JP4604699B2

JP4604699B2 - 機械特性の安定性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法

Info

Publication number: JP4604699B2
Application number: JP2004364860A
Authority: JP
Inventors: 広志松田; 章一郎平; 圭介小野; 俊明占部; 康伸長滝; 靖田中; 理孝櫻井; 芳春杉本
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2003-12-19
Filing date: 2004-12-16
Publication date: 2011-01-05
Anticipated expiration: 2024-12-16
Also published as: JP2005200766A

Description

本発明は、自動車、電気等の産業分野で使用される機械特性の安定性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に関するものである。

近年、地球環境保全の見地から、自動車の燃費向上が重要な課題となっている。このため、車体材料の高強度化により薄肉化を図り、車体そのものを軽量化しようとする動きが活発である。しかしながら、鋼板の高強度化は延性の低下、即ち成形加工性の低下を招くことから、高強度と高加工性を併せ持つ材料の開発が望まれている。

このような要求に対して、これまでにフェライト、マルテンサイト二相鋼（Dual-Phase鋼）や残留オーステナイトの変態誘起塑性を利用したＴＲＩＰ鋼など、種々の複合組織鋼板が開発されてきた。これら鋼板は実使用時の防錆性向上を目的に表面にめっきを施す場合がある。その中ではプレス性、スポット溶接性、塗料密着性を確保するために、単にめっきするのみではなく、めっき後に熱処理を施してめっき層中に鋼板のＦｅを拡散させた合金化溶融亜鉛めっき鋼板が多く使用されており、種々の鋼板の開発が進められてきた。

例えば、特許文献１では加工性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板、特許文献２では高強度、高延性でかつ防錆性能に優れた高張力高延性亜鉛めっき鋼板の製造方法が提案されている。また、めっき性と諸特性の両立の観点から、特許文献３で母材が局部延性に優れ、めっき濡れ性およびパウダリング性を改善し、延性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板、特許文献４および特許文献５では、めっき性に優れた４４０〜６４０ＭＰａ級の溶融めっき鋼板とその製造方法が提案されている。また、めっき層の合金化速度やその密着性の向上に対しては、特許文献６、特許文献７では、Ｎｉをプレめっきした後に、急速低温加熱後にめっき浴への浸漬、合金化を行うことにより、めっき性、めっき密着性に優れた高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法、特許文献８では、Ｃｕプレめっきを用いた鋼板とその製造方法が提案されている。
特開平１１−２７９６９１号公報、請求項など特開２００２−３８２４８号公報、請求項など特開２００２−３０４０３号公報、請求項など特開２０００−２３４１２９号公報、請求項など特開２０００−１６０２９０号公報、請求項など特開平４−３３３５５２号公報、請求項など特開平４−３４６６４４号公報、請求項など特開平１１−１２７１２号公報、請求項など特開２００１−１１５３８号公報、請求項など

しかしながら、これらの発明はプレス加工性やその他の諸特性の向上とめっき性との両立の観点から開発されたものであり、機械特性の安定性に関しては考慮がなされていない。

例えば、特許文献１では、ＭｎをＣの１５倍以上添加することによって、めっき層の合金化処理のための再加熱でパーライトおよびベイナイト変態の進行を著しく遅延させることにより５００〜６００℃の範囲で合金化処理を行えば冷却後も３〜２０％のマルテンサイトおよび残留オーステナイトが残存するとしている。しかし、合金化熱処理条件によりその特性が変化するため、実使用においては問題が生じる場合がある。
特許文献２では、ＣＡＬ通板後にＣＧＬを通板するため、コスト上の問題が生じる。
特許文献３では、合金化処理温度をＳｉとＦｅ量の関係から求めている。しかし、本明細書で後述するように、実際には保持時間の影響も大きく、温度のみの管理では安定した特性が得られない。

特許文献４では、ＮｉやＣｕを含有させることにより、ＳｉとＡｌの合計含有量を比較的多く出来るので、５５０℃程度の合金化処理によっても延性の劣化を招く事はないとしている。しかし、実際には保持時間の影響が大きく、温度のみの管理では安定した特性が得られない。

