JP2022077158A - 材質安定性に優れた溶融亜鉛系めっき鋼板の製造方法 - Google Patents
材質安定性に優れた溶融亜鉛系めっき鋼板の製造方法 Download PDFInfo
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- Coating With Molten Metal (AREA)
Abstract
【課題】スプリングバック特性の経時的な変動が抑えられる材質安定性に優れた溶融亜鉛系めっき鋼板を製造する。【解決手段】鋼板をＧＩ系またはＧＬ系のめっき浴で溶融めっきし、めっき層が凝固した後のめっき鋼板を、１８０℃以上に再加熱することなく、スキンパス圧延または／およびテンションレベラー処理することにより鋼板に転位を導入し、次いで、コイルに巻き取られた鋼板に対して、ＧＩ系では１８０～４１０℃×３時間以上、ＧＬ系では１８０～３７０℃×３時間以上の熱処理を施す。この熱処理で鋼板が完全に時効硬化されるので、製品のスプリングバック値は安定し、スプリングバック特性の経時的な変動が抑えられる。【選択図】図７
Description
この発明は、溶融亜鉛系めっき鋼板（いわゆる溶融Ａｌ－Ｚｎ系合金めっき鋼板を含む）の製造方法に関するものである。
合金化処理を施さない溶融亜鉛系めっき鋼板（いわゆる溶融Ａｌ－Ｚｎ系合金めっき鋼板を含む）を原板とした塗装鋼板は、主として、屋根、壁、シャッターなどに加工され、薄板建材として広く使用されている。
この溶融亜鉛系めっき鋼板の代表的なめっき成分としては、０．１～１１mass％のアルミニウム、５mass％以下のマグネシウム、１mass％未満のＮｉなどの添加元素を含有し、残部が亜鉛および不可避的不純物からなる溶融めっき（以下、ＧＩ系という）や、４０～７０mass％のアルミニウム、０．６～１５mass％のシリコン、２５mass％以下のマグネシウムなどを含有し、残部が亜鉛および不可避的不純物からなる溶融めっき（以下、ＧＬ系という）がある（例えば、特許文献１、２）。
この溶融亜鉛系めっき鋼板の代表的なめっき成分としては、０．１～１１mass％のアルミニウム、５mass％以下のマグネシウム、１mass％未満のＮｉなどの添加元素を含有し、残部が亜鉛および不可避的不純物からなる溶融めっき（以下、ＧＩ系という）や、４０～７０mass％のアルミニウム、０．６～１５mass％のシリコン、２５mass％以下のマグネシウムなどを含有し、残部が亜鉛および不可避的不純物からなる溶融めっき（以下、ＧＬ系という）がある（例えば、特許文献１、２）。
鋼板をプレス成形した場合に、鋼板内に発生する不均一な残留応力に起因した弾性回復変形であるスプリングバックが問題となるが、この分野でも、近年、塗装鋼板を薄板建材に加工した後に発生するスプリングバックが問題視されるようになってきている。特に、加工前の塗装鋼板単位で材質が変動する場合は、加工後製品の形状が安定しないという問題がある。
ここで、薄板のスプリングバックの測定方法について簡単に説明する。例えば、図１に示すようなスプリングバック測定装置を用い、鋼板から採取した幅２５ｍｍ、長さ１５０～２００ｍｍ（鋼板の長手方向）のサイズの試験片をクランプ部に挿入し、クランプねじおよび曲げローラ締付けねじを締付けることで装置にセットする。この状態で、ローラハンドルにより試験片をマンドレルに沿って１８０°回す。約３秒保持後、ローラハンドルを元の位置に速やかに戻し、試験片のスプリングバック角（１８０°曲げした後の戻り角度）目盛を読みとる。この値をスプリングバック量（ＳＢＶ）とする。
このスプリングバック測定装置を用い、本発明者らが製造した溶融亜鉛系めっき鋼板（塗装鋼板）のスプリングバック量を調査したところ、特定のめっき設備で得られためっき鋼板をベースとする塗装鋼板が、他のめっき設備で得られためっき鋼板をベースとする塗装鋼板に較べてスプリングバック特性（スプリングバック量）が経時的に大きく変動していること、すなわち、時効硬化現象が生じていることが判明した。
このスプリングバック測定装置を用い、本発明者らが製造した溶融亜鉛系めっき鋼板（塗装鋼板）のスプリングバック量を調査したところ、特定のめっき設備で得られためっき鋼板をベースとする塗装鋼板が、他のめっき設備で得られためっき鋼板をベースとする塗装鋼板に較べてスプリングバック特性（スプリングバック量）が経時的に大きく変動していること、すなわち、時効硬化現象が生じていることが判明した。
このように溶融亜鉛系めっき鋼板のスプリングバック特性が経時的に大きく変動すると、加工後製品の形状が安定しないという品質面での問題を生じるおそれがある。
したがって本発明の目的は、スプリングバック特性の経時的な変動が抑えられる材質安定性に優れた溶融亜鉛系めっき鋼板を製造することができる製造方法を提供することにある。
したがって本発明の目的は、スプリングバック特性の経時的な変動が抑えられる材質安定性に優れた溶融亜鉛系めっき鋼板を製造することができる製造方法を提供することにある。
本発明者らは、上記課題を解決すべく検討を重ねた結果、鋼板をＧＩ系またはＧＬ系の溶融めっき浴に浸漬して溶融めっきした後、溶融めっき浴から出てめっき層が凝固した後のめっき鋼板を、１８０℃以上に再加熱することなく、スキンパス圧延または／およびテンションレベラー処理することにより鋼板に転位を導入し、しかる後、コイルに巻き取られた鋼板に対して所定の条件で熱処理を施すことにより、スプリングバック特性の経時的な変動が抑えられる材質安定性に優れた溶融亜鉛系めっき鋼板が得られることを見出した。
本発明は、このような知見に基づきなされたもので、以下を要旨とするものである。
本発明は、このような知見に基づきなされたもので、以下を要旨とするものである。
［1］Ｃ含有量が０．０１～０．２０mass％の鋼板をＡｌ：０．１～１１mass％、Ｍｇ：０～５mass％を含有する溶融亜鉛系めっき浴に浸漬して溶融めっきし、溶融亜鉛系めっき浴から出てめっき層が凝固した後のめっき鋼板を、１８０℃以上に再加熱することなく、スキンパス圧延または／およびテンションレベラー処理することにより鋼板に転位を導入し、次いで、コイルに巻き取られた鋼板に対して、最高到達板温１８０～４１０℃に３時間以上保持した後、室温まで冷却する熱処理を施すことを特徴とする材質安定性に優れた溶融亜鉛系めっき鋼板の製造方法。
［2］上記［1］の製造方法において、溶融亜鉛系めっき浴が、Ａｌ：０．１～１１mass％、Ｍｇ：０～５mass％を含有し、残部が亜鉛および不可避的不純物からなることを特徴とする材質安定性に優れた溶融亜鉛系めっき鋼板の製造方法。
