｉ：０％超、０．７０％以下）
　Ｓｉは本発明における重要な元素の一つである。Ｓｉは固溶強化元素として知られており、鋼板の延性の低下を抑えつつ、引張強さを向上させることに有効に作用する元素である。また、Ｓｉはマルテンサイト組織の焼戻し軟化抵抗を高める効果を有する元素でもある。これらの効果を有効に発揮させるため、Ｓｉ量は０％を超えた量とする。Ｓｉ量の下限は、好ましくは０．０６％以上である。Ｓｉ量の下限は、さらに好ましくは、０．０７％以上であり、さらにより好ましくは、０．０８％以上である。しかしながら、Ｓｉ量が過剰になると、残留オーステナイトの体積率が過大となり、鋼板の降伏強度の低下を招くおそれがある。またＳｉ量が過剰になると、鋼板のＬＭＥ割れ耐性を悪化させるおそれがある。そのためＳｉ量は、０．７０％以下とする。Ｓｉ量の上限は、好ましくは０．６０％以下であり、より好ましくは０．５０％以下である。
　（Ｍｎ：１．８～３．０％）
　Ｍｎは鋼板の高強度化に寄与する元素である。このような効果を有効に発揮させるため、Ｍｎ量は１．８％以上とする。Ｍｎ量の下限は、好ましくは１．９％以上であり、より好ましくは２．０％以上である。しかしながら、Ｍｎ量が過剰になると、スラブ折損、冷間圧延荷重の増大等を招くおそれがある。そのためＭｎ量は、３．０％以下とする。Ｍｎ量の上限は、好ましくは２．９％以下であり、より好ましくは２．８％以下である。
　（Ｐ：０％超、０．０２０％以下）
　Ｐは鋼に不可避的に含まれる元素であり、鋼の結晶粒界に偏析して粒界脆化を助長する元素である。鋼板の加工時の破断等を回避するため、Ｐ量はできるだけ低減することが好ましい。そのためＰ量は０．０２０％以下とする。Ｐ量の上限は、好ましくは０．０１５％以下であり、より好ましくは０．０１２％以下である。なお、Ｐは、上述のように鋼中に不可避的に混入する不純物であり、その量を０％にすることは工業生産上不可能である。
　（Ｓ：０％超、０．０５％以下）
　ＳもＰと同様に鋼に不可避的に含まれる元素である。Ｓは鋼中の他の元素とともに介在物を生成する。当該介在物に起因して鋼板の加工時に破断等が生じるおそれがある。このような鋼板の破断等を回避するため、Ｓ量はできるだけ低減することが好ましい。そのためＳ量は、０．０５％以下とする。Ｓ量の上限は、好ましくは０．０４％以下であり、より好ましくは０．０３％以下である。なお、ＳもＰと同様に、その量を０％にすることは工業生産上不可能である。
　（Ａｌ：０．０１５～０．０６０％）
　Ａｌは鋼において脱酸剤として作用する元素である。こうした作用を有効に発揮させるため、Ａｌ量は０．０１５％以上とする。Ａｌ量の下限は、好ましくは０．０２５％以上であり、より好ましくは０．０３０％以上である。しかしながら、Ａｌ量が過剰になると、鋼板中にアルミナなどの介在物が多く生成し、鋼板の加工時に破断を生じるおそれがある。そのため、Ａｌ量は０．０６０％以下とする。Ａｌ量の上限は、好ましくは０．０５５％以下であり、より好ましくは０．０５０％以下である。
　（Ｃｒ：０．０５～０．８％）
　Ｃｒは本発明における重要な元素の一つである。Ｃｒは鋼板の高強度化に寄与する元素である。具体的には、Ｃｒは鋼板の焼入れ性を向上させる元素であり、焼入れ時に生成するベイナイトを低減させ、マルテンサイトのラスの数を増加させ、鋼板の高強度化に有効に作用する。さらに、Ｃｒは含有量を増加してもＬＭＥ割れ耐性を悪化させにくい元素である。これらの効果を有効に発揮させるため、Ｃｒ量は０．０５％以上とする。Ｃｒ量の下限は、好ましくは０．１％以上である。しかしながら、Ｃｒ量が過剰になると、溶融亜鉛めっき鋼板や合金化溶融亜鉛めっき鋼板において、不めっきを発生させることがある。そのため、Ｃｒ量は０．８％以下とする。Ｃｒ量の上限は、好ましくは０．７％以下であり、より好ましくは０．６％以下である。
　（Ｔｉ：０．０１５～０．０８０％）
　Ｔｉは、炭化物や窒化物を形成して鋼板の強度を向上させる元素である。また、Ｔｉは、後述するＢによる焼入れ性向上効果を有効に発揮させる上でも有効な元素である。すなわち、Ｔｉは、窒化物を形成することによって鋼中のＮを低減する。その結果、Ｂ窒化物の形成が抑制され、Ｂが固溶状態となって、Ｂによる焼入れ性向上効果が有効に発揮できる。このように、ＴｉはＢによる鋼板の焼入れ性を向上させることにより、鋼板の高強度化に寄与する。このような効果を有効に発揮させるため、Ｔｉ量は０．０１５％以上とする。Ｔｉ量の下限は、好ましくは０．０１８％以上であり、より好ましくは０．０２０％以上である。しかしながら、Ｔｉ量が過剰になると、Ｔｉ炭化物やＴｉ窒化物が過剰となり、鋼板の加工時に割れを引き起こすおそれがある。そのため、Ｔｉ量は０．０８０％以下とする。Ｔｉ量の上限は、好ましくは０．０７０％以下であり、より好ましくは０．０６０％以下である。
　（Ｂ：０．００１０～０．０１５０％）
　Ｂは、焼入れ性を向上させて鋼板の高強度化に寄与する元素である。このような効果を有効に発揮させるため、Ｂ量は０．００１０％以上とする。Ｂ量の下限は、好ましくは０．００１２％以上であり、より好ましくは０．００１４％以上である。しかしながら、Ｂ量が過剰になると、その効果が飽和し、コストが増加するだけである。そのため、Ｂ量は０．０１５０％以下とする。Ｂ量の上限は、好ましくは０．０１４０％以下である。
　（Ｍｏ：０％超、０．４０％以下）
　Ｍｏは、鋼板の高強度化に寄与する元素である。その効果はＭｏ量が増加するにつれて増大する。その効果を有効に発揮させるため、Ｍｏ量は０％超とする。Ｍｏ量の下限は、好ましくは０．１０％以上であり、より好ましくは０．２０％以上である。しかしながら、Ｍｏ量が過剰になると、その効果が飽和するとともに、コストが増加する。そのため、Ｍｏ量は０．４０％とする。Ｍｏ量の上限は、好ましくは０．３０％以下である。
　（Ｓｉ量とＣｒ量との関係）
　本実施形態に係る高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の素地鋼板のＣｒ量およびＳｉ量は、下記式（１）を満たす。式（１）を満たすことにより、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の焼入れ性を向上させることができる。焼入れ性を向上させることにより、焼入れ時におけるフェライトおよびベイナイトの生成量を制限することができる。また、式（１）を満たすことでＳｉ量とＣｒ量のバランスが適切となり、溶接部周辺の領域におけるＬＭＥ割れの発生を低減することが可能となる。すなわち、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の高強度化と優れたＬＭＥ割れ耐性とを両立させることができる。
　　２×［Ｃｒ］－［Ｓｉ］≧０．１　…（１）
　式（１）において、［元素記号］は、素地鋼板の当該元素の含有量（質量％）である。
　（残部）
　本実施形態に係る高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の素地鋼板の基本成分は上記の通りであり、残部は実質的に鉄である。ただし、原材料、資材、製造設備等の状況によって不可避的に持ち込まれる不純物が鋼中に含まれることは当然に許容される。すなわち、素地鋼板の基本成分の残部は、鉄および不可避不純物からなる。こうした不可避不純物としては、上述したＰ、Ｓの他、例えば、Ｎ、Ｏ等が含まれる。Ｎ、Ｏは、それぞれ以下の範囲であることが好ましい。
　（Ｎ：０．０１００％以下）
　Ｎは鋼に不可避的に含まれる不純物元素である。Ｎ量が過剰であると、鋼板の加工時に割れを引き起こすおそれがある。そのため、Ｎ量は０．０１００％以下とする。Ｎ量の上限は、好ましくは０．００６０％以下である。Ｎ量を０％にすることは工業生産上困難である。
　（Ｏ：０．００３０％以下）
　Ｏは鋼に不可避的に含まれる不純物元素である。Ｏ量が過剰であると、鋼板の加工時に割れを引き起こすおそれがある。そのため、Ｏ量は０．００３０％以下とする。Ｏ量の上限は、好ましくは０．００２０％以下である。Ｏ量を０％にすることは工業生産上困難である。
　（任意元素）
　本実施形態に係る高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の素地鋼板には、必要に応じて、Ｃａを以下に示す範囲で含有させてもよい。また、当該素地鋼板には、Ｃａとともに、またはＣａを含有させずに、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｇ、および希土類元素（ＲＥＭ）からなる群から選ばれる１種または２種以上の元素を以下に示す範囲で含有させてもよい。これらの元素を単独または適宜組み合わせて含有させることにより、含有される元素に応じて素地鋼板の特性がより良好となる。
　（Ｃａ：０％超、０．００４０％以下）
　Ｃａは、鋼中の硫化物を球状化し、鋼板の曲げ性を高めるのに有効な元素である。その効果は、Ｃａ量が０％を超えた量であれば発揮され、Ｃａ量が増加するにつれて増大する。その効果をより有効に発揮させるため、Ｃａ量の下限は、好ましくは０．０００５％以上であり、より好ましくは０．００１０％以上である。しかしながら、Ｃａ量が過剰になると、その効果が飽和するとともに、コストが増加する。そのため、Ｃａ量の上限は、好ましくは０．００４０％以下であり、より好ましくは０．００３０％以下である。