また、特許文献９では、合金元素を多量に添加することなく機械特性のバラツキを低減した高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法が提案されている。この方法は高強度化を固溶強化と析出強化の組合せで達成し、従来方法ではバラツキが大きかった機械特性についてはめっきラインでの均熱温度（すなわち再結晶焼鈍温度）を適切に制御することにより安定化を図る方法である。しかし、めっき層の合金化処理条件のバラツキによる機械特性のバラツキに関しては考慮されておらず、その効果は十分ではない。

特許文献５では、Ｍｏの添加は５５０℃前後に加熱されたときにそれまでの工程で残留していたオーステナイトがパーライト変態することを抑制し、最終的に残留オーステナイト量を確保するのに有効であるとされている。しかし、本発明で後述するようにＭｏの添加だけでは合金化熱処理条件により、その効果が得られない場合がある。

合金化溶融亜鉛めっき鋼板はめっき浴への浸漬後に熱処理を施し、めっき中へ鋼板のＦｅを拡散させることにより製造されるが、めっき密着性や摺動性の観点から、めっき層Ｆｅ含有量やその層構造を正確に制御する必要がある。このとき、めっき層へのＦｅの拡散度合いは鋼板成分によって大きく異なるため、個々の鋼種において熱処理条件を変化させる必要がある。さらに、同一鋼種であっても、めっき付着量、鋼板板厚や通板速度によってその熱処理パターンを変化させる必要がある。このように熱処理パターンを変化させた場合、材料の機械特性は変動する。軟鋼板のように低合金成分の場合には比較的低温・短時間の熱処理でめっき層の合金化が進むこと、その組織ほとんどフェライト単相であることから合金化処理による機械特性の変化は大きな問題となってこなかった。しかしながら、近年適用拡大が進んでいる高張力鋼板は比較的合金成分を多く含み、合金化しにくいために高温もしくは長時間の熱処理が必要な場合があり、さらに析出強化や硬質第二相による強化を利用していることもあって合金化熱処理パターンの影響を受けて機械特性の劣化やバラツキが生じる場合が多い。

このような課題に対しては、特許文献６、特許文献７、特許文献８では、合金化を容易にすることにより解決を図る方法が提案されている。しかしながら、特許文献６、特許文献７で提案されている方法では、Ｎｉをプレめっきする工程が必要なことによるコスト増加、およびめっき前は急速低温加熱（４５０℃〜５００℃）であるため、機械特性を得るために鋼板組織等の制御をＣＧＬ通板前に行っておく必要がある。また、特許文献８では、このような急速低温加熱を高温でも可能にするためにＣｕプレめっきを用いた鋼板とその製造方法が提案されているが、この場合においてもＣｕプレめっきが必要なため、コスト増を招く。実際のプレス成形等では、成形性を確保するために加工性の優れた材料が求められると同時に、安定した作業性と製品の形状精度を確保するために、強度と延性のバラツキの少ない鋼板が要求されており、高強度鋼板に対しては特にそのニーズが高まっている。しかしながら、上述したように溶融亜鉛めっき鋼板に関するこれまでの発明はめっき性と機械特性の両立がその目的であり、製造時における合金化処理による特性の劣化や強度・伸び等の機械特性の変動に関しては、詳細な注意が払われていなかったのが現状である。

本発明は、合金化溶融亜鉛めっき鋼板に関するもので、上述した課題を解決するために特にめっき層の合金化条件による機械特性のバラツキを抑制した鋼板の製造方法を提供するものである。

本発明は、上述した課題を解決するために特に合金化条件による機械特性のバラツキを抑制した鋼板の製造方法を提供するものである。

上記目的を達成した本発明の特徴とする構成は以下のとおりである。

（１）質量％で、Ｃ：０．０５〜０．３０％、Ｓｉ：０．０１〜２．０％、Ｍｎ：０．０８〜３．０％、Ｐ：０．００３〜０．１％、Ｓ：０．０７％以下、Ａｌ：０．０１〜２．５％、Ｎ：０．００７％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる溶融亜鉛めっき鋼板の合金化処理の処理時間及び処理温度を、Ｓｉ及びＡｌの含有量に応じて、下式に基づいて管理することを特徴とする機械特性の安定性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。