［3］上記［2］の製造方法において、溶融亜鉛系めっき浴が、さらに、Ｎｉ：１mass％未満、Ｃｅまたは／およびＬａを含むミッシュメタル（合計量）：１mass％未満の中から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする材質安定性に優れた溶融亜鉛系めっき鋼板の製造方法。
［2］上記［1］の製造方法において、溶融亜鉛系めっき浴が、Ａｌ：０．１～１１mass％、Ｍｇ：０～５mass％を含有し、残部が亜鉛および不可避的不純物からなることを特徴とする材質安定性に優れた溶融亜鉛系めっき鋼板の製造方法。
［3］上記［2］の製造方法において、溶融亜鉛系めっき浴が、さらに、Ｎｉ：１mass％未満、Ｃｅまたは／およびＬａを含むミッシュメタル（合計量）：１mass％未満の中から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする材質安定性に優れた溶融亜鉛系めっき鋼板の製造方法。
［4］上記［2］の製造方法において、溶融亜鉛系めっき浴が、さらに、Ｎｉ：０．００５～０．２mass％、Ｃｅまたは／およびＬａを含むミッシュメタル（合計量）：０．００５～０．０５mass％の中から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする材質安定性に優れた溶融亜鉛系めっき鋼板の製造方法。
［5］Ｃ含有量が０．０１～０．２０mass％の鋼板をＡｌ：４０～７０mass％、Ｓｉ：０．６～１５mass％、Ｍｇ：０～２５mass％を含有する溶融亜鉛系めっき浴に浸漬して溶融めっきし、溶融亜鉛系めっき浴から出てめっき層が凝固した後のめっき鋼板を、１８０℃以上に再加熱することなく、スキンパス圧延または／およびテンションレベラー処理することにより鋼板に転位を導入し、次いで、コイルに巻き取られた鋼板に対して、最高到達板温１８０～３７０℃に３時間以上保持した後、室温まで冷却する熱処理を施すことを特徴とする材質安定性に優れた溶融亜鉛系めっき鋼板の製造方法。
［5］Ｃ含有量が０．０１～０．２０mass％の鋼板をＡｌ：４０～７０mass％、Ｓｉ：０．６～１５mass％、Ｍｇ：０～２５mass％を含有する溶融亜鉛系めっき浴に浸漬して溶融めっきし、溶融亜鉛系めっき浴から出てめっき層が凝固した後のめっき鋼板を、１８０℃以上に再加熱することなく、スキンパス圧延または／およびテンションレベラー処理することにより鋼板に転位を導入し、次いで、コイルに巻き取られた鋼板に対して、最高到達板温１８０～３７０℃に３時間以上保持した後、室温まで冷却する熱処理を施すことを特徴とする材質安定性に優れた溶融亜鉛系めっき鋼板の製造方法。
［6］上記［5］の製造方法において、溶融亜鉛系めっき浴が、Ａｌ：４０～７０mass％、Ｓｉ：０．６～１５mass％、Ｍｇ：０～２５mass％を含有し、残部が亜鉛および不可避的不純物からなることを特徴とする材質安定性に優れた溶融亜鉛系めっき鋼板の製造方法。
［7］上記［6］の製造方法において、溶融亜鉛系めっき浴が、さらに、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｍｎ、Ｃａ、Ｖ、Ｔｉ、Ｂ、Ｍｏ、Ｓｎ、Ｚｒ、Ｓｒ、Ｌｉ、Ａｇの中から選ばれる１種以上を各元素１mass％未満で含有することを特徴とする材質安定性に優れた溶融亜鉛系めっき鋼板の製造方法。
［8］上記［1］～［7］のいずれかの製造方法において、溶融亜鉛系めっき浴を出ためっき鋼板の冷却過程において、３５０℃～２８０℃間の平均冷却速度が７０℃／秒以下であることを特徴とする材質安定性に優れた溶融亜鉛系めっき鋼板の製造方法。
［7］上記［6］の製造方法において、溶融亜鉛系めっき浴が、さらに、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｍｎ、Ｃａ、Ｖ、Ｔｉ、Ｂ、Ｍｏ、Ｓｎ、Ｚｒ、Ｓｒ、Ｌｉ、Ａｇの中から選ばれる１種以上を各元素１mass％未満で含有することを特徴とする材質安定性に優れた溶融亜鉛系めっき鋼板の製造方法。
［8］上記［1］～［7］のいずれかの製造方法において、溶融亜鉛系めっき浴を出ためっき鋼板の冷却過程において、３５０℃～２８０℃間の平均冷却速度が７０℃／秒以下であることを特徴とする材質安定性に優れた溶融亜鉛系めっき鋼板の製造方法。
［9］上記［1］～［7］のいずれかの製造方法において、溶融亜鉛系めっき浴を出ためっき鋼板の冷却過程において、３５０℃～２８０℃間の平均冷却速度が５０℃／秒以下であることを特徴とする材質安定性に優れた溶融亜鉛系めっき鋼板の製造方法。
［10］上記［1］～［9］のいずれかの製造方法において、スキンパス圧延または／およびテンションレベラー処理によるめっき鋼板のトータル伸び率を０．５％以上とすることを特徴とする材質安定性に優れた溶融亜鉛系めっき鋼板の製造方法。
［11］上記［1］～［10］のいずれかの製造方法において、鋼板が、Ｃ：０．０１～０．２０mass％、Ｓｉ：０～０．０４mass％、Ｍｎ：０～１．００mass％、Ａｌ：０～０．０８mass％、Ｂ：０～０．００２mass％、Ｐ：０．０４mass％以下、Ｓ：０．３０mass％以下、Ｎ：０．００７mass％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする材質安定性に優れた溶融亜鉛系めっき鋼板の製造方法。
［10］上記［1］～［9］のいずれかの製造方法において、スキンパス圧延または／およびテンションレベラー処理によるめっき鋼板のトータル伸び率を０．５％以上とすることを特徴とする材質安定性に優れた溶融亜鉛系めっき鋼板の製造方法。
［11］上記［1］～［10］のいずれかの製造方法において、鋼板が、Ｃ：０．０１～０．２０mass％、Ｓｉ：０～０．０４mass％、Ｍｎ：０～１．００mass％、Ａｌ：０～０．０８mass％、Ｂ：０～０．００２mass％、Ｐ：０．０４mass％以下、Ｓ：０．３０mass％以下、Ｎ：０．００７mass％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする材質安定性に優れた溶融亜鉛系めっき鋼板の製造方法。
［12］上記［1］～［11］のいずれかの製造方法で得られた溶融亜鉛系めっき鋼板の表面に化成処理皮膜を形成することを特徴とする材質安定性に優れた化成処理鋼板の製造方法。
［13］上記［1］～［11］のいずれかの製造方法で得られた溶融亜鉛系めっき鋼板の表面に化成処理皮膜を形成し、次いでその上層に単層または複層の塗膜を形成することを特徴とする材質安定性に優れた塗装鋼板の製造方法。
［14］上記［13］の製造方法において、塗膜を形成する工程では、下塗り塗装を行った後、最高到達板温１５０～２７０℃で１０～６０秒の焼付処理を行い、次いで、上塗り塗装を行った後、最高到達板温１５０～２８０℃で１５～９０秒の焼付処理を行うことを特徴とする材質安定性に優れた塗装鋼板の製造方法。