　（Ｎｂ：０％超、０．０２０％以下）
　Ｎｂは、鋼板の高強度化に寄与する元素である。その効果は、Ｎｂ量が０％を超えた量であれば発揮され、Ｎｂ量が増加するにつれて増大する。その効果を有効に発揮させるため、Ｎｂ量の下限は、好ましくは０．００３％以上であり、より好ましくは０．００５％以上である。しかしながら、Ｎｂ量が過剰になると、鋼板の焼入れ性を劣化させる。そのため、Ｎｂ量の上限は、好ましくは０．０２０％以下であり、より好ましくは０．０１８％以下であり、さらに好ましくは０．０１５％以下である。
　（Ｖ：０％超、０．３０％以下）
　Ｖは、鋼板の高強度化に寄与する元素である。その効果は、Ｖ量が０％を超えた量であれば発揮され、Ｖ量が増加するにつれて増大する。その効果を有効に発揮させるため、Ｖ量の下限は、好ましくは０．００５％以上であり、より好ましくは０．０１０％以上である。しかしながら、Ｖ量が過剰になると、その効果が飽和するとともに、コストが増加する。そのため、Ｖ量の上限は、好ましくは０．３０％以下であり、より好ましくは０．２５％以下であり、さらに好ましくは０．２０％以下である。
　（Ｃｕ：０％超、０．３０％以下）
　Ｃｕは、鋼板の耐食性向上に有効な元素である。その効果は、Ｃｕ量が０％を超えた量であれば発揮され、Ｃｕ量が増加するにつれて増大する。その効果を有効に発揮させるため、Ｃｕ量の下限は、好ましくは０．０１％以上であり、より好ましくは０．０５％以上である。しかしながら、Ｃｕ量が過剰になると、その効果が飽和するとともに、コストが増加する。そのため、Ｃｕ量の上限は、好ましくは０．３０％以下であり、より好ましくは０．２０％以下であり、さらに好ましくは０．１５％以下である。
　（Ｎｉ：０％超、０．３０％以下）
　Ｎｉは、鋼板の耐食性向上に有効な元素である。その効果は、Ｎｉ量が０％を超えた量であれば発揮され、Ｎｉ量が増加するにつれて増大する。その効果を有効に発揮させるため、Ｎｉ量の下限は、好ましくは０．０３％以上であり、より好ましくは０．０５％以上である。しかしながら、Ｎｉ量が過剰になると、その効果が飽和するとともに、コストが増加する。そのため、Ｎｉ量の上限は、好ましくは０．３０％以下であり、より好ましくは０．２０％以下であり、さらに好ましくは０．１５％以下である。
　（Ｍｇ：０％超、０．０１００％以下）
　Ｍｇは鋼板の成形性の向上に寄与する元素である。その効果は、Ｍｇ量が０％を超えた量であれば発揮される。しかしながら、Ｍｇ量が過剰になると、鋼板の酸洗性、溶接性、熱間加工性、経済性が悪化する。そのため、Ｍｇ量の上限は、好ましくは０．０１００％以下であり、より好ましくは０．００４０％以下である。
　（ＲＥＭ：０％超、０．０１０％以下）
　ＲＥＭは、鋼板の成形性の向上に寄与する元素である。その効果は、ＲＥＭ量が０％を超えた量であれば発揮される。しかしながら、ＲＥＭ量が過剰になると、鋼板の酸洗性、溶接性、熱間加工性、経済性が悪化する。そのため、ＲＥＭ量の上限は、好ましくは０．０１０％以下であり、より好ましくは０．００４０％以下である。
　（素地鋼板の金属組織）
　本実施形態に係る高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の素地鋼板の金属組織は、マルテンサイト（焼戻しマルテンサイトおよび自己焼戻しマルテンサイトを含む）が８２体積％以上、ベイナイトが１３体積％以下、残留オーステナイトが５体積％以下である。これにより、本実施形態に係る高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を規定の引張強さおよび降伏強度とすることができる。また、各金属組織の割合の測定方法は、後述の実施例において説明する方法とすることができる。
　（マルテンサイト：８２体積％以上）
　金属組織中のマルテンサイトは、本実施形態に係る素地鋼板の基地組織である。マルテンサイトを、素地鋼板の金属組織全体に対して８２体積％以上とすることで、鋼板の降伏強度および引張強さを上昇させる。マルテンサイトが８２体積％未満となると、他の軟質な組織が低応力で塑性変形を開始してしまい、鋼板の降伏強度および引張強さが低下する。マルテンサイトの体積率は、より好ましくは８３体積％以上である。マルテンサイトの体積率に上限はなく、１００％でもよい。本実施形態のマルテンサイトは、焼入れままマルテンサイトだけでなく、焼戻しマルテンサイトおよび自己焼戻しマルテンサイト（オートテンパードマルテンサイト）を含む。
　（フェライト、パーライトおよびベイナイト：合計で１３体積％以下）
　フェライト、パーライトおよびベイナイトは、素地鋼板の基地組織であるマルテンサイトに比べて軟質である。鋼板においてこれらの組織が増加すると、低応力でこれらの組織が塑性変形を開始してしまい、鋼板の降伏強度および引張強さが低下する。こうした観点から、フェライト、パーライトおよびベイナイトは、素地鋼板の金属組織全体に対して合計で１３体積％以下とする。フェライト、パーライトおよびベイナイトの体積率に下限はなく、０体積％でもよい。以下では、フェライト、パーライトおよびベイナイトを総称して「ベイナイト等」ともいう。
　（残留オーステナイト：５％体積以下）
　金属組織中の残留オーステナイトは、素地鋼板の金属組織全体に対して、５体積％以下とする。残留オーステナイトのうち、マルテンサイトのラスの境界に存在する少量のフィルム状の残留オーステナイトは、鋼板に応力が付加された際に転位の移動を抑制することで、引張強さや降伏強度を高める効果を有する。しかし、残留オーステナイトそのものはマルテンサイト組織に比べて軟質である。そのため、フィルム状であっても残留オーステナイトが過剰に存在すると、鋼板の降伏強度および引張強さとも低下する。こうした観点から、残留オーステナイトは５体積％以下とする。残留オーステナイトは０体積％であってもよい。
　後述の実施例で説明するように、残留オーステナイトの割合は、素地鋼板から切り出した試験片の研削面を化学研磨または電解研磨により研磨し、研磨後の研削面についてＸ線回折法を適用することにより測定することができる。研削面の研磨方法としては、環境への負荷を低減する観点から、化学研磨よりも電解研磨が好ましい。
　（切断法で測定した総長３００μｍにおけるラスの個数が２００個以上）
　本実施形態に係る高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の素地鋼板は、高い引張強さ、高い降伏強度を満足する。そのため、素地鋼板の金属組織を走査型電子顕微鏡で観察した像において、切断法で測定した総長３００μｍにおけるラスの個数（以下、単に「総長３００μｍにおけるラスの個数」ともいう。）を２００個以上とする。総長３００μｍにおけるラスの個数が２００個未満となると、降伏強度および引張強さの少なくとも一方が低下する。総長３００μｍにおけるラスの個数は、好ましくは２１０個以上であり、より好ましくは２２０個以上である。
　ここでいう「ラス」とは、マルテンサイトの下部組織であり、一方向に長く伸びた結晶である。マルテンサイトの構造は、以下に説明するように重層的になっている。マルテンサイトは、急冷されたオーステナイトが変態することにより形成される。一つの旧オーステナイト粒内には、同じ晶癖面を持つ粒の集合であるパケットが複数存在する。それぞれのパケットの内部には、平行な帯状領域であるブロックが存在する。さらに、それぞれのブロックには、ほぼ同じ結晶方位で高密度の転位を含んだラスの集合が存在する。
　本発明で規定する、「切断法で測定した総長３００μｍにおけるラスの個数」は、鋼板の圧延方向に平行な断面の板厚１／４部において測定する。具体的には、研磨した鋼板の当該断面にナイタールを用いて腐食を施し、当該断面をＦＥ－ＳＥＭ（Ｆｉｅｌｄ　Ｅｍｉｓｓｉｏｎ　Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ、電界放出走査型電子顕微鏡）を用いて倍率３０００倍で写真を撮影する。この写真に切断法を適用してラスの個数を測定する。本実施形態での切断法とは、撮影したＦＥ－ＳＥＭ像上に総長３００μｍの線（直線または円弧の試験線）を描き、当該試験線と交差するラスの個数を求める方法である。切断法によるラスの個数の測定方法については、後述の実施例においてより具体的に説明する。
　（めっき層）
　めっき層は、素地鋼板の表面に形成された溶融亜鉛めっきに後述の合金化処理が施されたものである。溶融亜鉛めっきは、一般に使用されているものを適用でき、特に制限されない。
　（高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法）
　本実施形態に係る高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法について説明する。