Ｓｉ＋Ａｌ≧１．５×１０^−７×ｔ^０．７５×（Ｔ−４６５）^３＋０．１１７
ただし、Ｓｉ，Ａｌは、質量％であり、
ｔは、鋼板上のめっき層を合金化処理する際に、４６５（℃）以上で保持される全時間ｔ（秒）であり、
Ｔは、鋼板上のめっき層を合金化処理する際に、４６５（℃）以上で保持される全時間ｔ（秒）における平均温度（℃）である。

（２）溶融亜鉛めっき鋼板は、（１）記載の組成に、質量％で、Ｃｒ：０．０１〜２．０％、Ｖ：０．００５〜２．０％、Ｍｏ：０．００５〜２．０％から選ばれる１種または２種以上の元素を更に含有し、この溶融亜鉛めっき鋼板の合金化処理の処理時間及び処理温度を、Ｓｉ，Ａｌ，Ｃｒ，Ｍｏ及びＶの含有量に応じて、下式に基づいて管理することを特徴とする機械特性の安定性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。

Ｓｉ＋Ａｌ＋５×Ｃｒ＋１５×Ｍｏ＋１５×Ｖ≧１．５×１０^−７×ｔ^０．７５×（Ｔ−４６５）^３＋０．１１７
ただし、Ｓｉ，Ａｌ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖは、質量％であり、
ｔは、鋼板上のめっき層を合金化処理する際に、４６５（℃）以上で保持される全時間ｔ（秒）であり、
Ｔは、鋼板上のめっき層を合金化処理する際に、４６５（℃）以上で保持される全時間ｔ（秒）における平均温度（℃）である。

（３）溶融亜鉛めっき鋼板は、（１）又は（２）記載の組成に、質量％で、Ｔｉ：０．０１〜０．１％、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｂ：０．０００３〜０．００５０％、Ｎｉ：０．００５〜２．０％、Ｃｕ：０．００５〜２．０％から選ばれる１種または２種以上の元素を更に含有することを特徴とする機械特性の安定性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。

本発明によれば、機械特性のバラツキの少ない高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が提供でき、産業上の利用価値は非常に大きく、特に自動車車体の軽量化および防錆化に対して極めて有益であって、工業的効果が大きい。

本発明者らは高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の機械特性のバラツキに影響を与える原因について調査した。その結果、めっき浴浸漬前の焼鈍条件や焼鈍後のめっき浴浸漬までの熱処理条件を精密に制御したとしても、機械特性はめっき浴浸漬後の合金化熱処理によって大きく影響を受けることが分かった。

図１に、合金化温度・時間と引張強度・全伸びの関係を模式的に示す。図１（ａ）は、従来鋼板を一般的な合金化条件制御で製造した場合（めっき浴温４６０〜４６５℃）で、合金化温度の上昇および／または合金化時間の増加によって引張強度と全伸びは低下する場合があり、合金化条件による特性の変化が大きい。一般に、合金化処理条件はめっき層中のＦｅ％やめっき層構造が最適になるように制御されるが、鋼種成分が同一であっても必要めっき量によって合金化条件は異なる。また、板厚の違い等により通板速度を変化させた場合も、それに合わせて最適な合金化条件は変化する。このとき、図１（ａ）のように合金化条件による機械特性変化が大きいと、結果として最終製品の強度・伸び等の特性が変わるために、ユーザでの成形時にその形状精度等にバラツキが生じ、場合によっては特性に合わせて成形条件を変える必要が生じるなどプレス成形時における作業性の大幅な低下を生じる。

本発明者らは、合金化熱処理条件が及ぼす機械的特性への影響度合いが鋼板成分によって大きく異なることに着目し、化学成分と合金化熱処理温度・時間の関係について鋭意検討を行った。その結果、鋼板の化学成分を適正に制御することにより、通常の操業で必要な合金化熱処理条件範囲において機械特性の劣化が生じ難く、結果としてバラツキのほとんどない鋼板が製造可能であることを明らかにした。