［13］上記［1］～［11］のいずれかの製造方法で得られた溶融亜鉛系めっき鋼板の表面に化成処理皮膜を形成し、次いでその上層に単層または複層の塗膜を形成することを特徴とする材質安定性に優れた塗装鋼板の製造方法。
［14］上記［13］の製造方法において、塗膜を形成する工程では、下塗り塗装を行った後、最高到達板温１５０～２７０℃で１０～６０秒の焼付処理を行い、次いで、上塗り塗装を行った後、最高到達板温１５０～２８０℃で１５～９０秒の焼付処理を行うことを特徴とする材質安定性に優れた塗装鋼板の製造方法。
本発明によれば、スプリングバック特性の経時的な変動が抑えられる材質安定性に優れた溶融亜鉛系めっき鋼板を安定して製造することができる。
低炭素鋼の冷延鋼板を下地鋼板として、以下のような塗装鋼板を製造し、それらについてスプリングバック再現実験を実施した。
（i）めっき設備Ａで得られたＧＩ系（Ａｌ：０．１５mass％、Ｍｇ：０mass％、残部が亜鉛および不可避的不純物）めっき鋼板を塗装設備で塗装し、ＧＩ系溶融めっき鋼板をベースとする塗装鋼板（以下「ＧＩ系ベース塗装鋼板」という）を製造した。
（ii）めっき設備Ｂで得られたＧＬ系（Ａｌ：５５mass％、Ｓｉ：１．６mass％、Ｍｇ：０mass％、残部が亜鉛および不可避的不純物）めっき鋼板を塗装設備で塗装し、ＧＬ系溶融めっき鋼板をベースとする塗装鋼板（以下「ＧＬ系ベース塗装鋼板」という）を製造した。
なお、塗装焼付は、下塗り塗装については最高到達板温２００℃×焼付時間２５秒、上塗り塗装については最高到達板温２３０℃×焼付時間３５秒とした。
（i）めっき設備Ａで得られたＧＩ系（Ａｌ：０．１５mass％、Ｍｇ：０mass％、残部が亜鉛および不可避的不純物）めっき鋼板を塗装設備で塗装し、ＧＩ系溶融めっき鋼板をベースとする塗装鋼板（以下「ＧＩ系ベース塗装鋼板」という）を製造した。
（ii）めっき設備Ｂで得られたＧＬ系（Ａｌ：５５mass％、Ｓｉ：１．６mass％、Ｍｇ：０mass％、残部が亜鉛および不可避的不純物）めっき鋼板を塗装設備で塗装し、ＧＬ系溶融めっき鋼板をベースとする塗装鋼板（以下「ＧＬ系ベース塗装鋼板」という）を製造した。
なお、塗装焼付は、下塗り塗装については最高到達板温２００℃×焼付時間２５秒、上塗り塗装については最高到達板温２３０℃×焼付時間３５秒とした。
上記（i）、（ii）の塗装鋼板に１００℃×１時間と１００℃×２時間の各条件で時効促進処理（時効硬化を促進させる処理）を施し、自然時効現象をシミュレートした。図２は、その結果を示すものであり、１００℃×１時間と１００℃×２時間の各時効促進処理後のスプリングバック量（ＳＢＶ）と時効促進処理前（初期）のスプリングバック量（ＳＢＶ）を示している。図２（a）はＧＩ系ベース塗装鋼板、図２（b）はＧＬ系ベース塗装鋼板の各結果を示している。
図２に示されるように、めっき設備Ａで製造しためっき鋼板をベースとするＧＩ系ベース塗装鋼板は、時効促進処理前後でスプリングバック量が安定しているのに対し、めっき設備Ｂで製造しためっき鋼板をベースとするＧＬ系ベース塗装鋼板は、時効促進処理前後でスプリングバック量が大きく変動していることが判明した。仮に、めっき設備ＡでＧＬ系が、めっき設備ＢでＧＩ系が製造できるのであれば、この原因がめっき設備の差異によるものか、めっき種類の差異によるものかを明らかにすることは容易であるが、製造可能なめっき種に関しては設備上の制約があり、この手法は選択できない。そこで、各塗装鋼板について、走査型透過電子顕微鏡（ＳＴＥＭ）を用いて鋼の内部を調査した。
図２に示されるように、めっき設備Ａで製造しためっき鋼板をベースとするＧＩ系ベース塗装鋼板は、時効促進処理前後でスプリングバック量が安定しているのに対し、めっき設備Ｂで製造しためっき鋼板をベースとするＧＬ系ベース塗装鋼板は、時効促進処理前後でスプリングバック量が大きく変動していることが判明した。仮に、めっき設備ＡでＧＬ系が、めっき設備ＢでＧＩ系が製造できるのであれば、この原因がめっき設備の差異によるものか、めっき種類の差異によるものかを明らかにすることは容易であるが、製造可能なめっき種に関しては設備上の制約があり、この手法は選択できない。そこで、各塗装鋼板について、走査型透過電子顕微鏡（ＳＴＥＭ）を用いて鋼の内部を調査した。
図３は、めっき設備Ａで製造しためっき鋼板をベースとするＧＩ系ベース塗装鋼板の鋼部分の板厚方向断面の顕微鏡拡大写真（ＳＴＥＭ明視野像、観察倍率１１５０００倍）、図４は、めっき設備Ｂで製造しためっき鋼板をベースとするＧＬ系ベース塗装鋼板の鋼部分の板厚方向断面の顕微鏡拡大写真（ＳＴＥＭ明視野像、観察倍率１１５０００倍）である。いずれも、線状に観察されるものは転位であり、粒状に観察されるものは炭化物である。図３に示されるめっき設備Ａで製造しためっき鋼板をベースとするＧＩ系ベース塗装鋼板では、結晶粒子（マトリックス）内に炭化物がほとんど存在しないこと、これに対して、図４に示されるめっき設備Ｂで製造しためっき鋼板をベースとするＧＬ系ベース塗装鋼板では、結晶粒子（マトリックス）内に炭化物が多く存在することが確認できる。
一般に、マトリックス内に固溶炭素が残留すると、その後、経時とともに固溶炭素が転位や結晶粒界といった安定析出サイトに移動し、転位の動きをピニング（固定）するため硬化し、スプリングバックも大きくなる。これが時効硬化現象である。
以上のことから、めっき設備Ａで製造しためっき鋼板をベースとするＧＩ系ベース塗装鋼板で時効硬化が小さく、めっき設備Ｂで製造しためっき鋼板をベースとするＧＬ系ベース塗装鋼板で時効硬化が大きかったのは、固溶炭素駆動力の差による最終固溶炭素残留量の違いに起因することを突き止めた。すなわち、高過飽和炭素濃度が高いＧＩ系ベース塗装鋼板の方がＧＬ系ベース塗装鋼板よりも固溶炭素駆動力が大きいので、塗装焼き付け処理時の固溶炭素の安定析出サイトへの移動が促進されるものと考えられる。
以上のことから、めっき設備Ａで製造しためっき鋼板をベースとするＧＩ系ベース塗装鋼板で時効硬化が小さく、めっき設備Ｂで製造しためっき鋼板をベースとするＧＬ系ベース塗装鋼板で時効硬化が大きかったのは、固溶炭素駆動力の差による最終固溶炭素残留量の違いに起因することを突き止めた。すなわち、高過飽和炭素濃度が高いＧＩ系ベース塗装鋼板の方がＧＬ系ベース塗装鋼板よりも固溶炭素駆動力が大きいので、塗装焼き付け処理時の固溶炭素の安定析出サイトへの移動が促進されるものと考えられる。
次に、めっき設備によって時効硬化に差が生じた原因を調査した。めっき後の冷却条件の違いが時効硬化に影響しているのではないかと推定し、鋼板がめっき浴を出てからの時間と鋼板温度との関係を調査した。その結果を図５に示す。これによれば、炭化物析出温度である４５０℃～２００℃の冷却過程のうち、特に影響の大きい３５０℃～２８０℃の温度域において、ＧＩ系（めっき設備Ａ）は７０～８０℃／秒の急冷であるに対して、ＧＬ系（めっき設備Ｂ）は２０℃／秒程度の緩冷となっていることが判明した。