　上記要件を満足する本実施形態に係る高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、上述の素地鋼板の組成を有するスラブを熱間圧延し、所定の温度で巻き取り、巻き取った熱延鋼板を繰り出して冷間圧延し、冷間圧延により得られた冷延鋼板を焼鈍し、焼鈍後の冷延鋼板を冷却して得られた素地鋼板に溶融亜鉛めっきを施し、溶融亜鉛めっきを施して得られた溶融亜鉛めっき鋼板に合金化処理を行い、その後冷却することにより得られる。以下、各工程について説明する。
　（熱間圧延工程）
　熱間圧延の条件は、例えば以下のとおりである。熱間圧延工程では、上述の鋼板の組成を有するスラブを熱間圧延する。熱間圧延前のスラブの加熱温度が低いと、ＴｉＣ等の炭化物がオーステナイト中に固溶し難くなるおそれがある。そのため、熱間圧延前のスラブの加熱温度は、好ましくは１１００℃以上である。この熱間圧延前のスラブの加熱温度は、さらに好ましくは１２００℃以上である。しかしながら、熱間圧延前の加熱温度が高くなり過ぎるとコストアップとなる。そのため、熱間圧延前の加熱温度の上限は、好ましくは１３５０℃以下であり、さらに好ましくは１３００℃以下である。
　熱間圧延の仕上げ圧延温度が低いと、圧延時のスラブの変形抵抗が大きくなり、操業が困難になるおそれがある。そのため、仕上げ圧延温度は、好ましくは８５０℃以上であり、さらに好ましくは８７０℃以上である。しかしながら、仕上げ圧延温度が高くなり過ぎると熱延鋼板の強度が過度に高くなるおそれがある。そのため、仕上げ圧延温度は、好ましくは９８０℃以下であり、さらに好ましくは９５０℃以下である。
　熱間圧延で得られた熱延鋼板の、仕上げ圧延から巻取りまでの平均冷却速度は、生産性を考慮して、好ましくは１０℃／ｓ以上であり、より好ましくは２０℃／ｓ以上である。一方、当該平均冷却速度が速くなり過ぎると、設備コストが高くなる。そのため、当該平均冷却速度は、好ましくは１００℃／ｓ以下であり、さらに好ましくは５０℃／ｓ以下である。
　（熱延鋼板の巻き取り工程）
　熱間圧延により得られた熱延鋼板は、６２０℃以上で巻き取る。熱延鋼板の巻取り温度が、６２０℃未満になると、熱延鋼板の強度が高くなり過ぎて、冷間圧延が困難となる。熱延鋼板の巻取り温度は、好ましくは６３０℃以上であり、より好ましくは６４０℃以上である。一方、熱延鋼板の巻取り温度が高くなり過ぎると、スケール除去のための酸洗性が劣化する。そのため、巻取り温度は、好ましくは８００℃以下であり、より好ましくは７５０℃以下である。
　（冷間圧延工程）
　巻き取られた熱延鋼板は、繰り出された後、冷間圧延に供される。繰り出された熱延鋼板は、必要に応じてスケール除去のために酸洗が施される。
　冷間圧延時の圧延率の下限は、好ましくは１０％以上である。本実施形態における圧延率は、「圧下率」と同義である。具体的には、圧延前の鋼板の板厚をｈ１、圧延後の鋼板の板厚をｈ２としたとき、圧延率（％）は「（ｈ１－ｈ２）／ｈ１×１００」である。冷間圧延時の圧延率を１０％未満とした場合、所定厚さの鋼板を得るには、熱間圧延工程で熱延鋼板の板厚を薄くしなければならない。熱延鋼板を薄くすると熱延鋼板の長さが長くなるため、酸洗に時間がかかり、生産性が低下する。冷間圧延時の圧延率の下限は、さらに好ましくは２５％以上である。
　一方、冷間圧延時の圧延率が７０％を超えると、高い能力の冷間圧延機が必要となる。そのため、冷間圧延時の圧延率の上限は、好ましくは７０％以下であり、さらに好ましくは６５％以下である。
　図１は、本実施形態に係る冷間圧延後の鋼板のヒートパターンの模式図である。図１に示すヒートパターンには、（ａ）均熱工程、（ｂ）第１の冷却工程、（ｃ）第２の冷却工程、（ｄ）合金化工程、（ｅ）第３の冷却工程、および（ｆ）第４の冷却工程が含まれる。本実施形態に係る高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得るには、冷間圧延後のヒートパターンに含まれる工程のうち、特に（ａ）から（ｅ）までの各工程の条件を適切に調整することが重要である。
　（ａ）均熱工程
　均熱工程では、冷延鋼板を加熱し、Ａｃ３点以上の温度域で１１ｓ以上保持する。加熱温度がＡｃ３点未満の場合、鋼板の降伏強度や引張強さを低下させる軟質なフェライトが残存する可能性がある。そのため、均熱工程での保持温度の下限はＡｃ３点とする。均熱工程での保持温度の下限は、好ましくは（Ａｃ３点＋５）℃である。また、均熱工程での保持温度は、冷延鋼板の固相線温度以下であればよく、上限については特に設けない。しかし、均熱工程での保持温度を上げすぎると生産性の悪化、または炉の燃費の増大による経済性の悪化が生じるため、均熱工程での保持温度の上限は、好ましくは９８０℃以下である。均熱工程では、冷延鋼板の温度を一定に保ってもよく、また、上記保持温度の範囲であれば冷延鋼板の温度が変動してもよい。
　また、Ａｃ３点以上の温度域での保持時間が１１ｓ未満であると、加熱前の冷延鋼板に存在していた炭化物および当該炭化物に固溶していた元素から均熱工程で鋼板に固溶する元素の量が不足し、焼入れ性が劣化する。そのため、Ａｃ３点以上の温度域での保持時間は、１１ｓ以上とする。Ａｃ３点以上の温度域での保持時間の下限は、好ましくは１２ｓ以上、より好ましくは１５ｓである。Ａｃ３点以上の温度域での保持時間の上限については特に設けない。しかし、当該保持時間が過度に長いと生産性が悪化するため、当該保持時間は、好ましくは６００ｓ未満である。
　なお、Ａｃ３点は、下記式（２）により算出することができる（Ｗｉｌｌｉａｍ　Ｃ．　Ｌｅｓｌｉｅ著，「レスリー鉄鋼材料学」，丸善株式会社、ｐ．２７３）。式（２）中の［元素記号］は、当該元素の含有量（質量％）を表す。
　　Ａｃ３（℃）＝９１０－２０３×［Ｃ］１／２－１５．２×［Ｎｉ］＋４４．７×［Ｓｉ］＋１０４×［Ｖ］＋３１．５×［Ｍｏ］＋１３．１×［Ｗ］－｛３０×［Ｍｎ］＋１１×［Ｃｒ］＋２０×［Ｃｕ］－７００×［Ｐ］－４００×［Ａｌ］－１２０×［Ａｓ］－４００×［Ｔｉ］｝　…（２）
　（ｂ）第１の冷却工程
　第１の冷却工程では、均熱工程でＡｃ３点以上の温度域に加熱、保持した冷延鋼板を５４０～５８０℃の温度域（第１の温度域）まで平均冷却速度３℃／ｓ以上で冷却する。具体的には、均熱工程で冷却を開始した後、Ａｃ３点から第１の温度域まで平均冷却速度３℃／ｓ以上で冷却する。この平均冷却速度が、３℃／ｓ未満になると、フェライトが生成する可能性が高くなり、本発明で規定する降伏強度および引張強さの確保が難くなる。そのため、上記平均冷却速度は３℃／ｓ以上とする必要があり、好ましくは４℃／ｓ以上であり、より好ましくは５℃／ｓ以上である。一方、上限は特に設けないものの、上記平均冷却速度が５０℃／ｓを超えると、鋼板温度を制御し難くなり、設備コストが増加する。そのため、上記平均冷却速度の上限は５０℃／ｓ以下、好ましくは４０℃／ｓ以下である。
　（ｃ）第２の冷却工程
　第２の冷却工程では、第１の冷却工程の後、冷延鋼板を９０ｓ以内に４１０～４８０℃の温度域（第２の温度域）まで冷却して素地鋼板を得る。より具体的には、冷延鋼板を、第１の温度域から９０ｓ以下の時間でＭｓ点以上の温度を確保しつつ第２の温度域まで冷却する。第１の温度域から第２の温度域まで冷却する時間が９０ｓを超えるとベイナイトの増加が懸念されるため、第１の温度域から第２の温度域まで冷却する時間は９０ｓ以内とする。第１の温度域から第２の温度域まで冷却する時間の上限は、好ましくは７０ｓ以下である。第２の温度域の上限は、好ましくは４７０℃以下であり、より好ましくは４６０℃以下である。
　第２の冷却工程では、冷延鋼板をＭｓ点以上の温度に保つことが好ましい。第２の冷却工程で冷延鋼板がＭｓ点未満となると、その後の合金化工程の前にマルテンサイトが生成し、熱処理終了後の最終組織としてラス間隔が減少して引張強さの低下を招くからである。
　「Ｍｓ点」とは、オーステナイトがマルテンサイト変態を開始する温度であり、下記式（３）に基づいて、鋼板の化学成分組成から簡易的に求めることができる（「講座・現代の金属学　材料編第４巻　鉄鋼材料」，社団法人日本金属学会、１９８５年６月，ｐ．４５）。式（３）中の［元素記号］は、鋼板の当該元素の含有量（質量％）を表し、鋼板中に含有されていない元素は０として計算する。
　　Ｍｓ点（℃）＝５５０－３６１×［Ｃ］－３９×［Ｍｎ］－３５×［Ｖ］－２０×［Ｃｒ］－１７×［Ｎｉ］－１０×［Ｃｕ］－５×（［Ｍｏ］＋［Ｗ］）＋１５×［Ｃｏ］＋３０×［Ａｌ］　…（３）
　（ｄ）合金化工程
　第２の冷却工程の後、合金化工程に先立って、素地鋼板に溶融亜鉛めっきを施す。第２の温度域に冷却された素地鋼板は、溶融亜鉛めっき浴を収容するめっきポットに侵入し、めっき浴への浸漬処理が施される。この浸漬処理により、素地鋼板に溶融亜鉛めっきが施され、溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。合金化工程では、得られた溶融亜鉛めっき鋼板に合金化処理が施される。