すなわち、本発明ではまず種々の化学成分の材料に対して合金化条件の影響を調査し、化学成分によりその影響度合いが大きく異なることを明らかにした。そして、その合金化条件を、めっき浴浸漬後に合金化のためにめっき浴温以上に保持した時間とその時間内における平均温度で整理し、化学成分との関係を明確化した。これによって、通常の製造時における板厚・めっき量・通板速度等の変化により生じる合金化条件変化範囲において機械特性の劣化が生じ難く、バラツキのほとんど認められない鋼板を得ることができる製造条件を明らかにした。その模式図（化学成分が上記の考察により得られた最適範囲内にある鋼板を一般的な合金化条件制御で製造した場合。めっき浴温４６０〜４６５℃）を図１（ｂ）に示す。この図に示すように、鋼板成分を適性に整理することにより、合金化処理を施さない場合（０点）に対して、ほとんど特性が劣化しない合金化条件（Ｘ点）を得ることが可能となった。この結果から、この合金化条件範囲（０点〜Ｘ点）と鋼板成分の関係を明確にすることにより、実際の製造時に必要な合金化条件変化範囲において機械特性にバラツキのほとんど認められない鋼板を得ることが可能となった。

次に、本発明の実施に際し、その化学成分の限定範囲やそれを設定した理由について以下に記す。

まず、本発明の鋼板（母材）の化学成分の限定理由について述べる。なお、以下の％は質量％を示す。

Ｃ：０．０５〜０．３０％
Ｃはオーステナイトを安定化させる元素であり、マルテンサイト量の確保および室温でオーステナイトを残留させるために必要な元素である。Ｃ量が０．０５％未満では、製造条件の最適化を図ったとしても、鋼板の強度の確保と同時に残留オーステナイト量を確保し、所定の特性を満たすことが難しい。一方、Ｃ量が０．３０％を超えると、溶接部および熱影響部の硬化が著しく、溶接性が劣化する。こうした観点から、Ｃ量を０．０５〜０．３０％の範囲内とする。好ましくは、０．０５％〜０．２％である。

Ｓｉ：０．０１〜２．０％
Ｓｉは、鋼の強化に有効な元素である。また、フェライト生成元素であり、オーステナイト中へのＣの濃化促進および炭化物の生成を抑制することから、残留オーステナイトの生成を促進する働きがあるので、複合組織鋼およびＴＲＩＰ鋼に添加されることが多い。この効果はＳｉ：０．０１％以上で得られる。しかし、２．０％を超えた過剰な添加はフェライト中への固溶量の増加による加工性、靭性の劣化、また赤スケール等の発生による表面性状や溶融めっきを施す場合はめっき付着・密着性の劣化を引き起こす。従って、添加量を０．０１％〜２．０％にする。

Ｍｎ：０．０８〜３．０％
Ｍｎは、鋼の強化に有効な元素である。また、オーステナイトを安定化させる元素であり、マルテンサイトや残留オーステナイトの体積の増加に必要な元素である。この効果は、Ｍｎが０．０８％以上で得られる。一方、Ｍｎを３．０％を超えて過剰に添加すると、第二相分率過大や固溶強化による強度上昇が著しくなる。従って、Ｍｎ量を０．０８〜３．０％とする。好ましくは１．０〜３．０％とする。

Ｐ：０．００３〜０．１％
Ｐは、鋼の強化に有効な元素であり、この効果はＰ：０．００３％以上で得られる。しかし、０．１％を超えて過剰に添加すると、粒界偏析により脆化を引き起こし、耐衝撃性を劣化させる。従って、Ｐ量を０．００３％〜０．１％にする。

Ｓ：０．０７％以下
Ｓは、ＭｎＳなどの介在物となって、耐衝撃性の劣化や溶接部のメタルフローに沿った割れの原因となるので極力低い方がよいが、製造コストの面から０．０７％以下とする。その下限値は０％とする。

Ａｌ：０．０１〜２．５％
Ａｌは、フェライト生成元素であり、オーステナイト中へのＣの濃化促進および炭化物の生成を抑制することから、残留オーステナイトの生成を促進する働きがある。この効果はＡｌ：０．０１％以上で得られる。このようなことから、複合組織鋼およびＴＲＩＰ鋼に多量に添加される場合があるが、過剰な添加はフェライトの脆化を招き、材料の強度−延性バランスを劣化させることになる。また、２．５％超えの含有は鋼板中の介在物が多くなり延性を劣化させる。従って、添加量を０．０１％〜２．５％にする。好ましくは０．１〜２．０％とする。