これらを勘案すると、鋼板がめっき浴を出た後の冷却過程において、ＧＩ系（めっき設備Ａ）ではめっき後に固溶炭素が多くなるが、炭化物が析出するためのエネルギーは高く、スキンパス圧延で転位が導入された後、塗装設備中の焼付熱処理で炭化物の転位への析出が促進され、マトリックス中の固溶炭素は減少し、時効硬化が減少したものと考えられる。一方、ＧＬ系（めっき設備Ｂ）では、炭水化物の転位への析出が遅いと考えられる。最終プロセスである塗装焼付工程およびその後の室温時効により、時効硬化が進んだと考えると、一連の現象を説明することができる。
以上の結果を踏まえ、めっき設備Ｂの冷却速度を高くすべく設備改造を検討したが、冷却設備は大型の設備であり、高額な設備改造費用が必要であることから、断念せざるを得なかった。そこで、設備改造をすることなく、スプリングバックを安定化させる方法を検討した。スプリングバックは大きい場合も小さい場合も、一定でありさえすれば、これを織り込んだ加工条件に調整し、加工後製品の形状を安定化することが可能であることに着目した。すなわち、塗装鋼板製品を出荷する前に完全に時効硬化させてしまえば、スプリングバック値は安定し、顧客の加工条件調整と組合せることにより安定した薄板建材加工商品を製造することが可能である。
このような着想の下に検討を進めた結果、鋼板をＧＩ系またはＧＬ系の溶融めっき浴に浸漬して溶融めっきした後、溶融めっき浴から出てめっき層が凝固した後のめっき鋼板を、１８０℃以上に再加熱することなく、スキンパス圧延または／およびテンションレベラー処理することにより鋼板に転位を導入し、しかる後、コイルに巻き取られた鋼板に対して所定の条件で熱処理を施すこと、具体的には、ＧＩ系の場合には最高到達板温１８０℃～４１０℃に３時間以上保持した後、室温まで冷却する熱処理を施すこと、ＧＬ系の場合には最高到達板温１８０℃～３７０℃に３時間以上保持した後、室温まで冷却する熱処理を施すことにより、スプリングバック特性の経時的な変動が抑えられる材質安定性に優れた溶融亜鉛系めっき鋼板を安定して製造することができることが判った。
以下、本発明の製造方法の詳細を説明する。
ＧＩ系を製造する場合の溶融亜鉛系めっき浴の組成は、Ａｌ：０．１～１１mass％、Ｍｇ：０～５mass％（無添加の場合を含む）を含有し、必要に応じてさらに、Ｎｉ：１mass％未満、Ｃｅまたは／およびＬａを含むミッシュメタル（合計量）：１mass％未満の中から選ばれる１種以上を含有し、残部が亜鉛および不可避的不純物からなる。
Ａｌが０．１mass％未満では、めっき層－素地鋼板界面にＦｅ－Ｚｎ系合金層が厚く形成し、加工時にめっき層の剥離を誘発するため、めっき密着性が低下する。一方、Ａｌが１１mass％を超えると、ＺｎとＡｌの共晶組織が得られず、Ａｌリッチ層が増加して犠牲防食作用が低下するので端面部の耐食性が劣る。
Ｍｇは、耐食性向上のために必要に応じて添加されるが、Ｍｇが５mass％を超えるとめっき浴中の酸化マグネシウム系ドロスが発生しやすくなる。なお、上記のようなＭｇの添加効果を得るには、その添加量は０．１mass％以上とすることが好ましい。
ＧＩ系を製造する場合の溶融亜鉛系めっき浴の組成は、Ａｌ：０．１～１１mass％、Ｍｇ：０～５mass％（無添加の場合を含む）を含有し、必要に応じてさらに、Ｎｉ：１mass％未満、Ｃｅまたは／およびＬａを含むミッシュメタル（合計量）：１mass％未満の中から選ばれる１種以上を含有し、残部が亜鉛および不可避的不純物からなる。
Ａｌが０．１mass％未満では、めっき層－素地鋼板界面にＦｅ－Ｚｎ系合金層が厚く形成し、加工時にめっき層の剥離を誘発するため、めっき密着性が低下する。一方、Ａｌが１１mass％を超えると、ＺｎとＡｌの共晶組織が得られず、Ａｌリッチ層が増加して犠牲防食作用が低下するので端面部の耐食性が劣る。
Ｍｇは、耐食性向上のために必要に応じて添加されるが、Ｍｇが５mass％を超えるとめっき浴中の酸化マグネシウム系ドロスが発生しやすくなる。なお、上記のようなＭｇの添加効果を得るには、その添加量は０．１mass％以上とすることが好ましい。
Ｎｉは、１mass％未満の範囲で適量添加することにより耐黒変性が向上するが、１mass％以上ではＮｉを含有するＡｌ－Ｍｇ系ドロスが生じ、めっき外観を損なう。また、このような観点から、Ｎｉの好ましい添加量は０．００５～０．２mass％である。
Ｃｅまたは／およびＬａを含むミッシュメタルは、１mass％未満（合計量）の範囲で適量添加することによりめっき浴の流動性を高めて、めっき表面を平滑化する効果が得られるが、１mass％以上ではめっき浴中に未溶解浮遊物として存在するようになり、これがめっき鋼板に付着してめっき外観を損なう。また、このような観点から、Ｃｅまたは／およびＬａを含むミッシュメタルの好ましい添加量（合計量）は０．００５～０．０５mass％である。
Ｃｅまたは／およびＬａを含むミッシュメタルは、１mass％未満（合計量）の範囲で適量添加することによりめっき浴の流動性を高めて、めっき表面を平滑化する効果が得られるが、１mass％以上ではめっき浴中に未溶解浮遊物として存在するようになり、これがめっき鋼板に付着してめっき外観を損なう。また、このような観点から、Ｃｅまたは／およびＬａを含むミッシュメタルの好ましい添加量（合計量）は０．００５～０．０５mass％である。
一方、ＧＬ系を製造する場合の溶融亜鉛系めっき浴の組成は、Ａｌ：４０～７０mass％、Ｓｉ：０．６～１５mass％、Ｍｇ：０～２５mass％（無添加の場合を含む）を含有し、必要に応じてさらに、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｍｎ、Ｃａ、Ｖ、Ｔｉ、Ｂ、Ｍｏ、Ｓｎ、Ｚｒ、Ｓｒ、Ｌｉ、Ａｇの中から選ばれる１種以上を各元素１mass％未満で含有し、残部が亜鉛および不可避的不純物からなる。
Ａｌが４０mass％未満では、Ａｌによる耐食性の向上効果が十分に得られない。一方、Ａｌが７０mass％を超えるとＺｎが不足するため、Ｚｎによる犠牲防食機能が低下する。
Ｓｉは、界面合金層の生成を抑制するために添加されるが、Ｓｉが０．６mass％未満では、Ｓｉ添加による界面合金層の生成抑制効果が十分に得られないため加工性が低下する。一方、Ｓｉ含有量が１５mass％を超えた場合も耐食性が劣化する。さらに、より高いレベルで界面合金層の成長抑制および耐食性の向上を実現するには、Ｓｉ含有量を１．０～５mass％とすることが好ましい。
Ａｌが４０mass％未満では、Ａｌによる耐食性の向上効果が十分に得られない。一方、Ａｌが７０mass％を超えるとＺｎが不足するため、Ｚｎによる犠牲防食機能が低下する。