　合金化工程では、溶融亜鉛めっき鋼板を５５０℃以下の温度域に加熱して溶融亜鉛めっきの合金化処理を行う。具体的には、溶融亜鉛めっき鋼板を加熱することにより、溶融亜鉛めっきに含まれる亜鉛と、素地鋼板に含まれる鉄との合金化を行う。この合金化処理での加熱温度が５５０℃を超えると、素地鋼板にフェライトが生成する可能性が増し、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の引張強さが低下するおそれがある。また、これに加えて、素地鋼板から溶融亜鉛めっきの亜鉛への鉄の拡散が過多となり、プレス成形時等にめっき層が剥離する可能性が高くなる。合金化工程での加熱温度の上限は、好ましくは５４０℃以下であり、より好ましくは５３０℃以下である。合金化工程での加熱温度は、めっき浴への浸漬処理直後の溶融亜鉛めっき鋼板の温度よりも高い温度であればよく、好ましくは４２０℃以上、より好ましくは４３０℃以上である。
　（ｅ）第３の冷却工程
　第３の冷却工程では、合金化工程で得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板を、２３０～３４０℃の温度域（第３の温度域）まで平均冷却速度５．０℃／ｓ以上で冷却する。より具体的には、合金化直後から第３の温度域の冷却停止温度まで平均冷却速度５．０℃／ｓ以上で冷却する。これにより、上述の本実施形態に係る高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。第３の冷却工程での平均冷却速度が５．０℃／ｓ未満になると、ベイナイトの増加が懸念される。また、ベイナイトの生成を抑制しても、Ｍｓ点通過後に生成するマルテンサイトから未変態オーステナイトへの炭素の分配が進むことでオーステナイトが安定化する。オーステナイトが安定化すると、マルテンサイトに変態するオーステナイト量が低下する。その結果、５体積％を超える残留オーステナイトを含みやすくなる。そのため、第３の冷却工程での平均冷却速度は、５．０℃／ｓ以上とする。第３の冷却工程での平均冷却速度は、好ましくは８．０℃／ｓ以上であり、より好ましくは１０℃／ｓ以上である。当該平均速度の上限は、特に規定しないものの、冷却設備の冷却能力を増大すると、冷却設備に大きな負荷が生じる。そのため、当該平均速度の上限は、好ましくは５０℃／ｓ以下であり、より好ましくは４０℃／ｓ以下である。
　（ｆ）第４の冷却工程
　第３の冷却工程後に引き続き第４の冷却工程を行う。第４の冷却工程では、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を、第３の温度域から５０℃以下の冷却停止温度まで平均冷却速度５．０℃／ｓ以下で冷却することが好ましい。第４の冷却工程での平均冷却速度が５．０℃／ｓを超えると、素地鋼板のマルテンサイトの自己焼き戻しが進まず、脆性的な組織となるおそれがある。第４の冷却工程での平均冷却速度は、より好ましくは４．０℃以下である。また、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の生産性が悪化するため、第４の冷却工程での平均冷却速度は、好ましくは０．０５℃／ｓ以上であり、より好ましくは０．１０℃／ｓ以上である。
　なお、第３の冷却工程での冷却停止温度が、２３０℃よりも高くなっている場合には、第３の冷却工程での冷却停止温度から２３０℃までの平均冷却速度は問わない。また、第４の冷却工程では、第３の冷却工程の後、加熱を行わない限り、室温まで任意の冷却速度で冷却してもよい。
　（その他の工程）
　第４の冷却工程の後に、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板に、必要に応じて加工を行ってもよく、焼き戻しを行ってもよい。
　第４の冷却工程で冷却された高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、調質圧延を行わなくても十分に高い引張強さおよび降伏強度を有する。しかし、当該めっき鋼板に調質圧延等の加工を行うことにより加工硬化を生じさせ、さらに高い降伏強度を達成することも可能である。このような降伏強度の向上は、当該めっき鋼板の加工によって、素地鋼板のマルテンサイトの可動転位が減少することによる。素地鋼板のマルテンサイトの可動転位は、当該めっき鋼板の降伏強度を低下させるため、少ないことが好ましい。当該めっき鋼板の加工量の上限値は特に指定しない。しかし、当該めっき鋼板には、加工により、形状悪化や強度異方性が生じる。そのため、調質圧延での加工量の上限は、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の圧延方向の伸び率で、好ましくは５％以下であり、より好ましくは４％以下である。調質圧延以外の加工としては、レベラーを用いた加工を行ってもよい。レベラーを用いた加工でも、好ましい加工量は調質圧延と同様である。
　また、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板に過度でない焼き戻しを行っても、高い引張強さを維持しながら、より高い降伏強度を達成することが可能である。これは、焼き戻しを行うことで、加工と同様に素地鋼板のマルテンサイトの可動転位が減少するからである。
　焼き戻しの温度は特に指定しないものの、概ね５００℃を超えると、過度な焼き戻しが起こり、素地鋼板のマルテンサイトのラスの個数が低下して、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の引張強さ、降伏強度の低下を招く。そのため、焼き戻し温度の上限は、５００℃以下が好ましい。
　本発明の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、上記の製造方法によって、得られたものに限定されない。本発明の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、本発明で規定する要件を満足する限り、他の製造方法によって得られたものであってもよい。
　本明細書は、上述したように様々な態様の技術を開示している。そのうち主な技術を以下にまとめる。
　上述したように、本発明の一局面に係る高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、素地鋼板の表面にめっき層を有する高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、
　前記素地鋼板が質量％で、
　Ｃ　：０．１９～０．３０％、
　Ｓｉ：０％超、０．７０％以下、
　Ｍｎ：１．８～３．０％、
　Ｐ　：０％超、０．０２０％以下、
　Ｓ　：０％超、０．０５％以下、
　Ａｌ：０．０１５～０．０６０％、
　Ｃｒ：０．０５～０．８％、
　Ｔｉ：０．０１５～０．０８０％、
　Ｂ　：０．００１０～０．０１５０％、
　Ｍｏ：０％超、０．４０％以下、
　Ｎ　：０．０１００％以下、および
　Ｏ　：０．００３０％以下、
を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなり、
　前記素地鋼板のＣｒ量［Ｃｒ］（質量％）およびＳｉ量［Ｓｉ］（質量％）は、２×［Ｃｒ］－［Ｓｉ］≧０．１を満足し、
　前記素地鋼板の金属組織において、マルテンサイト（焼戻しマルテンサイトおよび自己焼戻しマルテンサイトを含む）が８２体積％以上、フェライト、パーライトおよびベイナイトが１３体積％以下、残留オーステナイトが５体積％以下であり、
　前記素地鋼板の金属組織を走査型電子顕微鏡で観察した像において、切断法で測定した総長３００μｍにおけるラスの個数が２００個以上であり、降伏強度が９７０ＭＰａ以上かつ引張強さが１４７０ＭＰａ以上である。
　この構成によれば、降伏強度が９７０ＭＰａ以上、引張強さが１４７０ＭＰａ以上であって、優れたＬＭＥ割れ耐性を有する高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。
　上記構成の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板において、前記素地鋼板が、さらに、質量％で、Ｃａ：０％超、０．００４０％以下を含有してもよい。
　この構成によれば、曲げ性にも優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。
　上記構成の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板において、前記素地鋼板が、さらに、質量％で、
　Ｎｂ：０％超、０．０２０％以下、
　Ｖ　：０％超、０．３０％以下、
　Ｃｕ：０％超、０．３０％以下、
　Ｎｉ：０％超、０．３０％以下、
　Ｍｇ：０％超、０．０１００％以下、および
　ＲＥＭ：０％超、０．０１０％以下、
からなる群から選ばれる１種または２種以上を含有してもよい。
　この構成によれば、さらに強度に優れ、または耐食性もしくは成形性にも優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。
　また、本発明の他の局面に係る高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法は、上記組成を有するスラブを熱間圧延し、
　熱間圧延により得られた熱延鋼板を６２０℃以上で巻き取り、
　巻き取った前記熱延鋼板を繰り出して冷間圧延し、