Ｎ：０．００７％以下
Ｎは、鋼の耐時効性を最も大きく劣化させる元素であり、少ないほどよく、０．００７％を超えると耐時効性の劣化が顕著となる。従って、Ｎ量を０．００７％以下とする。その下限値は０％とする。

本発明の鋼板は、以上の基本成分および鉄を主成分とするものである。主成分とは、不可避的不純物の含有および上記基本成分の作用を損なうことがなく、むしろこれらの作用を向上させ、あるいは機械的、化学的特性を改善できる元素の含有を妨げない趣旨であり、例えば下記のＣｒ，Ｖ，Ｍｏのうちから１種以上の元素を含有することができる。

Ｃｒ：０．０１〜２．０％
Ｃｒは焼鈍温度からの冷却時にパーライトの生成抑制する。この効果は、Ｃｒ：０．０１％以上で得られる。しかし、２．０％を超えるとめっき性の劣化が懸念されることから０．０１％〜２．０％と規定する。

Ｖ：０．００５〜２．０％
Ｖは焼鈍温度からの冷却時にパーライトの生成を抑制する。この効果は、Ｖ：０．００５％以上で得られる。しかし、２．０％を超えるとフェライト量が過少となり、加工性が低下する恐れがある。従って、０．００５％〜２．０％と規定する。

Ｍｏ：０．００５〜２．０％
Ｍｏは耐遅れ破壊性等に有効であり、この効果はＭｏ：０．００５％以上で得られる。しかし、２．０％を超えると加工性が低下する恐れがある。従って、０．００５％〜２．０％と規定する。

更に、下記のＴｉ，Ｎｂ，Ｂ，Ｎｉ，Ｃｕのうちから１種以上の元素を含有することができる。

Ｔｉ，Ｎｂ：それぞれ０．０１〜０．１％
Ｔｉ，Ｎｂは鋼の析出強化に有効であり、この効果はＴｉ，Ｎｂ：それぞれ０．０１％以上で得られ、本発明で規定した範囲内であれば、鋼の強化に使用して差し支えない。しかし、０．１％を超えると加工性および形状凍結性が低下する恐れがある。従って、０．０１％〜０．１％とする。

Ｂ：０．０００３〜０．００５０％
Ｂはオーステナイト粒界からのフェライトの生成を抑制する作用を有する。その効果はＢ：０．０００３％以上で得られる。しかし、０．００５０％を超えるとフェライト量が過少となり、加工性が低下する恐れがある。従って、０．０００３％〜０．００５０％とする。

Ｎｉ：０．００５〜２．０％、Ｃｕ：０．００５〜２．０％
Ｎｉ，Ｃｕはオーステナイト安定化元素であり、オーステナイトを残留させるとともに強度上昇にも効果がある。その効果はそれぞれ０．００５％以上で得られる。しかし、２．０％を超えて添加すると鋼板の延性を低下させる恐れがある。従って、０．００５〜２．０％と規定する。

次に、鋼板成分と合金化熱処理温度，時間の関係に関する規定について説明する。

本発明者らは、まず高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の機械特性のバラツキに影響を与える原因について詳細に調査した。その結果、めっき浴浸漬前の焼鈍条件や焼鈍後のめっき浴浸漬までの熱処理条件を精密に制御したとしても、めっき浴浸漬後の合金化熱処理によって大きく影響を受けること、またその影響度合いは鋼板成分によって大きく異なることがわかった。図２にその一例を示す。この図は、種々の化学成分を有する鋼板を合金化温度を変えて、合金化時間を１５〜３０秒として熱処理した場合の機械特性の変化を示したものである。縦軸には、鋼板成分から求められる式［Ｓｉ＋Ａｌ（＋５×Ｃｒ＋１５×Ｍｏ＋１５×Ｖ）（質量％）］をとり、横軸には、合金化温度（合金化処理する際に、４６５℃以上で保持される全時間における平均温度（℃））をとった。合金化熱処理をしない場合との機械特性の差が、△ＴＳ（ｋｇｆ／ｍｍ^２）が２ｋｇｆ／ｍｍ^２以内で、かつ△Ｅｌ（％）の差が２％以内の場合を安定性良好と評価した。図２において、○印は、機械的特性の安定性が良好な結果（合金化処理を施さない場合のＴＳ，Ｅｌとの差（△ＴＳ，△Ｅｌ）がそれぞれ２ｋｇｆ／ｍｍ^２以下，２％以下）を示し、×印は、機械的特性の安定性が不良であった結果を示す。