Ｓｉは、界面合金層の生成を抑制するために添加されるが、Ｓｉが０．６mass％未満では、Ｓｉ添加による界面合金層の生成抑制効果が十分に得られないため加工性が低下する。一方、Ｓｉ含有量が１５mass％を超えた場合も耐食性が劣化する。さらに、より高いレベルで界面合金層の成長抑制および耐食性の向上を実現するには、Ｓｉ含有量を１．０～５mass％とすることが好ましい。
Ｍｇは、耐食性向上のために必要に応じて添加されるが、Ｍｇが２５mass％を超えると耐食性の向上効果が飽和することに加え、製造コストの上昇とめっき浴中の酸化マグネシウム系ドロスの発生が顕著となる。なお、上記のようなＭｇの添加効果を得るには、その添加量は０．１mass％以上とすることが好ましい。また、より高いレベルで耐食性の向上、製造コストの低減およびドロスの抑制を実現するためには、Ｍｇの含有量を１０mass％以下とすることが好ましく、５mass％以下とすることがより好ましい。
Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｍｎ、Ｃａ、Ｖ、Ｔｉ、Ｂ、Ｍｏ、Ｓｎ、Ｚｒ、Ｓｒ、Ｌｉ、Ａｇは、溶融Ａｌ－Ｚｎ系合金めっきにおける腐食生成物の安定化元素として知られており、これら元素の１種以上を各々１mass％未満の範囲で適量添加すれば、本発明の効果を阻害することなく、腐食生成物の安定化効果により、さらなる耐食性向上が期待できる。
Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｍｎ、Ｃａ、Ｖ、Ｔｉ、Ｂ、Ｍｏ、Ｓｎ、Ｚｒ、Ｓｒ、Ｌｉ、Ａｇは、溶融Ａｌ－Ｚｎ系合金めっきにおける腐食生成物の安定化元素として知られており、これら元素の１種以上を各々１mass％未満の範囲で適量添加すれば、本発明の効果を阻害することなく、腐食生成物の安定化効果により、さらなる耐食性向上が期待できる。
鋼板は上述した溶融亜鉛系めっき浴に浸漬されて溶融めっきが施された後、めっき浴から出て冷却され、めっき層が凝固する。
図６に示すように、炭化物（Ｆｅ３Ｃ）析出域である４５０℃～２００℃での冷却速度が速い場合はＦｅ３Ｃを主体とした炭化物は析出せず、遅い場合はＦｅ３Ｃを主体とした炭化物が析出する。この結果、冷却速度が速い場合は、結晶粒内の固溶炭素は過飽和状態となり、後の塗装鋼板の焼付工程で炭化物として析出する駆動エネルギーを保持したままとなるので、本来的にスプリングバック特性の変動は小さくなる。したがって、本発明は４５０℃～２００℃での冷却速度が遅い場合、具体的には平均冷却速度が７０℃／秒以下（特に５０℃／秒以下の緩冷却）の場合に効果を発揮しやすい。但し、急速冷却したとしても、時効硬化がゼロになるわけではないので、本発明は有効である。
また、３５０℃～２８０℃の温度域はＦｅ３Ｃ析出時間が最も短くなる領域であるので、本発明は、特に３５０℃～２８０℃の平均冷却速度が７０℃／秒以下の場合、とりわけ５０℃／秒以下の緩冷却の場合に大きな効果を発揮する。
図６に示すように、炭化物（Ｆｅ３Ｃ）析出域である４５０℃～２００℃での冷却速度が速い場合はＦｅ３Ｃを主体とした炭化物は析出せず、遅い場合はＦｅ３Ｃを主体とした炭化物が析出する。この結果、冷却速度が速い場合は、結晶粒内の固溶炭素は過飽和状態となり、後の塗装鋼板の焼付工程で炭化物として析出する駆動エネルギーを保持したままとなるので、本来的にスプリングバック特性の変動は小さくなる。したがって、本発明は４５０℃～２００℃での冷却速度が遅い場合、具体的には平均冷却速度が７０℃／秒以下（特に５０℃／秒以下の緩冷却）の場合に効果を発揮しやすい。但し、急速冷却したとしても、時効硬化がゼロになるわけではないので、本発明は有効である。
また、３５０℃～２８０℃の温度域はＦｅ３Ｃ析出時間が最も短くなる領域であるので、本発明は、特に３５０℃～２８０℃の平均冷却速度が７０℃／秒以下の場合、とりわけ５０℃／秒以下の緩冷却の場合に大きな効果を発揮する。
次いで、めっき鋼板（めっき層が凝固した後のめっき鋼板）を、１８０℃以上に再加熱することなく、スキンパス圧延または／およびテンションレベラー処理することにより鋼板に歪を与え、転位を導入する。炭素が過飽和のまま、鋼板に歪を与えた後、時効硬化処理を行うと、析出サイトである転位に炭化物が析出するために完全時効に有利である。したがって、本発明の効果を十分に得るには、めっき層が凝固した後のめっき鋼板のスキンパス圧延または／およびテンションレベラー処理前には、１８０℃（時効開始温度）以上に鋼板を加熱しないことが必要である。
スキンパス圧延または／およびテンションレベラー処理は、通常の溶融めっきラインに設置されている設備を利用して実施することができる。一般にスキンパス圧延は、鋼板の表面性状や形状の向上を図るとともに、加工時のストレッチャーストレインを抑えるために施される低伸び率の圧延であり、その後、必要に応じて鋼板の平坦度向上のためテンションレベラー処理がなされる。本発明のスキンパス圧延およびテンションレベラー処理は、このような従来設備を用いてオンライン処理を行うことができるが、オフラインで同様の処理を行ってもよい。
本発明では、所定の伸び率や歪を導入できるのであれば、スキンパス圧延のみ、テンションレベラー処理のみ、スキンパス圧延およびテンションレベラー処理のいずれを選択してもよい。
本発明では、所定の伸び率や歪を導入できるのであれば、スキンパス圧延のみ、テンションレベラー処理のみ、スキンパス圧延およびテンションレベラー処理のいずれを選択してもよい。
図７は、めっき鋼板をスキンパス圧延または／およびテンションレベラー処理した後、時効促進処理（１００℃×１時間、１００℃×２時間）した際に、スキンパス圧延または／およびテンションレベラー処理によるトータル伸び率によって時効促進処理後のスプリングバック量（ＳＢＶ）の上昇量がどのように変化するかを調査したものである。この試験では、供試材（鋼板）の鋼成分（mass％）が０．０４７％Ｃ－０．２３％Ｍｎ－０．０２８％sol.Ａｌ－０．００３３％Ｎであり、この鋼板に対してめっき設備ＢでＧＬ系めっきを施した後、トータル伸び率を０．３％～２．４％とするスキンパス圧延または／およびテンションレベラー処理を行った。次いで、下塗り塗装を施して２００℃×３０秒で焼き付けた後、上塗り塗装を施して２３０℃×３０秒で焼き付けた。この塗装鋼板に１００℃×１時間、１００℃×２時間の各条件で時効促進処理を施した。図１のスプリングバック試験装置を用いて、時効促進処理の実施前後の鋼板のスプリングバック量を測定し、スプリングバック量（ＳＢＶ）の上昇量（＝［時効促進処理後のスプリングバック量］－［時効促進処理前のスプリングバック量］）を調べた。各条件での試験はＮ数＝２であり、図７のスプリングバック量の上昇量はＮ数＝２の平均値である。