　冷間圧延により得られた冷延鋼板を加熱し、Ａｃ３点以上の温度域で１１ｓ以上保持し、加熱、保持した前記冷延鋼板を５４０～５８０℃の温度域まで平均冷却速度３℃／ｓ以上で冷却し、さらに９０ｓ以内に４１０～４８０℃の温度域まで冷却し、
　前記冷延鋼板を冷却して得られた素地鋼板に溶融亜鉛めっきを施し、
　溶融亜鉛めっきを施して得られた溶融亜鉛めっき鋼板を５５０℃以下の温度域に加熱して前記溶融亜鉛めっきの合金化処理を行い、
　前記溶融亜鉛めっき鋼板に合金化処理を行って得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板を２３０～３４０℃の温度域まで平均冷却速度５℃／ｓ以上で冷却することを含む。
　この構成によれば、降伏強度が９７０ＭＰａ以上、引張強さが１４７０ＭＰａ以上であって、優れたＬＭＥ割れ耐性を有する高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造することができる。
　上記構成の高強度の製造方法において、冷却した前記合金化溶融亜鉛めっき鋼板に、伸び率５％以下で加工を行ってもよい。
　この構成によれば、さらに降伏強度に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造することができる。
　以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。しかしながら、本発明は下記実施例によって制限されず、前記、後記の趣旨に適合し得る範囲で変更を加えて実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含有される。
　（製造方法）
　溶鋼を鋳造して表１に示す化学成分組成（鋼種：Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｄ、Ｅ、Ｆ、Ｇ、Ｈ、Ｉ、Ｊ）のスラブを製造した。表１中、「＜」を付した数値は測定限界未満であったことを、それぞれ意味する。Ｐ、Ｓ、Ｎ、Ｏは、上述の通り不可避不純物であり、Ｐ、Ｓ、Ｎ、Ｏの欄に示した値は不可避的に含まれた量を意味する。表１に示す化学成分組成の残部は、鉄、およびＰ、Ｓ、Ｎ、Ｏ以外の不可避不純物である。
　表１には、各鋼種のＡｃ３点およびＭｓ点も示した。Ａｃ３点は上記式（２）、Ｍｓ点は上記式（３）を用いて算出した。Ａｃ３点およびＭｓ点を算出する際は、添加していない元素および測定限界未満であった元素の含有量は０とした。
　また、表１には、各鋼種の「２×［Ｃｒ］－［Ｓｉ］」の値（表１では「ＣＳ値」と記載した。）も示した。ここで、［Ｃｒ］および［Ｓｉ］は、スラブの当該元素の含有量（質量％）である。ＣＳ値が０．１以上である場合、下記式（１）を満たす。
　　２×［Ｃｒ］－［Ｓｉ］≧０．１　…（１）
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　鋼種Ａ～Ｆ、Ｈ～Ｊのスラブは１２５０℃まで、鋼種Ｇのスラブは１２６５～１２７５℃の温度範囲まで加熱し、板厚２．０～３．０ｍｍの範囲まで熱間圧延を施し、熱延鋼板とした。仕上げ圧延完了時の熱延鋼板の温度は、鋼種Ａ～Ｆ、Ｈ～Ｊにおいては９００℃、鋼種Ｇにおいては９２０℃とした。また熱間圧延の仕上げ圧延完了から熱延鋼板の巻き取り開始までの熱延鋼板の平均冷却速度は１０～３０℃／ｓとした。熱延鋼板の巻取り開始温度は、鋼種Ａ～Ｆでは６５０℃、鋼種Ｇ～Ｊでは６８０℃として、熱延鋼板のコイルの巻き取りおよびコイル巻き取り相当処理を行った。
　得られた熱延鋼板を酸洗した後、表面研削および冷間圧延を組み合わせて、板厚１．４～１．６ｍｍの冷延鋼板を得た。このときいずれの鋼種の冷延率（冷間圧延時の圧延率）は１０～６０％の範囲内であった。得られた鋼種Ａ～Ｊの冷延鋼板に対して表２に示す熱処理Ｎｏ．１～１４の熱処理を行い、実験Ｎｏ．１～１８の鋼板（鋼板または合金化溶融亜鉛めっき鋼板）を作製した。熱処理Ｎｏ．１～７、１３、１４では、熱処理炉としてラボシミュレーターを使用し、熱処理Ｎｏ．８～１２では、実機設備を使用した。実験Ｎｏ．１１では、均熱工程（図１に示した工程（ａ））での「Ａｃ３点～最高到達温度までの時間」が１０ｓであり、この時間に「最高到達温度から冷却を開始してＡｃ３点に至るまでの時間」を加えた「Ａｃ３点以上の温度域での保持時間」は１１ｓ未満であった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　熱処理Ｎｏ．１～７、１３、１４では、第２の冷却工程（図１に示した工程（ｃ））の後、鋼板に溶融亜鉛めっき処理および合金化処理を行わなかった。熱処理Ｎｏ．８～１２では、鋼板に第２の冷却工程の後、溶融亜鉛めっき処理および合金化処理（図１に示した工程（ｄ））を実施した。
　熱処理Ｎｏ．１～７、１３、１４を実施した鋼板については、溶融亜鉛めっき処理および合金化処理（図１に示した工程（ｄ））を模擬した熱処理後に組織の観察および機械的特性の評価を行った。熱処理Ｎｏ．８～１２を実施した鋼板は、めっき処理または指定の加工硬化処理（調質圧延）を施した後に組織の観察および機械的特性の評価を行った。
　なお、熱処理Ｎｏ．１～７、１３、１４を実施した鋼板について、溶融亜鉛めっき処理および合金化処理を模擬した熱処理後に組織の観察および機械的特性の評価を行った理由は、めっきの有無によって鋼板の強度に大きな影響はないのに対し、熱処理の鋼板の強度への影響は大きいからである。
　（組織観察および機械的特性の評価）
　このようにして得られた実験Ｎｏ．１～１８の各鋼板について、マルテンサイト、ベイナイトおよび残留オーステナイトの各組織の体積率、切断法で測定した総長３００μｍにおけるラスの個数、ならびに機械的特性（０．２％耐力σ０．２および引張強さＴＳ）を下記の手順に従って測定した。
　（各組織の体積率）
　本実施例の製造方法によれば、各鋼板においてマルテンサイト、ベイナイトおよび残留オーステナイト以外の組織（例えば、フェライトやパーライト）が存在する可能性は極めて低い。そのため、マルテンサイト、ベイナイトおよび残留オーステナイト以外の組織は測定しなかった。以下では、各組織の体積率の測定方法について、残留オーステナイト、ベイナイトおよびマルテンサイトの順に説明する。
　（残留オーステナイトの体積率）
　残留オーステナイトの体積率は、次のように測定した。試験片は、熱処理後の鋼板（板厚１．４～１．６ｍｍ）から２０ｍｍ×２０ｍｍの大きさに切り出した。この試験片を、表面から板厚の１／４部まで研削し、研削面を化学研磨（実験Ｎｏ．８）または電解研磨（実験Ｎｏ．１６～１８）により研磨した。研磨後の研削面について、Ｘ線回折法により残留オーステナイトの体積率を測定した（ＩＳＩＪ　Ｉｎｔ．Ｖｏｌ．３３．（１９９３），Ｎｏ．７，Ｐ．７７６）。測定には、２次元微小部Ｘ線回折装置（株式会社リガク製、ＲＩＮＴ－ＲＡＰＩＤ　ＩＩ）を使用した。ターゲットはＣｏを使用した。
　ただし、一部の試験片については、そのＣ量もしくはＳｉ量、または第３の冷却条件もしくは第４の冷却条件での熱処理条件から、残留オーステナイトの体積率が５％以下であることが想定された。そのため、このような試験片についてはＸ線回折法による残留オーステナイトの体積率の測定を行わなかった。残留オーステナイトの体積率を測定しなかった鋼板（実験Ｎｏ．１～７、９～１５）については、残留オーステナイトの体積率は、その最高値である５％を想定値として使用した。
　（ベイナイトおよびマルテンサイトの体積率）
　ベイナイトおよびマルテンサイトの体積率は、次の手順で測定、算出した。試験片は、熱処理後の鋼板（板厚１．４～１．６ｍｍ）から２０ｍｍ×２０ｍｍの大きさに切り出した。この試験片の圧延方向と平行な断面を研磨し、研磨面にナイタール腐食を施した。ナイタール腐食を施した研磨面の板厚の１／４部の組織の写真（倍率３０００倍）を、ＦＥ－ＳＥＭを用いて撮影した。組織写真の粒の色などに基づいて組織をベイナイトまたはマルテンサイトに区分し、ベイナイトおよびマルテンサイトの面積率を点算法で測定した。具体的には、撮影したＦＥ－ＳＥＭ像上に３μｍ間隔（写真上では９ｍｍ間隔）の直交格子を設け、格子が直角に交わる点（格子点）における組織をベイナイトまたはマルテンサイトに区分した。組織の区分は、格子点１００点について行い、その結果を用いてベイナイトの面積率およびマルテンサイトの面積率を算出した。測定は、各試験片とも１視野（写真１枚）について行った。
　図２は、試験片の圧延方向と平行な断面の、ナイタール腐食を施した研磨面の板厚の１／４部の組織の倍率３０００倍の走査型電子顕微鏡写真の一例である。図２において、黒色に見える組織はベイナイトであり、残りの部分はマルテンサイトである。
　以上の説明からわかるように、本実施例では、残留オーステナイトの体積率と、ベイナイトおよびマルテンサイトの面積率とを異なる方法で測定しているため、各組織の割合の合計は、必ずしも１００％となるとは限らない。