この図２からわかるように、機械特性の変化は化学成分と合金化温度に大きく依存し、化学成分は式［Ｓｉ＋Ａｌ（＋５×Ｃｒ＋１５×Ｍｏ＋１５×Ｖ）］で整理した場合に、合金化温度との関係で特性の変化度合を良好に整理可能なこと、また合金化温度はその温度上昇が直線的に影響するのではなく、高温になるほど影響度合いが大きくなることがわかった。なお、鋼板成分から求められる式［Ｓｉ＋Ａｌ（＋５×Ｃｒ＋１５×Ｍｏ＋１５×Ｖ）］は、Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖが鋼板に添加されていない場合にはＳｉ，Ａｌのみが考慮されるものであり、Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖが添加されている場合はさらにこれらの元素を考慮する必要が生じることを意味している。

合金化熱処理は、めっき層の密着性などを確保するためにＦｅ含有量や相構造を抑制するために行うものであり、化学成分によってその条件は異なり、また同一成分であってもめっき付着量や通板速度により最適な皮膜を得るために合金化熱処理条件を変化させる必要がある。このように熱処理パターンを変化させた場合、特に高強度鋼板ではその機械特性は変動する。

このため、本発明者らは上述したような化学成分と合金化処理条件が機械特性の劣化に及ぼす影響についてさらに詳細に検討を実施し、合金化熱処理パターンの影響を受けず機械特性の安定性に優れた材料を得るために鋭意検討を重ね、以下の知見を見出した。

図３の（ａ）〜（ｄ）に、鋼板の化学成分と合金化条件が機械特性の変化に及ぼす影響をそれぞれ示す。図３の（ａ）は化学成分が種々異なる鋼板について合金化処理温度を６００℃として合金化処理時間を様々に変えたときの機械的特性の安定性を調べた結果を示す特性図である。図３の（ｂ），（ｃ），（ｄ）はそれぞれ、化学成分が種々異なる鋼板について合金化処理温度をそれぞれ５５０℃，５２０℃，５００℃として合金化処理時間を様々に変えたときの機械的特性の安定性を調べた結果を示す特性図である。縦軸には、鋼板成分から求められる式［Ｓｉ＋Ａｌ（＋５×Ｃｒ＋１５×Ｍｏ＋１５×Ｖ）（質量％）］をとり、横軸には、合金化時間（合金化処理する際に、４６５（℃）以上で保持される全時間（秒））をとった。図３において、○印は、機械的特性の安定性が良好な結果（合金化処理を施さない場合のＴＳ，Ｅｌとの差、△ＴＳ，△Ｅｌがそれぞれ２ｋｇｆ／ｍｍ^２，２％以下）を示し、×印は、機械的特性の安定性が不良であった結果を示す。この図から、図２に示した合金化温度の関係とともに、鋼板成分から求められる式［Ｓｉ＋Ａｌ（＋５×Ｃｒ＋１５×Ｍｏ＋１５×Ｖ）］と合金化時間で機械特性の劣化状態が明確に整理可能であることがわかった。

上述したような検討結果から、合金化熱処理条件を合金化処理時にめっき浴温（約４６５℃）以上に保持される時間とその時間内における平均温度で整理した場合、機械特性の変化は鋼板合金成分と良好な相関が認められることが明らかとなった。

本発明では、この知見をもとに鋼板の化学成分と合金化熱処理条件を規定することにより、操業時における合金化条件変動ではほとんど特性の劣化が生じることなく、合金化処理を行わない場合と同等の機械特性が安定して得られる鋼板の製造方法の確立に成功した。すなわち、合金化熱処理時に最も高温・長時間になる熱処理条件がＴ（℃），ｔ（秒）である場合に、鋼板成分が下式を満足する場合、
Ｓｉ＋Ａｌ≧１．５×１０^−７×ｔ^０．７５×（Ｔ−４６５）^３＋０．１１７
また、Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖが含有される場合には鋼板成分が下式を満足する場合に、
Ｓｉ＋Ａｌ＋５×Ｃｒ＋１５×Ｍｏ＋１５×Ｖ≧１．５×１０^−７×ｔ^０．７５×（Ｔ−４６５）^３＋０．１１７
機械特性のバラツキが抑制された材料が製造可能であるとの知見を見出した。