図７によれば、スキンパス圧延または／およびテンションレベラー処理によるトータル伸び率が比較的低い場合でも転位は導入できるため、本発明の効果は得られるが、伸び率が１％以上となると効果は大きくなり、特に、伸び率が１．５％以上になると効果が顕著になる。このため、スキンパス圧延または／およびテンションレベラー処理によるトータル伸び率は０．５％以上が好ましく、１．０％以上がより好ましく、１．５％が特に好ましい。
次いで、上記のようにスキンパス圧延または／およびテンションレベラー処理で転位を導入しためっき鋼板を熱処理する。加熱処理の方法は特に限定するものではないが、例えば、めっき鋼板をコイルに巻き取った後、オフラインにおいてバッチ式の加熱炉にて加熱処理をする方法などが挙げられる。この熱処理では炭素の拡散速度が十分に高いことが必要であり、このため熱処理温度は最高到達板温で１８０℃以上とする必要がある。一方、熱処理温度が高くなり過ぎると、過飽和固溶炭素の減少に伴う熱力学的駆動力の低下に加え、めっき鋼板の層間密着が起こるおそれがあるので、熱処理温度はめっき金属の完全凝固温度未満とする必要がある。このため、ＧＩ系の場合には４１０℃以下（完全凝固点：４１９℃）、ＧＬ系の場合には３７０℃以下（完全凝固点：３８１℃）とする。また、炭素の拡散を十分に確保するため、熱処理時間は３時間以上とする。したがって、本発明では、コイルに巻き取られた鋼板に対して、ＧＩ系の場合には最高到達板温１８０～４１０℃に３時間以上保持した後、室温まで冷却する熱処理を施し、ＧＬ系の場合には最高到達板温１８０～３７０℃（好ましくは１８０～２５０℃）に３時間以上保持した後、室温まで冷却する熱処理を施す。ここで、熱処理時間とは、コイル中で最も温度が低い部分が１８０℃以上となる時間を指す。
以上のような製造工程を経て溶融亜鉛系めっき鋼板が得られる。
以上のような製造工程を経て溶融亜鉛系めっき鋼板が得られる。
本発明で製造された溶融亜鉛めっき系鋼板は、通常、その表面に化成処理皮膜が形成されて化成処理鋼板として使用され、或いは、その表面に化成処理皮膜が形成され、さらにその上層に単層または複層の塗膜を形成されて塗装鋼板として使用される。
化成処理鋼板における化成処理皮膜は、例えば、めっき鋼板にクロメート処理液またはクロムフリー化成処理液を塗布し、水洗することなく、８０～３００℃（鋼板温度）で乾燥処理を行うクロメート処理またはクロメートフリー化成処理により形成することができる。化成処理皮膜は、単層でも複層でもよく、複層の場合には化成処理を順次行えばよい。
化成処理鋼板における化成処理皮膜は、例えば、めっき鋼板にクロメート処理液またはクロムフリー化成処理液を塗布し、水洗することなく、８０～３００℃（鋼板温度）で乾燥処理を行うクロメート処理またはクロメートフリー化成処理により形成することができる。化成処理皮膜は、単層でも複層でもよく、複層の場合には化成処理を順次行えばよい。
塗装鋼板を製造する場合には、化成処理されためっき鋼板に対して、塗装ラインで塗装及び焼付処理が行われる。下地となる化成処理皮膜は上述した通りである。複層の塗膜としては、例えば、主剤樹脂の成分が異なる下塗り塗膜と上塗り塗膜が形成される。塗膜の形成方法としては、ロールコーター塗装、カーテンフロー塗装、スプレー塗装などが挙げられる。有機樹脂を含有する塗料を塗装した後、熱風乾燥、赤外線加熱、誘導加熱などの手段により加熱乾燥して塗膜を形成することができる。この塗装プロセスでの焼付条件は、塗料の種類により決められるが、通常、下塗り塗装の場合には最高到達板温１５０～２７０℃で１０～６０秒、上塗り塗装の場合には最高到達温度１５０～２８０℃で１５～９０秒である。
本発明で製造される溶融亜鉛系めっき鋼板は、すでに、熱処理にて時効硬化処理がなされており、上記焼付温度は炭化物が再固溶する温度領域ではないため、時効硬化が問題となることもない。また、多くの塗装ラインは塗料焼付炉の後にレベラー設備を有しているが、このレベラーを使用しても、固溶炭素量に影響を与える訳ではないので、本発明の効果を減じることはない。
本発明で製造される溶融亜鉛系めっき鋼板は、すでに、熱処理にて時効硬化処理がなされており、上記焼付温度は炭化物が再固溶する温度領域ではないため、時効硬化が問題となることもない。また、多くの塗装ラインは塗料焼付炉の後にレベラー設備を有しているが、このレベラーを使用しても、固溶炭素量に影響を与える訳ではないので、本発明の効果を減じることはない。
次に、本発明で用いるめっき用鋼板の成分組成について説明する。
本発明は炭化物析出挙動を制御するものであり、極低炭素鋼（Ｃ含有量：０．０１mass％未満）では効果を発揮しないため、めっき用鋼板としては、Ｃ含有量が０．０１mass％以上の鋼板を用いる必要がある。また、加工性を考慮して、鋼板のＣ含有量の上限は０．２０mass％とする。
また、本発明において製造される溶融亜鉛系めっき鋼板は、特に薄板建材用塗装鋼板の下地めっき鋼板として好適なものであり、この場合、薄板建材に一般的に適用される化学成分をもつ原板（鋼板）を用いることができる。この鋼板の具体的な化学成分としては、mass％で、Ｃ：０．０１～０．２０％、Ｓｉ：０～０．０４％、Ｍｎ：０～１．００％、Ａｌ：０～０．０８％、Ｂ：０～０．００２％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．３０％以下、Ｎ：０．００７％以下が好ましい。残部はＦｅおよび不純物である。
本発明は炭化物析出挙動を制御するものであり、極低炭素鋼（Ｃ含有量：０．０１mass％未満）では効果を発揮しないため、めっき用鋼板としては、Ｃ含有量が０．０１mass％以上の鋼板を用いる必要がある。また、加工性を考慮して、鋼板のＣ含有量の上限は０．２０mass％とする。
また、本発明において製造される溶融亜鉛系めっき鋼板は、特に薄板建材用塗装鋼板の下地めっき鋼板として好適なものであり、この場合、薄板建材に一般的に適用される化学成分をもつ原板（鋼板）を用いることができる。この鋼板の具体的な化学成分としては、mass％で、Ｃ：０．０１～０．２０％、Ｓｉ：０～０．０４％、Ｍｎ：０～１．００％、Ａｌ：０～０．０８％、Ｂ：０～０．００２％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．３０％以下、Ｎ：０．００７％以下が好ましい。残部はＦｅおよび不純物である。
Ｃは、上述した理由で０．０１～０．２０％が好ましい。