　そこで、本実施例では、ベイナイトの体積率およびマルテンサイトの体積率を決定するに当たっては、残留オーステナイト、ベイナイトおよびマルテンサイトの各体積率の合計が１００体積％となるように調整を行った。具体的には、１００体積％から、Ｘ線回折法で測定された残留オーステナイトの体積率（または残留オーステナイトの体積率の想定値）を減じた数値を求め、この数値をベイナイトおよびマルテンサイトの合計体積率とみなした。このベイナイトおよびマルテンサイトの合計体積率を、点算法で測定されたベイナイトおよびマルテンサイトの各面積率を用いて比例配分し、ベイナイトおよびマルテンサイトの各体積率とした。このようにして求めた各組織の体積率を表３に示した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　（総長３００μｍにおけるラスの個数）
　総長３００μｍにおけるラスの個数は、切断法で測定した。切断法は、通常粒径を測定する手法である（ＪＩＳ　Ｇ　０５５１：２０１３）。本実施例では、切断法をラスの個数を測定する手法として応用した。
　ラスの個数の測定は、鋼板の圧延方向に平行な断面の板厚１／４部において行った。鋼板の当該断面を研磨し、ナイタールを用いて腐食を施し、ＦＥ－ＳＥＭを用いて倍率３０００倍で写真を撮影した。撮影されたＦＥ－ＳＥＭ像において、白色であり、かつ最長部分の長さが１μｍ以上の領域をラスとした。図３は、切断法でラスの個数を計測する状態の模式図である。撮影したＦＥ－ＳＥＭ像上に、総長３００μｍの線（試験線）を描き、図３に示すように、その線がラスを通過した数（試験線と交差するラスの個数）を測定した。総長３００μｍの試験線と交差するラスの個数を、「総長３００μｍにおけるラスの個数」という。測定した総長３００μｍにおけるラスの個数を表３に示した。
　（機械的特性の評価）
　熱処理を実施した鋼板の機械的特性として、引張強さＴＳおよび０．２％耐力σ０．２を測定した。引張強さＴＳおよび０．２％耐力σ０．２は、冷間圧延の圧延方向と直角な方向が試験片の長手となるように採取したＪＩＳ５号試験片（板状試験片）を用いて測定した。実験Ｎｏ．１１～１５の測定条件は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に基づく。実験Ｎｏ．１～１０、１６～１８の測定条件は、クロスヘッド変位速度を１０ｍｍ／ｍｉｎで一定とした以外は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に基づく。測定した引張強さＴＳおよび０．２％耐力σ０．２を表３に示した。引張強さＴＳが１４７０ＭＰａ以上、かつ０．２％耐力σ０．２が９７０ＭＰａ以上の場合、機械的特性について合格とした。
　（ＬＭＥ割れ耐性の評価）
　ＬＭＥ割れ耐性は、鋼板の化学成分組成が大きく影響し、熱処理の影響は化学成分組成に比べて小さい。そのため、ＬＭＥ割れ耐性は、化学成分組成による評価が可能である。本実施例では、以下の方法で各鋼板のＬＭＥ割れ耐性を評価した。
　鋼種Ａ～Ｆの冷間圧延まま鋼板に対し、亜鉛めっきの付着量が５０ｇ／ｍ２となるように電気めっきを施した。得られた亜鉛めっき鋼板を３５０℃まで加熱し、亜鉛めっきの合金化処理を行った。得られた合金化亜鉛めっき鋼板をそれぞれ切断し、１４０ｍｍ×３５ｍｍの試料を２枚ずつ採取した。
　図４は、ＬＭＥ割れ耐性の評価用の試料の模式的正面図である。図４に示すように、採取した２枚の試料１で軟鋼板２を挟んで板組とし、この３枚板組の両端をクランプで固定した。２枚の試料１を、以下ではそれぞれ上板、下板ともいう。固定した３枚板組の中央に抵抗スポット溶接を実施し、ＬＭＥ割れ耐性評価用試料を作製した。軟鋼板２は、引張強さ２７０ＭＰａ、片側めっき付着量５５ｇ／ｍ２、寸法０．７５ｍｍ×１４０ｍｍ×３５ｍｍのＧＡ鋼板（合金化溶融亜鉛めっき鋼板）を使用した。鋼種Ａ～Ｊのそれぞれについて１個ずつＬＭＥ割れ耐性評価用試料を準備した。溶接条件は以下の通りとした。
　　溶接機：交流インバータ式抵抗溶接機
　　電極：上下ＤＲ型Ｃｕ－Ｃｒ（ドームラジアス製）
　　電極打角：５°
　　電極径：先端直径８ｍｍ
　　冷却水流量：上下約２Ｌ／分
　　加圧力：３５０ｋｇｆ
　　初期化圧力時間：６０サイクル／６０Ｈｚ
　　アップスローブ：１サイクル／６０Ｈｚ
　　通電１段目
　　　電流値：７．２ｋＡ
　　　時間（サイクル／６０Ｈｚ）：８
　　通電２段目
　　　電流値：９ｋＡ
　　　時間（サイクル／６０Ｈｚ）：１７
　　　ダウンスローブ（サイクル／６０Ｈｚ）：３０
　　　ホールド時間（サイクル／６０Ｈｚ）：５
　（ＬＭＥ割れ観察方法）
　このようにして作製したＬＭＥ割れ耐性評価用試料から、ＬＭＥ割れ観察用試料を準備した。ＬＭＥ割れ観察用試料は、観察面が溶接ナゲットの直径を通る断面となるように作製した。光学顕微鏡を用いて２５～１００倍で、ＬＭＥ割れ観察用試料の上板および下板の表層部の観察を行い、割れの有無を調査した。図５は、ＬＭＥ割れ観察用試料の光学顕微鏡写真の一例である。図５に示すように、長さ５０μｍ以上の割れを溶接部のＬＭＥ割れと判断した。各鋼種のＬＭＥ割れ耐性評価用試料の観察の結果、割れがあったものを×（不可）、割れがなかったものを〇（良好）として、表４に評価結果を示した。鋼種Ｇの評価結果は推定である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　（評価結果）
　（機械的特性）
　表２に示した結果から、以下のように考察できる。実験Ｎｏ．２～４、８～１０、１２～１８は、本発明で規定する化学成分組成を満足する鋼種（鋼種Ｂ、Ｃ、Ｆ～Ｊ）を用い、適切な熱処理条件で鋼板を製造した実施例である。これらの実施例の鋼板では、金属組織中の各組織の割合、および総長３００μｍにおけるラスの個数が適切に調整され、引張強さＴＳが１４７０ＭＰａ以上、かつ０．２％耐力σ０．２が９７０ＭＰａ以上であり、機械的特性について合格基準を満足していた。
　これに対して実験Ｎｏ．１、５、６、１１は、本発明で規定する要件のいずれかを満足しない比較例である。これらの比較例の鋼板は、機械的特性の合格基準を満足しなかった。
　実験Ｎｏ．５、１１は、本発明で規定する総長３００μｍにおけるラスの個数を満足しなかった例である。
　実験Ｎｏ．５の鋼板は、第１の冷却工程（ｂ）での到達温度が１５０℃と低く、金属組織は本発明の規定を満足していたものの、本発明で規定する総長３００μｍにおけるラスの個数を満足しなかった。そのため、引張強さＴＳが低く、機械的特性について合格基準を満足しなかった。
　実験Ｎｏ．１１の鋼板は、均熱工程（ａ）でのＡｃ３点以上の温度域での保持時間が１１ｓ未満であり、総長３００μｍにおけるラスの個数が本発明の規定よりも少なく、また、ベイナイト等の体積率が本発明の規定よりも高かった。そのため、引張強さＴＳおよび０．２％耐力σ０．２が低く、機械的特性について合格基準を満足しなかった。
　実験Ｎｏ．１、６は、本発明で規定する化学成分組成を満足しない鋼種（表１の鋼種Ａ、Ｄ）を使用した例である。
　実験Ｎｏ．１の鋼板は、鋼種ＡのＣｒ量が本発明の規定量よりも少なく、ＣＳ値が０．１未満であり、式（１）を満たさなかった。これにより、焼入れ性が不足し、ベイナイト等の体積率が本発明の規定よりも高かった。そのため、引張強さＴＳおよび０．２％耐力σ０．２が低く、機械的特性について合格基準を満足しなかった。
　実験Ｎｏ．６の鋼板は、鋼種ＤのＳｉ量が本発明の規定量よりも多く、ＣＳ値が０．１未満であり、式（１）を満たさなかった。これにより、焼入れ性が不足し、ベイナイト等の体積率が本発明の規定よりも高かった。そのため、引張強さＴＳおよび０．２％耐力σ０．２が低く、機械的特性について合格基準を満足しなかった。
　なお、実験Ｎｏ．７の鋼板は、本発明で規定する化学成分組成を満足しない鋼種（表１の鋼種Ｅ）を使用した比較例であるものの、機械的特性について合格基準を満足していた。
　（ＬＭＥ割れ耐性）
　表４に示したように、本発明で規定する化学成分組成を満足する鋼種（鋼種Ｂ、Ｃ、Ｆ～Ｊ）の鋼板は、優れたＬＭＥ割れ耐性を有していた。そのため、鋼種Ｂ、Ｃ、Ｆ～Ｊを使用した実験Ｎｏ．２～４、８～１０、１２～１８の鋼板もＬＭＥ割れ耐性に優れていたと考えられる。
　一方、ＣＳ値が０．１未満であり、式（１）を満足しない鋼種Ａ、Ｓｉ量が本発明の規定量よりも多く、かつ式（１）を満足しない鋼種Ｄ、Ｓｉ量が本発明の規定量よりも多い鋼種Ｅの各鋼板は、ＬＭＥ割れ耐性に劣っていた。そのため、鋼種Ａ、Ｄ、Ｅを使用した実験Ｎｏ．１、６、７の鋼板もＬＭＥ割れ耐性に劣っていたと考えられる。
　この出願は、２０２１年５月２６日に出願された日本国特許出願特願２０２１－０８８７４０および２０２１年９月１日に出願された日本国特許出願特願２０２１－１４２１１２を基礎とするものであり、その内容は、本願に含まれるものである。
　本発明を表現するために、前述において具体例等を参照しながら実施形態を通して本発明を適切かつ十分に説明したが、当業者であれば前述の実施形態を変更及び／又は改良することは容易になし得ることであると認識すべきである。したがって、当業者が実施する変更形態又は改良形態が、請求の範囲に記載された請求項の権利範囲を離脱するレベルのものでない限り、当該変更形態又は当該改良形態は、当該請求項の権利範囲に包括されると解釈される。
　本発明は、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関する技術分野において、広範な産業上の利用可能性を有する。