従来、合金化熱処理時条件を高温・長時間とした場合に、第二相からのパーライトの析出を抑制することに着目していたが、それだけではこの合金化処理による特性劣化の抑制には十分ではなく、さらに第二相における微細炭化物の析出が特性変化に大きく影響することがわかった。これは、第二相からの炭化物の析出の有無もしくはその量，形態，分布状況が冷却時にマルテンサイト変態した場合にはその硬さを変化させるためであり、また残留オーステナイトとして残存するような第二相であった場合においても、炭化物の析出によりその残留量や安定性が低下してマルテンサイト量が増加するために特性が変化するものと考えられる。

本発明者らは、これらの析出現象に対して鋭意検討した結果、ＳｉとＡｌはこのような炭化物析出を抑制し、その添加量の増加により安定した特性が得られる温度・時間の範囲が拡大すること、さらにＣｒ，Ｍｏ，Ｖはその効果が大きく、ＣｒでＳｉ，Ａｌの５倍程度の効果、Ｍｏ，Ｖで１５倍程度の効果があることを見出した。また、合金化条件は、めっき浴温（約４６５℃）以上に保持される時間（本明細書中、合金化時間と記す）とその時間内における平均温度（本明細書中、合金化温度と記す）の関係で整理可能であった。合金化温度Ｔの影響に関しては、図２に示したように、高温ほどその影響が大きくなることから、直線近似ではなく指数近似により回帰的に求め、めっき浴温（約４６５℃）との差の３乗でその影響を良好に整理することが可能であった。また、合金化時間に関しても、図３に示すように各温度で影響度合いが変わっているが、いずれの場合も長時間になるほどその影響度合いの変化が小さくなることから指数近似を行い、合金化時間ｔの０．７５乗で良好に整理することが可能であった。このように合金化温度Ｔとめっき浴温（約４６５℃）の差が大きくなるとその影響度合いは著しく大きくなること、また合金化時間tは増加にともなって影響度合いの変化が小さくなる理由は、炭化物の析出が拡散律速であるためと考えられる。なお、めっき浴温は約４６５℃に限られるものではなく、例えば、４４０〜４８０℃の範囲とすることができる。めっき浴温を変化させた場合にも、４６５℃を基準とした上記の式でＳｉ，Ａｌ含有量の範囲を規定することができる。

以上述べたように、本発明は合金化処理条件の中で最も機械特性の変化に大きく影響する条件、すなわち合金化温度と合金化時間を想定した場合に、その条件以内の合金化熱処理においては機械特性の変化が小さい材料を得ることを可能とした点、すなわち通常の製造においてめっき量，板厚変化，通板速度変化による条件変動範囲では機械特性の有意な劣化が生じない点に特徴がある。

なお、この発明は、上記実施形態そのままに限定されるものではなく、実施段階ではその要旨を逸脱しない範囲で構成要素を変形して具体化できる。また、上記実施形態に開示されている複数の構成要素の適宜な組み合せにより種々の発明を形成できる。例えば、実施形態に示される全構成要素から幾つかの構成要素を削除してもよい。更に、異なる実施形態に亘る構成要素を適宜組み合せてもよい。

［実施例］
以下、本発明を実施例によってさらに詳細に説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のものではなく、本発明の要旨を変更することなく設計変更することはいずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。

