本发明一个方面涉及一种高强度合金化熔融镀锌钢板，其在基体钢板的表面具有镀敷层，所述基体钢板满足指定的化学成分组成，在所述基体钢板的金属组织中，马氏体为82体积％以上，铁素体、珠光体及贝氏体为13体积％以下，并且残余奥氏体为5体积％以下，所述马氏体包含回火马氏体和自回火马氏体，在用扫描式电子显微镜观察所述基体钢板的金属组织而得的图像中，利用切断法测得的总长300μm中的板条个数为200个以上，屈服强度为970MPa以上且抗拉强度为1470MPa以上。
在所述基体钢板的金属组织中，马氏体为82体积％以上，铁素体、珠光体及贝氏体为13
体积％以下，残余奥氏体为5体积％以下，所述马氏体包含回火马氏体和自回火马氏体，
在用扫描式电子显微镜观察所述基体钢板的金属组织而得的图像中，利用切断法测得
对冷轧所得的冷轧钢板进行加热，在Ac3点以上的温度区域保持11秒以上，将进行了加
热及保持的所述冷轧钢板以3℃/秒以上的平均冷却速度冷却至540～580℃的温度区域，并
将实施熔融镀锌所得的熔融镀锌钢板加热至550℃以下的温度区域，从而进行所述熔
将对所述熔融镀锌钢板进行合金化处理所得的合金化熔融镀锌钢板，以5℃/秒以上的
5.根据权利要求4所述的高强度合金化熔融镀锌钢板的制造方法，其特征在于，
[0001]本发明涉及一种在高强度冷轧钢板的表面具有合金化镀锌层的高强度合金化熔
[0002]对于适用于汽车车身结构用构件的钢板，自碰撞安全性的观点考虑，要求其冲击
板的抗拉强度TS简称为“抗拉强度”，将0.2％屈服强度σ及上屈服点UYP总称为“屈服强
[0004]因此，对于适用于汽车车身结构用构件的钢板，要求具有高抗拉强度和高屈服强
度。为了满足此种对钢板的高抗拉强度和屈服强度的要求，进行钢板成分的高成分化，即，
将钢板中的添加元素含量增加。此种添加元素含量的增加在使用于镀锌钢板的基体钢板中
[0005]然而，随着钢板成分的高成分化，在钢板焊接部产生液态金属脆化(Liquid
Embrittlement；LME)开裂，其已成为一个问题。在对镀锌钢板进行焊接时等情况下，施加于
该镀锌钢板的热会使镀敷层中的锌熔融。熔融的锌渗入到焊接部的基体钢板的晶界，焊接
后的基体钢板的热收缩等会让拉伸应力作用于焊接部，从而在焊接部的晶界进行开裂。如
[0006]因此，目前要求适用于汽车车身结构用构件的钢板具有高抗拉强度和高屈服强
[0007]这些要求特性中，关于抗拉强度而言，例如专利文献1公开了一种高强度钢板，其
钢组织以面积率计，具有80％以上的自回火马氏体，并且满足铁素体为小于5％、贝氏体为
10％以下、残余奥氏体为5％以下，该自回火马氏体中的5nm以上且0.5μm以下的铁系碳化物
的平均析出个数为每1mm中5×10个以上，并且抗拉强度为1400MPa以上。专利文献2公开了
一种高强度钢板，相对于金属组织整体，马氏体为93体积％以上，铁素体、珠光体及贝氏体
的合计为2体积％以下，残余奥氏体为7体积％以下，并且在用扫描式电子显微镜观察所述
金属组织而得的图像中，利用切断法对总长300μm进行测定而得的马氏体中的板条个数为
[0008]此外，关于LME开裂而言，专利文献3作为能够抑制LME开裂的电阻点焊方法而提出
了一种电阻点焊方法，其在1个点焊周期内使用3个焊接脉冲，第1焊接脉冲和第2焊接脉冲
用于生成熔核并抑制液态金属脆化开裂，所述第1焊接脉冲生成直径为3.75T～4.25T
(式中，T表示钢板的板厚)的熔核，所述第2焊接脉冲使所述熔核缓慢长大，第3焊接脉冲为
回火脉冲，用于改善焊点的塑性。专利文献4提出了一种通过将钢板表层软化部的厚度设定
[0009]然而，在专利文献1及专利文献2中，除了钢板的抗拉强度以外，只讨论了加工性或
[0010]而且，专利文献3提出的点焊方法并没有考虑：对于包含了3个以上钢板的各种组
合进行焊接的情况；以及，在焊接时施加干扰的情况。在这些情况下，存在不能够抑制LME开
裂之虞。专利文献4公开的技术中，所得的钢板的抗拉强度均小于1150MPa，并且专利文献4
[0011]本发明鉴于如上问题而作出，其目的在于，提供：屈服强度为970MPa以上且抗拉强
度为1470MPa以上，并且具有优异的抗LME开裂性的高强度合金化熔融镀锌钢板；以及该高
[0018]本发明者们进行了各种研究，结果发现上述目的可通过以下发明来实现。
[0019]本发明一个方面涉及一种高强度合金化熔融镀锌钢板，其是在基体钢板的表面具
[0035]在所述基体钢板的金属组织中，马氏体(包括回火马氏体和自回火马氏体)为82体
积％以上，铁素体、珠光体及贝氏体为13体积％以下，残余奥氏体为5体积％以下，
[0036]在用扫描式电子显微镜观察所述基体钢板的金属组织而得的图像中，利用切断法
测得的总长300μm中的板条个数为200个以上，屈服强度为970MPa以上且抗拉强度为
[0037]本发明另一个方面涉及一种高强度合金化熔融镀锌钢板的制造方法，其包括：
[0041]对冷轧所得的冷轧钢板进行加热，在Ac3点以上的温度区域保持11秒以上，将进行
了加热及保持的所述冷轧钢板以3℃/秒以上的平均冷却速度冷却至540～580℃的温度区
[0043]将实施熔融镀锌所得的熔融镀锌钢板加热至550℃以下的温度区域，从而进行所
[0044]将对所述熔融镀锌钢板进行合金化处理所得的合金化熔融镀锌钢板，以5℃/秒以
[0050]以下，对本发明的一实施方式所涉及的高强度合金化熔融镀锌钢板进行说明。
[0051]本实施方式所涉及的高强度合金化熔融镀锌钢板是在基体钢板的表面具有镀敷
层的高强度合金化熔融镀锌钢板。以下，对高强度合金化熔融镀锌钢板的各构成要素进行
说明。以下构成的高强度合金化熔融镀锌钢板的屈服强度为970MPa以上且抗拉强度为
[0053]本实施方式所涉及的高强度合金化熔融镀锌钢板的基体钢板具有以下的化学成
分组成。以下的化学成分组成的说明中的“％”表示“质量％”。以下，将基体钢板及高强度合
金化熔融镀锌钢板统称为“钢板”。而且，有时将钢板的抗拉强度TS简称为“抗拉强度”，将
0.2％屈服强度σ及上屈服点UYP总称为“屈服强度”。有时将“抗拉强度”及“屈服强度”统
[0055]C是确保钢板强度的必要元素。如果C含量不足，则钢板的抗拉强度降低。为了确保
充分的钢板强度，C含量设为0.19％以上。C含量的下限优选为0.20％以上，更优选为0.21％
以上。然而，如果C含量过量，则存在残余奥氏体的体积率变得过大而钢板的屈服强度降低
之虞。因此，C含量设为0.30％以下。C含量的上限优选为0.290％以下，更优选为0.280％以
[0057]Si是本发明中重要元素之一。已知Si是固溶强化元素，其是有效地抑制钢板的延
展性降低且提高抗拉强度的元素。而且，Si又是具有提高马氏体组织的抗回火软化能力的
效果的元素。为了有效地发挥这些效果，Si含量设为超过0％的量。Si含量的下限优选为
0.06％以上。Si含量的下限进一步优选为0.07％以上，进一步更优选为0.08％以上。然而，
如果Si含量过量，则存在残余奥氏体的体积率变得过大而钢板的屈服强度降低之虞。而且，
如果Si含量过量，则存在使钢板的抗LME开裂性变差之虞。因此，Si含量设为0.70％以下。Si
[0059]Mn是有助于钢板的高强度化的元素。为了有效地发挥该效果，Mn含量设为1.8％以
上。Mn含量的下限优选为1.9％以上，更优选为2.0％以上。然而，如果Mn含量过量，则存在导
致板坯折损、冷轧负荷增大等之虞。因此，Mn含量设为3.0％以下。Mn含量的上限优选为
[0061]P是钢中不可避免地含有的元素，是偏析在钢的晶界而助长晶界脆化的元素。为了
避免钢板加工时的破裂等，优选尽可能降低P含量。因此，P含量设为0.020％以下。P含量的
上限优选为0.015％以下，更优选为0.012％以下。另外，P是如上所述钢中不可避免地混入
[0063]与P同样，S也是钢中不可避免地含有的元素。S与钢中的其它元素一起生成夹杂
物。在钢板加工时，存在因该夹杂物而产生破裂等之虞。为了避免该钢板破裂等，优选尽可
能降低S含量。因此，S含量设为0.05％以下。S含量的上限优选为0.04％以下，更优选为
[0065]Al是在钢中起到脱氧剂作用的元素。为了有效地发挥该作用，Al含量设为0.015％
以上。Al含量的下限优选为0.025％以上，更优选为0.030％以上。然而，如果Al含量过量，则
存在钢板中生成大量氧化铝等夹杂物，从而在钢板的加工时产生破裂之虞。因此，Al含量设
为0.060％以下。Al含量的上限优选为0.055％以下，更优选为0.050％以下。
[0067]Cr是本发明中重要元素之一。Cr是有助于钢板的高强度化的元素。具体而言，Cr是
使钢板的淬火性提高的元素，减少淬火时生成的贝氏体，增加马氏体板条个数，有效地起到
使钢板高强度化的作用。此外，Cr是即便含量增加也不会轻易使抗LME开裂性变差的元素。
为了有效发挥这些效果，Cr含量设为0.05％以上。Cr含量的下限优选为0.1％以上。然而，如
果Cr含量过量，则会在熔融镀锌钢板或合金化熔融镀锌钢板中发生不能镀敷。因此，Cr含量
设为0.8％以下。Cr含量的上限优选为0.7％以下，更优选为0.6％以下。
[0069]Ti是形成碳化物或氮化物而使钢板强度提高的元素。而且，Ti是使后述的B的淬火
性提高有效地发挥而有效的元素。即，Ti通过形成氮化物而使钢中的N减少。其结果，抑制B
氮化物的形成，B成为固溶状态，从而有效地发挥B的淬火性提高效果。如此，Ti使由B对钢板
的淬火性提高，因此有助于钢板的高强度化。为了有效地发挥该效果，Ti含量设为0.015％
以上。Ti含量的下限优选为0.018％以上，更优选为0.020％以上。然而，如果Ti含量过量，则
存在Ti碳化物或Ti氮化物会过量，从而在钢板的加工时产生裂纹之虞。因此，Ti含量设为
0.080％以下。Ti含量的上限优选为0.070％以下，更优选为0.060％以下。
[0071]B是使淬火性提高而有助于钢板的高强度化的元素。为了有效地发挥该效果，B含
量设为0.0010％以上。B含量的下限优选为0.0012％以上，更优选为0.0014％以上。然而，如
果B含量过量，则其效果饱和，只会造成成本增加。因此，B含量设为0.0150％以下。B含量的
[0073]Mo是有助于钢板的高强度化的元素。其效果随着Mo含量增加而增大。为了有效地
发挥该效果，Mo含量设为超过0％。Mo含量的下限优选为0.10％以上，更优选为0.20％以上。
然而，如果Mo含量过量，则其效果饱和，且成本增加。因此，Mo含量设为0.40％。Mo含量的上
[0075]本实施方式所涉及的高强度合金化熔融镀锌钢板的基体钢板中的Cr含量和Si含
量满足下述式(1)。通过满足式(1)，可使高强度合金化熔融镀锌钢板的淬火性提高。通过使
淬火性提高，可以限制淬火时的铁素体和贝氏体的生成量。而且，通过满足式(1)，使Si含量
与Cr含量的平衡变为适当，从而可以降低焊接部周边区域产生LME开裂。即，可以兼顾高强
[0077]式(1)中，[元素符号]是指基体钢板中该元素的含量(质量％)。
[0079]本实施方式所涉及的高强度合金化熔融镀锌钢板的基体钢板中的基本成分如上
所述，余部实质上是铁。然而，当然允许由于原料、器材、制造设备等的状况而使钢中包含不
可避免地被带入的杂质。即，基体钢板的基本成分的余部为铁和不可避免的杂质。作为该不
可避免的杂质，除了上述P、S以外，还包括例如N、O等。优选N、O分别为以下的范围。
[0081]N是钢中不可避免地含有的杂质元素。如果N含量过量，则存在钢板加工时产生裂
纹之虞。因此，N含量设为0.0100％以下。N含量的上限优选为0.0060％以下。在工业上难以
[0083]O是钢中不可避免地含有的杂质元素。如果O含量过量，则存在钢板加工时产生裂
纹之虞。因此，O含量设为0.0030％以下。O含量的上限优选为0.0020％以下。在工业上难以
[0085]本实施方式所涉及的高强度合金化熔融镀锌钢板的基体钢板，根据需要以如下所
示的范围可以含有Ca。此外，该基体钢板在含有Ca的情况下或者在不含有Ca的情况下，还可
以以如下所示的范围含有选自由Nb、V、Cu、Ni、Mg、及稀土类元素(REM)构成的组中的1种或2
种以上元素。通过单独或以适宜组合含有这些元素，基体钢板的特性因所含有的元素而变
[0087]Ca是有效地使钢中的硫化物球状化，从而提高钢板的弯曲性的元素。如果Ca含量
超过0％，则该效果即可得到发挥，且随着Ca含量增加而增大。为了更有效地发挥该效果，Ca
含量的下限优选为0.0005％以上，更优选为0.0010％以上。然而，如果Ca含量过量，则该效
果饱和，且成本增加。因此，Ca含量的上限优选为0.0040％以下，更优选为0.0030％以下。
[0089]Nb是有助于钢板的高强度化的元素。如果Nb含量超过0％，则该效果即可得到发
挥，且随着Nb含量增加而增大。为了更有效地发挥该效果，Nb含量的下限优选为0.003％以
上，更优选为0.005％以上。然而，如果Nb含量过量，则会使钢板的淬火性劣化。因此，Nb含量
的上限优选为0.020％以下，更优选为0.018％以下，进一步优选为0.015％以下。
[0091]V是有助于钢板的高强度化的元素。如果V含量超过0％，则该效果即可得到发挥，
且随着V含量增加而增大。为了更有效地发挥该效果，V含量的下限优选为0.005％以上，更
优选为0.010％以上。然而，如果V含量过量，则该效果饱和，且成本增加。因此，V含量的上限
优选为0.30％以下，更优选为0.25％以下，进一步优选为0.20％以下。
[0093]Cu是有效地提高钢板的耐腐蚀性的元素。如果Cu含量超过0％，则该效果即可得到
发挥，且随着Cu含量增加而增大。为了更有效地发挥该效果，Cu含量的下限优选为0.01％以
上，更优选为0.05％以上。然而，如果Cu含量过量，则该效果饱和，且成本增加。因此，Cu含量
的上限优选为0.30％以下，更优选为0.20％以下，进一步优选为0.15％以下。
[0095]Ni是有效地提高钢板的耐腐蚀性的元素。如果Ni含量超过0％，则该效果即可得到
发挥，且随着Ni含量增加而增大。为了更有效地发挥该效果，Ni含量的下限优选为0.03％以
上，更优选为0.05％以上。然而，如果Ni含量过量，则该效果饱和，且成本增加。因此，Ni含量
的上限优选为0.30％以下，更优选为0.20％以下，进一步优选为0.15％以下。
[0097]Mg是有助于提高钢板成形性的元素。如果Mg含量超过0％，则该效果即可得到发
挥。然而，如果Mg含量过量，则钢板的酸洗性、焊接性、热加工性、经济性变差。因此，Mg含量
[0099]REM是有助于提高钢板成形性的元素。如果REM含量超过0％，则该效果即可得到发
挥。然而，如果REM含量过量，则钢板的酸洗性、焊接性、热加工性、经济性变差。因此，REM含
[0101]本实施方式所涉及的高强度合金化熔融镀锌钢板的基体钢板的金属组织中，马氏
体(包括回火马氏体及自回火马氏体)为82体积％以上，贝氏体为13体积％以下，残余奥氏
体为5体积％以下。由此可以使本实施方式所涉及的高强度合金化熔融镀锌钢板具有指定
的抗拉强度及屈服强度。此外，各金属组织的比率的测定方法可以采用后文实施例中所说
[0103]金属组织中的马氏体是本实施方式所涉及的基体钢板的基底组织(matrix
structure)。通过使马氏体占基体钢板的金属组织整体的82体积％以上，可以使钢板的屈
服强度及抗拉强度上升。如果马氏体小于82体积％，则其它软质组织会在低应力下开始塑
性变形，从而钢板的屈服强度及抗拉强度降低。马氏体的体积率更优选为83体积％以上。马
氏体的体积率没有上限，也可以为100％。本实施方式的马氏体不仅包括淬火状态的马氏体
[0105]与作为基体钢板的基底组织的马氏体相比，铁素体、珠光体及贝氏体为软质的。如
果这些组织在钢板中增加，则这些组织在低应力下开始塑性变形，钢板的屈服强度及抗拉
强度降低。从该观点考虑，铁素体、珠光体及贝氏体设为占基体钢板的金属组织整体的合计
13体积％以下。铁素体、珠光体及贝氏体的体积率没有下限，也可以是0体积％。以下，也将
[0107]金属组织中的残余奥氏体设为占基体钢板的金属组织整体的5体积％以下。在残
余奥氏体中，存在于马氏体板条边界的少量膜状残余奥氏体，在钢板受到应力时抑制位错
迁移，从而具有提高抗拉强度、屈服强度的效果。然而，与马氏体组织相比，残余奥氏体本身
为软质的。因此，如果残余奥氏体过量存在，即便其为膜状，钢板的屈服强度及抗拉强度也
会降低。从该观点考虑，残余奥氏体设为5体积％以下。残余奥氏体也可以是0体积％。
[0108]如后述的实施例所说明那样，残余奥氏体的比率可以通过如下方式进行测定：通
过化学研磨或电解研磨对从基体钢板切下的试片的磨削面进行研磨，并对研磨后的磨削面
由X射线衍射法进行测定。作为磨削面的研磨方法，从降低对环境的负荷的观点考虑，电解
[0109](利用切断法测得的总长300μm中的板条个数为200个以上)
[0110]本实施方式所涉及的高强度合金化熔融镀锌钢板的基体钢板满足高抗拉强度、高
屈服强度。因此，在用扫描式电子显微镜观察基体钢板的金属组织而得的图像中，利用切断
法测得的总长300μm中的板条个数(以下，简称为“总长300μm中的板条个数”)设为200个以
上。如果总长300μm中的板条个数少于200个，则屈服强度及抗拉强度中的至少一者会降低。
[0111]此处的“板条”是指马氏体的下部组织，是沿一个方向伸长的晶体。如以下说明，马
氏体的结构是多层的。马氏体通过使快速冷却的奥氏体转变而形成。在一个原奥氏体
austenite)晶粒内存在多个板条束(packet)，该板条束是具有相同惯习面的晶粒
集合。在各个板条束的内部存在板条块(block)，该板条块是平行的带状区域。此外，在各个
[0112]本发明中规定的“利用切断法测得的总长300μm中的板条个数”是在平行于钢板轧
制方向的截面的板厚1/4处测定的。具体而言，使用硝酸浸蚀液对进行了研磨的钢板的该截
电子显微镜)以3000倍的倍率对该截面拍摄照片。对该照片利用切断法来测定板条个数。本
实施方式中的切断法是在所拍摄的FE‑SEM图像上画出总长300μm的线(直线或圆弧的试验
线)，求出与该试验线交叉的板条个数的方法。关于利用切断法来测定板条个数的方法，将
[0114]镀敷层是对形成在基体钢板表面的熔融镀锌实施后述的合金化处理而成的。熔融
[0116]对本实施方式所涉及的高强度合金化熔融镀锌钢板的制造方法进行说明。
[0117]满足上述必要条件的本实施方式所涉及的高强度合金化熔融镀锌钢板可以通过
如下方式来获得：对具有上述基体钢板的组成的板坯进行热轧，在指定温度下进行卷取，对
所卷取的热轧钢板进行开卷并进行冷轧，对冷轧所得的冷轧钢板进行退火，对退火后的冷
轧钢板进行冷却而得到的基体钢板实施熔融镀锌，对实施熔融镀锌而得到的熔融镀锌钢板
[0119]热轧的条件例如如下所述。在热轧步骤中，对具有上述钢板的组成的板坯进行热
轧。如果热轧前的板坯的加热温度低，则存在TiC等碳化物难以固溶在奥氏体中之虞。因此，
热轧前板坯的加热温度优选为1100℃以上。该热轧前的板坯加热温度进一步优选为1200℃
以上。然而，如果热轧前的加热温度过高，则成本增加。因此，热轧前的加热温度的上限优选
[0120]如果热轧的精轧温度低，则存在轧制时的板坯的变形阻力变大，从而使操作变得
困难之虞。因此，精轧温度优选为850℃以上，进一步优选为870℃以上。然而，如果精轧温度
过高，则存在热轧钢板的强度变得过高之虞。因此，精轧温度优选为980℃以下，进一步优选
[0121]热轧所得的热轧钢板的从精轧到卷取的平均冷却速度，从生产性考虑，优选为10
℃/秒以上，更优选为20℃/秒以上。另一方面，如果该平均冷却速度过快，则设备成本变高。
因此，该平均冷却速度优选为100℃/秒以下，进一步优选为50℃/秒以下。
[0123]热轧所得的热轧钢板在620℃以上进行卷取。如果热轧钢板的卷取温度低于620
℃，则热轧钢板的强度会过高，冷轧变得困难。热轧钢板的卷取温度优选为630℃以上，更优
选为640℃以上。另一方面，如果热轧钢板的卷取温度过高，则用于去除氧化皮的酸洗性会
[0125]将所卷取的热轧钢板开卷后，提供至冷轧。根据需要对所开卷的热轧钢板实施酸
[0126]冷轧时的轧制率的下限优选为10％以上。本实施方式中的轧制率与“压下率”同
义。具体而言，在将轧制前的钢板的板厚设为h1、将轧制后的钢板的板厚设为h2时，轧制率
(％)为“(h1‑h2)/h1×100”。在冷轧时的轧制率小于10％的情况下，为了获得指定厚度的钢
板，需要在热轧步骤中使热轧钢板的板厚较薄。如果热轧钢板较薄，则热轧钢板的长度变
长，因此酸洗耗时，生产性降低。冷轧时的轧制率的下限进一步优选为25％以上。
[0127]另一方面，如果冷轧时的轧制率超过70％，则需要能力较高的冷轧机。因此，冷轧
[0128]图1是本实施方式所涉及的冷轧后的钢板的加热模式的示意图。图1所示的加热模
式包括：(a)均热步骤、(b)第1冷却步骤、(c)第2冷却步骤、(d)合金化步骤、(e)第3冷却步
骤、及(f)第4冷却步骤。为了获得本实施方式所涉及的高强度合金化熔融镀锌钢板，重要的
是合适地调整冷轧后的加热模式中所包含的步骤中的条件，尤其是(a)至(e)的各步骤的条
[0130]在均热步骤中，对冷轧钢板进行加热，在Ac3点以上的温度区域中保持11秒以上。
在加热温度低于Ac3点的情况下，存在残存软质的铁素体之虞，该软质的铁素体会使钢板的
屈服强度和/或抗拉强度降低。因此，均热步骤中的保持温度的下限设为Ac3点。均热步骤中
的保持温度的下限优选为(Ac3点+5)℃。另外，均热步骤中的保持温度为冷轧钢板的固相线
温度以下即可，上限并无特别设定。然而，如果均热步骤中的保持温度升得过高，则生产性
会变差、或者炉的燃费增加而造成经济性变差，因此均热步骤中的保持温度的上限优选为
980℃以下。在均热步骤中，冷轧钢板的温度可以保持固定，或者，如果处于上述保持温度的
[0131]另外，如果Ac3点以上的温度区域的保持时间小于11秒，则加热前的冷轧钢板中所
存在的碳化物及该碳化物中所固溶的元素在均热步骤中固溶到钢板中的元素的量不足，淬
火性劣化。因此，Ac3点以上的温度区域的保持时间设为11秒以上。Ac3点以上的温度区域的
保持时间的下限优选为12秒以上，更优选为15秒。Ac3点以上的温度区域的保持时间的上限
并无特别设定。然而，如果该保持时间过长，则生产性变差，因此该保持时间优选小于600
学”、丸善株式会社、第273页)。式(2)中的[元素符号]表示该元素的含量(质量％)。
[0135]在第1冷却步骤中，将在均热步骤中加热至Ac3点以上的温度区域并进行保持的冷
轧钢板，以3℃/秒以上的平均冷却速度冷却至540～580℃的温度区域(第1温度区域)。具体
而言，在均热步骤中开始冷却后，以3℃/秒以上的平均冷却速度自Ac3点冷却至第1温度区
域。如果该平均冷却速度小于3℃/秒，则生成铁素体的可能性变高，难以确保本发明中规定
的屈服强度及抗拉强度。因此，上述平均冷却速度需要为3℃/秒以上，优选为4℃/秒以上，
更优选为5℃/秒以上。另一方面，虽然上限并无特别限定，但如果上述平均冷却速度超过50
℃/秒，则变得难以控制钢板温度，并且设备成本增加。因此，上述平均冷却速度的上限为50
[0137]在第2冷却步骤中，在第1冷却步骤之后，在90秒以内将冷轧钢板冷却至410～480
℃的温度区域(第2温度区域)而获得基体钢板。更具体而言，在90秒以下的时间内将冷轧钢
板在确保Ms点以上的温度的同时，自第1温度区域冷却至第2温度区域。如果自第1温度区域
冷却至第2温度区域的时间超过90秒，则有可能贝氏体增加，因此自第1温度区域冷却至第2
温度区域的时间设为90秒以内。自第1温度区域冷却至第2温度区域的时间的上限优选为70
[0138]在第2冷却步骤中，优选将冷轧钢板保持为Ms点以上的温度。其理由在于：如果冷
轧钢板在第2冷却步骤中低于Ms点，则在随后的合金化步骤前生成马氏体，作为热处理结束
[0139]“Ms点”是指奥氏体开始发生马氏体转变的温度，可以基于下述式(3)，根据钢板的
化学成分组成而简易地求出(“现代金属学讲座材料编第4卷钢铁材料”，社团法人日本金属
学会、1985年6月、第45页)。式(3)中的[元素符号]表示钢板的该元素的含量(质量％)，钢板
[0142]在第2冷却步骤后，进入合金化步骤前，对基体钢板实施熔融镀锌。将冷却至第2温
度区域的基体钢板浸入至收容熔融镀锌浴的镀敷坩埚，实施在镀浴中的浸渍处理。通过该
浸渍处理，对基体钢板实施熔融镀锌，获得熔融镀锌钢板。在合金化步骤中，对所得的熔融
[0143]在合金化步骤中，将熔融镀锌钢板加热至550℃以下的温度区域而进行熔融镀锌
的合金化处理。具体而言，通过对熔融镀锌钢板进行加热，来进行熔融镀锌中所含的锌与基
体钢板中所含的铁的合金化。如果该合金化处理中的加热温度超过550℃，则在基体钢板中
生成铁素体的可能性增加，存在合金化熔融镀锌钢板的抗拉强度降低之虞。而且，除外以
外，铁从基体钢板向熔融镀锌的锌中的扩散变得过多，从而在冲压成形等时镀敷层剥离的
可能性变高。合金化步骤中的加热温度的上限优选为540℃以下，更优选为530℃以下。关于
合金化步骤中的加热温度而言，高于熔融镀锌钢板在镀浴中浸渍处理之后的温度即可，优
[0145]在第3冷却步骤中，将合金化步骤中所得的合金化熔融镀锌钢板，以5.0℃/秒以上
的平均冷却速度冷却至230～340℃的温度区域(第3温度区域)。更具体而言，合金化后立即
以5.0℃/秒以上的平均冷却速度冷却至第3温度区域的冷却停止温度。由此，可以获得上述
本实施方式所涉及的高强度合金化熔融镀锌钢板。如果第3冷却步骤中的平均冷却速度小
于5.0℃/秒，则有可能贝氏体增加。此外，即便抑制贝氏体的生成，奥氏体也会因如下原因
而稳定化：进行自通过Ms点后所生成的马氏体到未转变奥氏体的碳分配。如果奥氏体稳定
化，则转变为马氏体的奥氏体量降低。其结果，残余奥氏体的含量容易超过5体积％。因此，
第3冷却步骤中的平均冷却速度设为5.0℃/秒以上。第3冷却步骤中的平均冷却速度优选为
8.0℃/秒以上，更优选为10℃/秒以上。该平均速度的上限并无特别规定，但如果提高冷却
设备的冷却能力，则对冷却设备带来较大的负荷。因此，该平均速度的上限优选为50℃/秒
[0147]在第3冷却步骤后继续进行第4冷却步骤。在第4冷却步骤中，优选将高强度合金化
熔融镀锌钢板以5.0℃/秒以下的平均冷却速度自第3温度区域冷却至50℃以下的冷却停止
温度。如果第4冷却步骤中的平均冷却速度超过5.0℃/秒，则基体钢板的马氏体不能够自回
火，存在组织变脆之虞。第4冷却步骤中的平均冷却速度更优选为4.0℃以下。此外，高强度
合金化熔融镀锌钢板的生产性变差，因此第4冷却步骤中的平均冷却速度优选为0.05℃/秒
[0148]另外，在第3冷却步骤中的冷却停止温度高于230℃的情况下，自第3冷却步骤中的
冷却停止温度冷却至230℃的平均冷却速度不做限定。此外，在第4冷却步骤中，只要在第3
[0150]第4冷却步骤后，高强度合金化熔融镀锌钢板可以根据需要进行加工，也可以进行
[0151]在第4冷却步骤中冷却的高强度合金化熔融镀锌钢板即便不进行平整轧制也具有
足够高的抗拉强度及屈服强度。然而，也可以通过对该镀敷钢板进行平整轧制等加工而使
其加工硬化，从而达成更高的屈服强度。此种屈服强度的提高是由于该镀敷钢板加工减少
了基体钢板的马氏体的可动位错而出现的。基体钢板的马氏体的可动位错会使该镀敷钢板
的屈服强度降低，因此优选可动位错较少。该镀敷钢板的加工量的上限值未作特别规定。然
而，在该镀敷钢板中，因加工而会产生形状恶化和/或强度各向异性。因此，作为平整轧制的
加工量的上限，以高强度合金化熔融镀锌钢板的轧制方向的伸长率计，优选为5％以下，更
优选为4％以下。作为平整轧制以外的加工，可以进行使用矫平机的加工。在使用矫平机的
[0152]另外，高强度合金化熔融镀锌钢板也可以进行不过度的回火，从而在维持高抗拉
强度的同时达成更高的屈服强度。其理由在于：通过进行回火，与加工同样地减少了基体钢
[0153]回火温度并未特别规定，但如果大致超过500℃，就会发生过度回火，基体钢板的
马氏体的板条个数降低，导致高强度合金化熔融镀锌钢板的抗拉强度及屈服强度降低。因
[0154]本发明的高强度合金化熔融镀锌钢板并不局限于通过上述制造方法而获得。本发
明的高强度合金化熔融镀锌钢板只要满足本发明中规定的必要条件，也可以通过其它制造
[0155]本说明书如上所述公开了各种实施方式的技术。其中主要的技术总结如下。
[0156]如上所述，本发明一个方面所涉及的高强度合金化熔融镀锌钢板是在基体钢板的
[0172]在所述基体钢板的金属组织中，马氏体(包括回火马氏体和自回火马氏体)为82体
积％以上，铁素体、珠光体及贝氏体为13体积％以下，残余奥氏体为5体积％以下，
[0173]在用扫描式电子显微镜观察所述基体钢板的金属组织而得的图像中，利用切断法
测得的总长300μm中的板条个数为200个以上，屈服强度为970MPa以上且抗拉强度为
[0174]根据该构成，可以获得屈服强度为970MPa以上、抗拉强度为1470MPa以上且具有优
[0175]在上述构成的高强度合金化熔融镀锌钢板中，所述基体钢板以质量％计还可以含
[0176]根据该构成，可以获得弯曲性也优异的高强度合金化熔融镀锌钢板。
[0177]在上述构成的高强度合金化熔融镀锌钢板中，所述基体钢板以质量％计还可以含
[0182]REM：超过0％且0.010％以下构成的组中的1种或2种以上。
[0183]根据该构成，可以获得强度更优异，或者耐腐蚀性或成形性也优异的高强度合金
[0184]此外，本发明另一个方面所涉及的高强度合金化熔融镀锌钢板的制造方法包括：
[0188]对冷轧所得的冷轧钢板进行加热，在Ac3点以上的温度区域保持11秒以上，将进行
了加热及保持的所述冷轧钢板以3℃/秒以上的平均冷却速度冷却至540～580℃的温度区
[0190]将实施熔融镀锌所得的熔融镀锌钢板加热至550℃以下的温度区域，从而进行所
[0191]将对所述熔融镀锌钢板进行合金化处理所得的合金化熔融镀锌钢板，以5℃/秒以
[0192]根据该构成，可以制造屈服强度为970MPa以上、抗拉强度为1470MPa以上且具有优
[0193]在上述构成的高强度合金化熔融镀锌钢板的制造方法中，还可以对进行了冷却的
[0194]根据该构成，可以制造屈服强度更优异的高强度合金化熔融镀锌钢板。
[0195]以下，例举实施例对本发明进行更具体的说明。但本发明并不受下述实施例的限
制，在能够符合前述及后述主旨的范围内可加以变更而实施，这些方案均包括在本发明的
[0198]浇铸钢液而制造了表1所示的化学成分组成(钢种：A、B、C、D、E、F、G、H、I、J)的板
坯。表1中，标有“＜”的数值分别表示低于测定极限。P、S、N、O是如上所述的不可避免的杂
质，P、S、N、O栏中示出的值表示不可避免地含有的量。表1中所示的化学成分组成的余部是
[0199]表1中还示出了各钢种的Ac3点和Ms点。Ac3点使用上述式(2)进行了计算，Ms点使
用上述式(3)进行了计算。在计算Ac3点和Ms点时，将未添加的元素和低于测定极限的元素
[0200]此外，表1中还示出了各钢种的“2×[Cr]‑[Si]”的值(表1中记载为“CS值”)。此处，
[Cr]和[Si]是板坯中该元素的含量(质量％)。在CS值为0.1以上的情况下，满足下述式(1)。
[0203]将钢种A～F、H～J的板坯加热至1250℃，将钢种G的板坯加热至1265～1275℃的温
度范围，实施热轧直至板厚成为2.0～3.0mm的范围，制成了热轧钢板。至于精轧完成时的热
轧钢板的温度，钢种A～F、H～J中为900℃，钢种G中为920℃。另外，热轧过程中的从精轧完
成到开始热轧钢板卷取的热轧钢板的平均冷却速度为10～30℃/秒。关于热轧钢板的卷取
开始温度而言，钢种A～F中为650℃，钢种G～J中为680℃，由此进行了热轧钢板卷材的卷取
[0204]对所得的热轧钢板进行酸洗后，组合进行表面磨削和冷轧，获得了板厚1.4～
1.6mm的冷轧钢板。此时，所有钢种的冷轧率(冷轧时的轧制率)都在10～60％的范围内。对
所得的钢种A～J的冷轧钢板进行表2所示的热处理No.1～14的热处理，制作了实验No.1～
18的钢板(钢板或合金化熔融镀锌钢板)。在热处理No.1～7、13、14中，热处理炉使用了实验
室模拟器，在热处理No.8～12中使用了实际设备。在实验No.11中，均热步骤(图1所示的步
骤(a))中的“从Ac3点到最高到达温度的时间”为10秒，该时间加上“从最高到达温度开始冷
却到Ac3点的时间”所得的“在Ac3点以上的温度区域的保持时间”小于11秒。
[0206]关于热处理No.1～7、13、14而言，在第2冷却步骤(图1中所示的步骤(c))后，未对
钢板进行熔融镀锌处理及合金化处理。关于热处理No.8～12而言，在第2冷却步骤后，对钢
[0207]对于实施了热处理No.1～7、13、14的钢板，在进行模拟熔融镀锌处理及合金化处
理(图1中所示的步骤(d))的热处理后进行了组织观察及机械特性评价。对于实施了热处理
No.8～12的钢板，在实施镀敷处理或指定的加工硬化处理(平整轧制)后进行了组织观察及
[0208]另外，对于实施了热处理No.1～7、13、14的钢板，在进行模拟熔融镀锌处理及合金
化处理的热处理后进行了组织观察及机械特性评价的理由在于：有无镀敷对钢板强度没有
[0210]对于如此获得的实验No.1～18的各钢板，依照下述顺序测定了各组织(马氏体、贝
氏体及残余奥氏体)的体积率、利用切断法测得的总长300μm中的板条个数、以及机械特性
[0212]根据本实施例的制造方法，在各钢板中，除马氏体、贝氏体及残余奥氏体以外的组
织(例如铁素体、珠光体)存在的可能性极低。因此，并未测定马氏体、贝氏体及残余奥氏体
以外的组织。以下，以残余奥氏体、贝氏体及马氏体的顺序，说明各组织的体积率的测定方
[0214]残余奥氏体的体积率如下所述地测定了。从热处理后的钢板(板厚1.4～1.6mm)切
出了20mmx20mm大小的试片。将该试片从表面磨削至板厚1/4处，采用化学研磨(实验No.8)
或电解研磨(实验No.16～18)对磨削面进行了研磨。对于研磨后的磨削面，利用X射线衍射
[0215]其中，关于一部分试片，根据其C含量或Si含量、或者第3冷却条件或第4冷却条件
下的热处理条件，假定其残余奥氏体的体积率为5％以下。因此，对于此种试片，并没有利用
X射线衍射法测定残余奥氏体的体积率。对于未测定残余奥氏体的体积率的钢板(实验No.1
[0217]贝氏体及马氏体的体积率可依照如下顺序进行了测定及算出。从热处理后的钢板
(板厚1.4～1.6mm)切出了20mm×20mm大小的试片。对该试片的平行于轧制方向的截面进行
研磨，并对研磨面实施了硝酸浸蚀液腐蚀。使用FE‑SEM拍摄了实施过硝酸浸蚀液腐蚀的研
磨面的板厚1/4处的组织照片(倍率为3000倍)。基于组织照片的晶粒颜色等，将组织分类为
贝氏体或马氏体，利用计点法测定了贝氏体及马氏体的面积率。具体而言，在所拍摄的FE‑
SEM图像上设置间隔3μm(照片上间隔9mm)的正交网格，将网格直角相交的点(网格点)上的
组织分类为贝氏体或马氏体。对100个网格点进行了组织分类，使用其结果算出了贝氏体的
[0218]图2是试片的平行于轧制方向的截面的，实施过硝酸浸蚀液腐蚀的研磨面的板厚
1/4处的组织的倍率为3000倍的扫描式电子显微镜照片的一例。图2中，呈现为黑色的组织
[0219]根据以上说明可知：在本实施例中，残余奥氏体的体积率、贝氏体及马氏体的面积
[0220]因此，在本实施例中，在确定贝氏体的体积率及马氏体的体积率时，进行了调整以
使残余奥氏体、贝氏体及马氏体的各体积率的合计成为100体积％。具体而言，自100体积％
减去了利用X射线衍射法测定的残余奥氏体的体积率(或残余奥氏体的体积率的假定值)，
将所得的数值视为贝氏体及马氏体的合计体积率。使用以计点法测定的贝氏体及马氏体的
各面积率，对该贝氏体及马氏体的合计体积率按比例进行了分配，将其作为贝氏体及马氏
[0224]总长300μm中的板条个数可以利用切断法来测定。切断法是通常的测定粒径的方
[0225]板条个数的测定是在钢板的平行于轧制方向的截面的板厚1/4处进行了。对钢板
的该截面进行了研磨，使用硝酸浸蚀液实施了腐蚀，使用FE‑SEM以倍率为3000倍拍摄了照
片。在所拍摄的FE‑SEM图像中，将白色且最长部分的长度为1μm以上的区域作为板条。图3是
利用切断法测量板条个数的状态的示意图。在所拍摄的FE‑SEM图像上，画出总长300μm的线所示那样测定了该线穿过板条的数目(与试验线交叉的板条个数)。将与总
长300μm的试验线交叉的板条个数称为“总长300μm中的板条个数”。将所测得的总长300μm
[0227]作为实施了热处理的钢板的机械特性，测定了抗拉强度TS及0.2％屈服强度σ。
定：与冷轧的轧制方向垂直的方向是试片的长度方向。实验No.11～15的测定条件基于
2241：2011。将测得的抗拉强度TS及0.2％屈服强度σ示于表3。在抗拉强
度TS为1470MPa以上且0.2％屈服强度σ为970MPa以上的情况下，将机械特性评价为合格。
[0229]关于抗LME开裂性而言，钢板的化学成分组成对其的影响较大，热处理的影响小于
化学成分组成。因此，抗LME开裂性可以通过化学成分组成来评价。在本实施例中，采用以下
对钢种A～F的冷轧钢板，以镀锌附着量成为50g/m的方式实施了电镀。将所得的
镀锌钢板加热到350℃，进行了镀锌的合金化处理。将所得的合金化镀锌钢板分别进行了切
[0231]图4是抗LME开裂性评价用试样的正面示意图。如图4所示，由所采集的2块试样1来
夹住低碳钢板2而制成了钢板组，将该3块钢板组的两端用夹具进行了固定。以下，分别将2
块试样1称为上板、下板。对固定的3块钢板组的中央实施电阻点焊，制作了抗LME开裂性评
价用试样。低碳钢板2使用了抗拉强度为270MPa、单侧镀敷附着量为55g/m、尺寸为0.75mm
×140mmx35mm的GA钢板(合金化熔融镀锌钢板)。钢种A～J各准备1个抗LME开裂性评价用试
[0249]由如此而制作的抗LME开裂性评价用试样，准备了LME开裂观察用试样。LME开裂观
察用试样以观察面成为通过焊接熔核直径的截面的方式进行了制作。使用光学显微镜以25
～100倍观察LME开裂观察用试样的上板及下板的表层部，调查了裂纹的有无。图5是LME开
裂观察用试样的光学显微镜照片的一例。如图5所示，将长度50μm以上的裂纹判断为焊接部
的LME开裂。基于各钢种的抗LME开裂性评价用试样的观察结果，将有裂纹的情况评价为×
(不合格)，将无裂纹的情况评价为○(良好)，将评价结果示于表4。钢种G的评价结果是推测
[0254]根据表2所示的结果，可以考察如下。实验No.2～4、8～10、12～18是使用满足本发
明中规定的化学成分组成的钢种(钢种B、C、F～J)，在适当的热处理条件下制造了钢板的实
施例。这些实施例的钢板中，适当地调整了金属组织中的各组织的比率及总长300μm中的板
条个数，抗拉强度TS为1470MPa以上、且0.2％屈服强度σ为970MPa以上，机械特性满足合
[0255]相对于此，实验No.1、5、6、11是不满足本发明中规定的必要条件中的至少一者的
[0256]实验No.5、11是不满足本发明中规定的总长300μm中的板条个数的例子。
[0257]实验No.5的钢板虽然在第1冷却步骤(b)中的到达温度低至150℃，金属组织满足
本发明的规定，但并不满足本发明中规定的总长300μm中的板条个数。因此，抗拉强度TS低，
[0258]实验No.11的钢板在均热步骤(a)中在Ac3点以上的温度区域的保持时间小于11
秒，总长300μm中的板条个数低于本发明的规定，而且，贝氏体等的体积率高于本发明的规
[0259]实验No.1、6是使用不满足本发明中规定的化学成分组成的钢种(表1的钢种A、D)
[0260]关于实验No.1的钢板而言，钢种A的Cr含量低于本发明的规定量，CS值小于0.1，不
满足式(1)。这导致淬火性不足，贝氏体等的体积率高于本发明的规定。因此，抗拉强度TS及
[0261]关于实验No.6的钢板而言，钢种D的Si含量高于本发明的规定量，CS值小于0.1，不
满足式(1)。这导致淬火性不足，贝氏体等的体积率高于本发明的规定。因此，抗拉强度TS及
[0262]另外，实验No.7的钢板虽然是使用了不满足本发明中规定的化学成分组成的钢种
[0264]如表4所示，满足本发明中规定的化学成分组成的钢种(钢种B、C、F～J)的钢板具
有优异的抗LME开裂性。因此，认为：使用了钢种B、C、F～J的实验No.2～4、8～10、12～18的
[0265]另一方面，CS值小于0.1且不满足式(1)的钢种A、Si含量高于本发明的规定量且不
满足式(1)的钢种D、Si含量高于本发明的规定量的钢种E的各钢板的抗LME开裂性差。因此，
认为：使用了钢种A、D、E的实验No.1、6、7的钢板的抗LME开裂性也差。
月1日申请的日本国专利申请特愿2021‑142112号为基础，其内容包含在本申请中。
[0267]为了表达本发明，上文中一边参照具体例等一边通过实施方式对本发明进行了适
当并充分的说明，但应该认识到本领域技术人员容易对上述实施方式进行变更合/或改良。
因此，本领域技术人员实施的变更实施方式或改良实施方式，只要是没有脱离权利要求书
中记载的权利要求的权利范围的水平，该变更实施方式或该改良实施方式可解释为被包含
[0269]本发明在涉及高强度合金化熔融镀锌钢板及其制造方法的技术领域中，具有广泛
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