Claims (5)

  1. 　素地鋼板の表面にめっき層を有する高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、
    　前記素地鋼板が質量％で、
    　Ｃ　：０．１９～０．３０％、
    　Ｓｉ：０％超、０．７０％以下、
    　Ｍｎ：１．８～３．０％、
    　Ｐ　：０％超、０．０２０％以下、
    　Ｓ　：０％超、０．０５％以下、
    　Ａｌ：０．０１５～０．０６０％、
    　Ｃｒ：０．０５～０．８％、
    　Ｔｉ：０．０１５～０．０８０％、
    　Ｂ　：０．００１０～０．０１５０％、
    　Ｍｏ：０％超、０．４０％以下、
    　Ｎ　：０．０１００％以下、および
    　Ｏ　：０．００３０％以下、
    を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなり、
    　前記素地鋼板のＣｒ量［Ｃｒ］（質量％）およびＳｉ量［Ｓｉ］（質量％）は、２×［Ｃｒ］－［Ｓｉ］≧０．１を満足し、
    　前記素地鋼板の金属組織において、マルテンサイト（焼戻しマルテンサイトおよび自己焼戻しマルテンサイトを含む）が８２体積％以上、フェライト、パーライトおよびベイナイトが１３体積％以下、残留オーステナイトが５体積％以下であり、
    　前記素地鋼板の金属組織を走査型電子顕微鏡で観察した像において、切断法で測定した総長３００μｍにおけるラスの個数が２００個以上であり、降伏強度が９７０ＭＰａ以上かつ引張強さが１４７０ＭＰａ以上である、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
  2. 　前記素地鋼板が、さらに、質量％で、
    　Ｃａ：０％超、０．００４０％以下、
    を含有する、請求項１に記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
  3. 　前記素地鋼板が、さらに、質量％で、
    　Ｎｂ：０％超、０．０２０％以下、
    　Ｖ　：０％超、０．３０％以下、
    　Ｃｕ：０％超、０．３０％以下、
    　Ｎｉ：０％超、０．３０％以下、
    　Ｍｇ：０％超、０．０１００％以下、および
    　ＲＥＭ：０％超、０．０１０％以下、
    からなる群から選ばれる１種または２種以上を含有する、請求項１または請求項２に記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
  4. 　高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、
    　前記請求項１で規定する組成を有するスラブを熱間圧延し、
    　熱間圧延により得られた熱延鋼板を６２０℃以上で巻き取り、
    　巻き取った前記熱延鋼板を繰り出して冷間圧延し、
    　冷間圧延により得られた冷延鋼板を加熱し、Ａｃ３点以上の温度域で１１ｓ以上保持し、加熱、保持した前記冷延鋼板を５４０～５８０℃の温度域まで平均冷却速度３℃／ｓ以上で冷却し、さらに９０ｓ以内に４１０～４８０℃の温度域まで冷却し、
    　前記冷延鋼板を冷却して得られた素地鋼板に溶融亜鉛めっきを施し、
    　溶融亜鉛めっきを施して得られた溶融亜鉛めっき鋼板を５５０℃以下の温度域に加熱して前記溶融亜鉛めっきの合金化処理を行い、
    　前記溶融亜鉛めっき鋼板に合金化処理を行って得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板を２３０～３４０℃の温度域まで平均冷却速度５℃／ｓ以上で冷却することを含む、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  5. 　冷却した前記合金化溶融亜鉛めっき鋼板に、伸び率５％以下で加工を行う請求項４に記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
PCT/JP2022/020394 2021-05-26 2022-05-16 高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 WO2022249919A1 (ja)