表１に示す化学成分の鋼を溶製して得た鋳片を１２００℃に加熱した後、熱間圧延で板厚３．０ｍｍ、板幅１２００ｍｍの熱延鋼板とした後、酸洗、冷間圧延によって１．２ｍｍ厚の冷延鋼板となした。その後、連続溶融亜鉛めっきラインで、８２５℃、１２０秒の加熱保持後、１０℃／秒の冷却速度で冷却し、４６０℃の亜鉛めっき浴で目付け量５０／５０ｇ／ｍ^２のめっきを施した。めっき層の合金化はＩＨヒータおよびその後の保熱帯により行い、ライン速度，ヒータ出力，保熱帯での保熱・冷却条件を変化させる事により、表２に示すように合金化熱処理条件を種々変更させて合金化溶融亜鉛めっき鋼板を作製した。なお、ＧＩは、ＩＨヒータをオフにした状態で作製した。得られた材料に対しては０．３％の調質圧延を施し、ＪＩＳ５号試験片に加工後、引張試験を行ってＴＳ（引張り強さ）及びＥｌ（全伸び）を調査した。機械特性のバラツキの評価は、合金化処理を施さなかった材料とのＴＳ（ｋｇｆ／ｍｍ^２）とＥｌ（％）の比較によって行い、△ＴＳ（ｋｇｆ／ｍｍ^２）が２ｋｇｆ／ｍｍ^２以内で、かつ△Ｅｌ（％）の差が２％以内の場合を安定性良好と評価した。表２に、試験結果をまとめて記す。これらの結果から明らかなように、本発明で規定する要件を満足する鋼板は機械特性のバラツキが少なく、目標とした特性が得られていることがわかる。

なお、表２−１〜表２−４に記載された
1.5×10^(-7)×t^0.75×(T-465)^3+0.117
は、１．５×１０^−７×ｔ^０．７５×（Ｔ−４６５）^３＋０．１１７を意味する。

合金化温度・時間と引張強度・全伸びの関係を示す模式図で、（ａ）は従来鋼板の化学成分の場合、（ｂ）は本発明鋼板の化学成分の場合を示す図。合金化処理時間１５〜３０秒の場合において、鋼板成分、合金化処理温度を変化させた場合の機械特性の安定性を示す特性図。鋼板成分、合金化熱処理条件と機械特性の安定性の関係を示す特性図で、合金化処理温度を（ａ）は６００℃とした場合、（ｂ）は５５０℃とした場合、（ｃ）は５２０℃とした場合、（ｄ）は５００℃とした場合を示す図。

Claims

質量％で、Ｃ：０．０５〜０．３０％、Ｓｉ：０．０１〜２．０％、Ｍｎ：０．０８〜３．０％、Ｐ：０．００３〜０．１％、Ｓ：０．０７％以下、Ａｌ：０．０１〜２．５％、Ｎ：０．００７％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる溶融亜鉛めっき鋼板の合金化処理の処理時間及び処理温度を、Ｓｉ及びＡｌの含有量に応じて、下式に基づいて管理することを特徴とする機械特性の安定性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
Ｓｉ＋Ａｌ≧１．５×１０^−７×ｔ^０．７５×（Ｔ−４６５）^３＋０．１１７
ただし、Ｓｉ，Ａｌは、質量％
ｔは、鋼板上のめっき層を合金化処理する際に、４６５（℃）以上で保持される全時間ｔ（秒）
Ｔは、鋼板上のめっき層を合金化処理する際に、４６５（℃）以上で保持される全時間ｔ（秒）における平均温度（℃）
前記溶融亜鉛めっき鋼板は、質量％で、Ｃｒ：０．０１〜２．０％、Ｖ：０．００５〜２．０％、Ｍｏ：０．００５〜２．０％から選ばれる１種または２種以上の元素を更に含有し、この溶融亜鉛めっき鋼板の合金化処理の処理時間及び処理温度を、Ｓｉ，Ａｌ，Ｃｒ，Ｍｏ及びＶの含有量に応じて、下式に基づいて管理することを特徴とする請求項１に記載の機械特性の安定性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
Ｓｉ＋Ａｌ＋５×Ｃｒ＋１５×Ｍｏ＋１５×Ｖ≧１．５×１０^−７×ｔ^０．７５×（Ｔ−４６５）^３＋０．１１７
ただし、Ｓｉ，Ａｌ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖは、質量％
ｔは、鋼板上のめっき層を合金化処理する際に、４６５（℃）以上で保持される全時間ｔ（秒）
Ｔは、鋼板上のめっき層を合金化処理する際に、４６５（℃）以上で保持される全時間ｔ（秒）における平均温度（℃）
前記溶融亜鉛めっき鋼板は、質量％で、Ｔｉ：０．０１〜０．１％、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｂ：０．０００３〜０．００５０％、Ｎｉ：０．００５〜２．０％、Ｃｕ：０．００５〜２．０％から選ばれる１種または２種以上の元素を更に含有することを特徴とする請求項１または２のいずれか一方に記載の機械特性の安定性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。