Ｓｉ、Ｍｎは、高強度が要求されない場合には添加量は少ない方がよいため、下限は０％とする。一方、高強度が要求される場合、固溶強化元素として添加することが好ましいが、薄板建材を対象とする場合には、Ｓｉよりもコストが安いＭｎを使用することが好ましい。また、Ｓｉはめっき密着性を劣化させるために、添加量は抑制することが好ましい。これらの元素は炭化物の析出に影響を与えるものではないが、経済的な工業生産の観点から、Ｓｉは０．０４％、Ｍｎは１．００％をそれぞれ上限とすることが好ましい。
Ｓｉ、Ｍｎは、高強度が要求されない場合には添加量は少ない方がよいため、下限は０％とする。一方、高強度が要求される場合、固溶強化元素として添加することが好ましいが、薄板建材を対象とする場合には、Ｓｉよりもコストが安いＭｎを使用することが好ましい。また、Ｓｉはめっき密着性を劣化させるために、添加量は抑制することが好ましい。これらの元素は炭化物の析出に影響を与えるものではないが、経済的な工業生産の観点から、Ｓｉは０．０４％、Ｍｎは１．００％をそれぞれ上限とすることが好ましい。
ＡｌやＢは、Ｎと結合してＡｌＮやＢＮを形成しやすく、このようにＮと結合した場合は、Ｎによる時効硬化変化を抑制することができる。経済的な工業生産の観点から、Ａｌは０～０．０８％、Ｂは０～０．００２％とすることが好ましい。
Ｐは、粒界に偏析して脆化の原因となるため、できるだけ少ないことが好ましいが、経済的な工業生産の観点から０．０４％を上限とすることが好ましい。
Ｓも、脆化の原因となるため、できるだけ少ないことが求められるが、経済的な工業生産の観点から０．３０％を上限とすることが好ましい。
Ｎは、Ｃと同じく侵入型固溶であり、Ｃよりも経時的に時効硬化の変化を起こしやすいため、できるだけ少ないことが好ましいが、経済的な工業生産の観点から０．００７％を上限とすることが好ましい。
Ｐは、粒界に偏析して脆化の原因となるため、できるだけ少ないことが好ましいが、経済的な工業生産の観点から０．０４％を上限とすることが好ましい。
Ｓも、脆化の原因となるため、できるだけ少ないことが求められるが、経済的な工業生産の観点から０．３０％を上限とすることが好ましい。
Ｎは、Ｃと同じく侵入型固溶であり、Ｃよりも経時的に時効硬化の変化を起こしやすいため、できるだけ少ないことが好ましいが、経済的な工業生産の観点から０．００７％を上限とすることが好ましい。
［実施例１］
鋼成分が、Ｃ：０．０７５mass％、Ｓｉ：０．０１５mass％、Ｍｎ：０．５mass％、Ａｌ：０．０２５mass％、Ｂ：０.０００１mass％、Ｐ：０．０１３mass％、Ｓ：０．０１５mass％、Ｎ：０．００２mass％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼板に、めっき設備Ｂにおいて、めっき浴組成がＡｌ：５５mass％、Ｓｉ：１．６mass％、Ｍｇ：０mass％の溶融亜鉛系めっき浴にてＧＬ系めっきを施し、めっき層が凝固した後のめっき鋼板に伸び率０．６％のスキンパス圧延および伸び率０．２％のテンションレベラー処理を施して鋼板に転位を導入し、次いで、コイルに巻き取られた鋼板に対して、本発明条件に従い最高到達板温２００℃で１８０℃以上に３～４８時間保持した後、室温まで冷却するバッチ式熱処理を施し、溶融亜鉛系めっき鋼板を製造した。
鋼成分が、Ｃ：０．０７５mass％、Ｓｉ：０．０１５mass％、Ｍｎ：０．５mass％、Ａｌ：０．０２５mass％、Ｂ：０.０００１mass％、Ｐ：０．０１３mass％、Ｓ：０．０１５mass％、Ｎ：０．００２mass％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼板に、めっき設備Ｂにおいて、めっき浴組成がＡｌ：５５mass％、Ｓｉ：１．６mass％、Ｍｇ：０mass％の溶融亜鉛系めっき浴にてＧＬ系めっきを施し、めっき層が凝固した後のめっき鋼板に伸び率０．６％のスキンパス圧延および伸び率０．２％のテンションレベラー処理を施して鋼板に転位を導入し、次いで、コイルに巻き取られた鋼板に対して、本発明条件に従い最高到達板温２００℃で１８０℃以上に３～４８時間保持した後、室温まで冷却するバッチ式熱処理を施し、溶融亜鉛系めっき鋼板を製造した。
この溶融亜鉛系めっき鋼板にクロメート系化成処理を施し、次いで、エポキシ樹脂系の下塗り塗装を施して２００℃×２５秒で焼き付けし、さらにメラミン硬化ポリエステル系の上塗り塗装を施して２３０℃×３５秒で焼き付け、供試材を作成した。この供試材に、１００℃×１時間、１００℃×２時間の各条件で時効促進処理を行った。図１のスプリングバック試験装置を用いて、時効促進処理の実施前後の供試材のスプリングバック量（ＳＢＶ）を測定し、スプリングバック量（ＳＢＶ）の上昇量を調べた。その結果を図８および図９に示す。図８は各供試材の時効促進処理前（初期）と各条件での時効促進処理後のスプリングバック（ＳＢＶ）量を、図９は各供試材のスプリングバック量（ＳＢＶ）の上昇量（＝［時効促進処理後のスプリングバック量］－［時効促進処理前のスプリングバック量］）を、それぞれ示している。なお、各条件での試験はＮ数＝２であり、図８および図９のスプリングバック量（ＳＢＶ）およびスプリングバック量（ＳＢＶ）の上昇量はＮ数＝２の平均値である。
以上の製造例は、いずれも本発明条件を満足するものであり、図８によれば、スプリングバック量（ＳＢＶ）はいずれも目標値である３４～４０度の範囲内である。また、図９によれば、従来例では図２に示すように５度程度であったスプリングバック量（ＳＢＶ）の上昇量が２度以下に抑えられている。
以上の製造例は、いずれも本発明条件を満足するものであり、図８によれば、スプリングバック量（ＳＢＶ）はいずれも目標値である３４～４０度の範囲内である。また、図９によれば、従来例では図２に示すように５度程度であったスプリングバック量（ＳＢＶ）の上昇量が２度以下に抑えられている。
［実施例２］
実施例１と同様の成分組成の鋼板に、めっき設備Ｂにおいて、めっき浴組成がＡｌ：５５mass％、Ｓｉ：１．６mass％、Ｍｇ：０mass％の溶融亜鉛系めっき浴にてＧＬ系めっきを施し、めっき層が凝固した後のめっき鋼板に伸び率１．４％のスキンパス圧延および伸び率０．２％のテンションレベラー処理を施して鋼板に転位を導入し、次いで、コイルに巻き取られた鋼板に対して、本発明条件に従い最高到達板温２００℃で１８０℃以上に３～４８時間保持した後、室温まで冷却するバッチ式熱処理を施し、溶融亜鉛系めっき鋼板を製造した。
実施例１と同様の成分組成の鋼板に、めっき設備Ｂにおいて、めっき浴組成がＡｌ：５５mass％、Ｓｉ：１．６mass％、Ｍｇ：０mass％の溶融亜鉛系めっき浴にてＧＬ系めっきを施し、めっき層が凝固した後のめっき鋼板に伸び率１．４％のスキンパス圧延および伸び率０．２％のテンションレベラー処理を施して鋼板に転位を導入し、次いで、コイルに巻き取られた鋼板に対して、本発明条件に従い最高到達板温２００℃で１８０℃以上に３～４８時間保持した後、室温まで冷却するバッチ式熱処理を施し、溶融亜鉛系めっき鋼板を製造した。
この溶融亜鉛系めっき鋼板にクロメート系化成処理を施し、次いで、エポキシ樹脂系の下塗り塗装を施して２００℃×２５秒で焼き付けし、さらにメラミン硬化ポリエステル系の上塗り塗装を施して２３０℃×３５秒で焼き付け、供試材を作成した。この供試材に、１００℃×１時間、１００℃×２時間の各条件で時効促進処理を行った。図１のスプリングバック試験装置を用いて、時効促進処理の実施前後の供試材のスプリングバック量（ＳＢＶ）を測定し、スプリングバック量（ＳＢＶ）の上昇量を調べた。その結果を図１０および図１１に示す。図１０は各供試材の時効促進処理前（初期）と各条件での時効促進処理後のスプリングバック（ＳＢＶ）量を、図１１は各供試材のスプリングバック量（ＳＢＶ）の上昇量（＝［時効促進処理後のスプリングバック量］－［時効促進処理前のスプリングバック量］）を、それぞれ示している。なお、各条件での試験はＮ数＝２であり、図１０および図１１のスプリングバック量（ＳＢＶ）およびスプリングバック量（ＳＢＶ）の上昇量はＮ数＝２の平均値である。
以上の製造例は、いずれも本発明条件を満足するものであり、図１０によれば、スプリングバック量（ＳＢＶ）はいずれも目標値である３４～４０度の範囲内である。また、図１１によれば、従来例では図２に示すように５度程度であったスプリングバック量（ＳＢＶ）の上昇量が２度以下に抑えられている。
以上の製造例は、いずれも本発明条件を満足するものであり、図１０によれば、スプリングバック量（ＳＢＶ）はいずれも目標値である３４～４０度の範囲内である。また、図１１によれば、従来例では図２に示すように５度程度であったスプリングバック量（ＳＢＶ）の上昇量が２度以下に抑えられている。
Claims (14)
- Ｃ含有量が０．０１～０．２０mass％の鋼板をＡｌ：０．１～１１mass％、Ｍｇ：０～５mass％を含有する溶融亜鉛系めっき浴に浸漬して溶融めっきし、溶融亜鉛系めっき浴から出てめっき層が凝固した後のめっき鋼板を、１８０℃以上に再加熱することなく、スキンパス圧延または／およびテンションレベラー処理することにより鋼板に転位を導入し、次いで、コイルに巻き取られた鋼板に対して、最高到達板温１８０～４１０℃に３時間以上保持した後、室温まで冷却する熱処理を施すことを特徴とする材質安定性に優れた溶融亜鉛系めっき鋼板の製造方法。
- 溶融亜鉛系めっき浴が、Ａｌ：０．１～１１mass％、Ｍｇ：０～５mass％を含有し、残部が亜鉛および不可避的不純物からなることを特徴とする請求項１に記載の材質安定性に優れた溶融亜鉛系めっき鋼板の製造方法。
- 溶融亜鉛系めっき浴が、さらに、Ｎｉ：１mass％未満、Ｃｅまたは／およびＬａを含むミッシュメタル（合計量）：１mass％未満の中から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする請求項２に記載の材質安定性に優れた溶融亜鉛系めっき鋼板の製造方法。
- 溶融亜鉛系めっき浴が、さらに、Ｎｉ：０．００５～０．２mass％、Ｃｅまたは／およびＬａを含むミッシュメタル（合計量）：０．００５～０．０５mass％の中から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする請求項２に記載の材質安定性に優れた溶融亜鉛系めっき鋼板の製造方法。
- Ｃ含有量が０．０１～０．２０mass％の鋼板をＡｌ：４０～７０mass％、Ｓｉ：０．６～１５mass％、Ｍｇ：０～２５mass％を含有する溶融亜鉛系めっき浴に浸漬して溶融めっきし、溶融亜鉛系めっき浴から出てめっき層が凝固した後のめっき鋼板を、１８０℃以上に再加熱することなく、スキンパス圧延または／およびテンションレベラー処理することにより鋼板に転位を導入し、次いで、コイルに巻き取られた鋼板に対して、最高到達板温１８０～３７０℃に３時間以上保持した後、室温まで冷却する熱処理を施すことを特徴とする材質安定性に優れた溶融亜鉛系めっき鋼板の製造方法。
- 溶融亜鉛系めっき浴が、Ａｌ：４０～７０mass％、Ｓｉ：０．６～１５mass％、Ｍｇ：０～２５mass％を含有し、残部が亜鉛および不可避的不純物からなることを特徴とする請求項５に記載の材質安定性に優れた溶融亜鉛系めっき鋼板の製造方法。
- 溶融亜鉛系めっき浴が、さらに、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｍｎ、Ｃａ、Ｖ、Ｔｉ、Ｂ、Ｍｏ、Ｓｎ、Ｚｒ、Ｓｒ、Ｌｉ、Ａｇの中から選ばれる１種以上を各元素１mass％未満で含有することを特徴とする請求項６に記載の材質安定性に優れた溶融亜鉛系めっき鋼板の製造方法。
- 溶融亜鉛系めっき浴を出ためっき鋼板の冷却過程において、３５０℃～２８０℃間の平均冷却速度が７０℃／秒以下であることを特徴とする請求項１～７のいずれかに記載の材質安定性に優れた溶融亜鉛系めっき鋼板の製造方法。
- 溶融亜鉛系めっき浴を出ためっき鋼板の冷却過程において、３５０℃～２８０℃間の平均冷却速度が５０℃／秒以下であることを特徴とする請求項１～７のいずれかに記載の材質安定性に優れた溶融亜鉛系めっき鋼板の製造方法。
- スキンパス圧延または／およびテンションレベラー処理によるめっき鋼板のトータル伸び率を０．５％以上とすることを特徴とする請求項１～９のいずれかに記載の材質安定性に優れた溶融亜鉛系めっき鋼板の製造方法。
- 鋼板が、Ｃ：０．０１～０．２０mass％、Ｓｉ：０～０．０４mass％、Ｍｎ：０～１．００mass％、Ａｌ：０～０．０８mass％、Ｂ：０～０．００２mass％、Ｐ：０．０４mass％以下、Ｓ：０．３０mass％以下、Ｎ：０．００７mass％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする請求項１～１０のいずれかに記載の材質安定性に優れた溶融亜鉛系めっき鋼板の製造方法。
- 請求項１～１１のいずれかの製造方法で得られた溶融亜鉛系めっき鋼板の表面に化成処理皮膜を形成することを特徴とする材質安定性に優れた化成処理鋼板の製造方法。
- 請求項１～１１のいずれかの製造方法で得られた溶融亜鉛系めっき鋼板の表面に化成処理皮膜を形成し、次いでその上層に単層または複層の塗膜を形成することを特徴とする材質安定性に優れた塗装鋼板の製造方法。
- 塗膜を形成する工程では、下塗り塗装を行った後、最高到達板温１５０～２７０℃で１０～６０秒の焼付処理を行い、次いで、上塗り塗装を行った後、最高到達板温１５０～２８０℃で１５～９０秒の焼付処理を行うことを特徴とする請求項１３に記載の材質安定性に優れた塗装鋼板の製造方法。
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