Priority Applications (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
MX2023013724A MX2023013724A (es) 2021-05-26 2022-05-16 Hoja de acero galvanizada por inmersion en caliente aleada de alta resistencia y metodo de fabricacion de la misma.
EP22811192.8A EP4317508A1 (en) 2021-05-26 2022-05-16 High-strength alloyed hot-dip galvanized steel sheet and manufacturing method therefor
KR1020237037735A KR20230164722A (ko) 2021-05-26 2022-05-16 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판 및 그의 제조 방법
CN202280035339.8A CN117321235A (zh) 2021-05-26 2022-05-16 高强度合金化熔融镀锌钢板及其制造方法

Applications Claiming Priority (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2021088740 2021-05-26
JP2021-088740 2021-05-26
JP2021-142112 2021-09-01
JP2021142112A JP2022182938A (ja) 2021-05-26 2021-09-01 高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2022249919A1 true WO2022249919A1 (ja) 2022-12-01

Family

ID=84230037

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2022/020394 WO2022249919A1 (ja) 2021-05-26 2022-05-16 高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法

Country Status (4)

Country Link
EP (1) EP4317508A1 (ja)
KR (1) KR20230164722A (ja)
MX (1) MX2023013724A (ja)
WO (1) WO2022249919A1 (ja)

Citations (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5365216B2 (ja) 2008-01-31 2013-12-11 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板とその製造方法
WO2019188190A1 (ja) * 2018-03-26 2019-10-03 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼板および高強度亜鉛めっき鋼板
JP2019173156A (ja) 2018-03-26 2019-10-10 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼板および高強度亜鉛めっき鋼板
JP2019536631A (ja) 2016-11-04 2019-12-19 宝山鋼鉄股▲ふん▼有限公司Ｂａｏｓｈａｎ Ｉｒｏｎ ＆ Ｓｔｅｅｌ Ｃｏ．，Ｌｔｄ． 継手性能が良好な亜鉛めっき高張力鋼の抵抗スポット溶接方法
WO2020067752A1 (ko) * 2018-09-28 2020-04-02 주식회사 포스코 구멍확장성이 높은 고강도 냉연강판, 고강도 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법
WO2020225936A1 (ja) * 2019-05-09 2020-11-12 日本製鉄株式会社 鋼板及びその製造方法
JP6787535B1 (ja) 2019-03-11 2020-11-18 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
JP2021088740A (ja) 2019-12-04 2021-06-10 日本製鉄株式会社 オーステナイト系ステンレス鋼
JP2021142112A (ja) 2020-03-12 2021-09-24 グローバス メディカル インコーポレイティッド 椎間脊椎インプラント

Patent Citations (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5365216B2 (ja) 2008-01-31 2013-12-11 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板とその製造方法
JP2019536631A (ja) 2016-11-04 2019-12-19 宝山鋼鉄股▲ふん▼有限公司Ｂａｏｓｈａｎ Ｉｒｏｎ ＆ Ｓｔｅｅｌ Ｃｏ．，Ｌｔｄ． 継手性能が良好な亜鉛めっき高張力鋼の抵抗スポット溶接方法
WO2019188190A1 (ja) * 2018-03-26 2019-10-03 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼板および高強度亜鉛めっき鋼板
JP2019173156A (ja) 2018-03-26 2019-10-10 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼板および高強度亜鉛めっき鋼板
WO2020067752A1 (ko) * 2018-09-28 2020-04-02 주식회사 포스코 구멍확장성이 높은 고강도 냉연강판, 고강도 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법
JP6787535B1 (ja) 2019-03-11 2020-11-18 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
WO2020225936A1 (ja) * 2019-05-09 2020-11-12 日本製鉄株式会社 鋼板及びその製造方法
JP2021088740A (ja) 2019-12-04 2021-06-10 日本製鉄株式会社 オーステナイト系ステンレス鋼
JP2021142112A (ja) 2020-03-12 2021-09-24 グローバス メディカル インコーポレイティッド 椎間脊椎インプラント

Non-Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
"Iron and Steel Materials", THE JAPAN INSTITUTE OF METALS AND MATERIALS, June 1985 (1985-06-01), pages 45
COURSES OF CONTEMPORARY METALLURGY, MATERIAL PART, vol. 4
ISIJ INT, vol. 33, no. 7, 1993, pages 776

Also Published As

Publication number Publication date
MX2023013724A (es) 2023-11-28
EP4317508A1 (en) 2024-02-07
KR20230164722A (ko) 2023-12-04

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP6631760B1 (ja) 高強度亜鉛めっき鋼板および高強度部材
JP5858199B2 (ja) 高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法
CN111433380B (zh) 高强度镀锌钢板及其制造方法
JP5858032B2 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
JP5352793B2 (ja) 耐遅れ破壊特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
KR102145293B1 (ko) 도금 강판 및 그의 제조 방법
KR102316660B1 (ko) 열간 프레스 부재 및 그 제조 방법 그리고 열간 프레스용 냉연강판 및 그 제조 방법
WO2019003449A1 (ja) 熱間プレス部材およびその製造方法ならびに熱間プレス用冷延鋼板
JP2010275628A (ja) 加工性、溶接性および疲労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
WO2019003448A1 (ja) 熱間プレス部材およびその製造方法ならびに熱間プレス用冷延鋼板
JP6950826B2 (ja) 高強度鋼板、熱延鋼板の製造方法、冷延フルハード鋼板の製造方法および高強度鋼板の製造方法
CN114207169A (zh) 钢板及其制造方法
JP7044196B2 (ja) 鋼板の製造方法及び部材の製造方法
JP7134106B2 (ja) 高強度鋼板および高強度亜鉛めっき鋼板
JP7044195B2 (ja) 鋼板の製造方法及び部材の製造方法
CN114585758B (zh) 高强度钢板和碰撞吸收构件以及高强度钢板的制造方法
JPWO2019077777A1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
WO2022249919A1 (ja) 高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP2022182938A (ja) 高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP7311808B2 (ja) 鋼板及びその製造方法
CN117321235A (zh) 高强度合金化熔融镀锌钢板及其制造方法

Legal Events

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

Ref document number: 22811192

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 20237037735

Country of ref document: KR

Kind code of ref document: A

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 1020237037735

Country of ref document: KR

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2022811192

Country of ref document: EP

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2022811192

Country of ref document: EP

Effective date: 20231102

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 18559094

Country of ref document: US

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 202280035339.8

Country of ref document: CN

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: MX/A/2023/013724

Country of ref document: MX

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE