JPH03243750A - 連続溶融メッキラインによる亜鉛メッキ高強度冷延鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は、非時効で高焼付硬化性（以下、ＢＨ（Ｂａｋ
ｅ　Ｈａｒｄｅｎａｂｉｌｌｔｙ）と略称する）を有し
、加工性に優れたＰ添加高強度冷延鋼板をライン内焼軸
式連続溶融亜鉛メッキ設備によって製造する方法に関す
るものである。

（従来の技術） 近年、自動車の耐錆性向上をはかる目的で、多量の表面
処理鋼板が使用される傾向にある。溶融亜鉛メッキ鋼板
は、表面処理鋼板のなかでも、特に多用されている鋼板
であり、−膜内には亜鉛メッキままと、それを合金化し
たものとの２種類がある。

合金化亜鉛メッキ鋼板は、表面のＺｎ層にＦｅ−Ｚｎ合
金層を形成することにより、著しく点溶接性が改善され
、塗膜密着性や塗装後の耐蝕性が向上した鋼板である。

また、最近、自動車の軽量化や耐プント性向上のために
、引張強度が従来の３０ｋｇ／ｍｊ前後の軟質冷延鋼板
から３５〜４５ｋｇ／−級の高強度冷延鋼板が用いられ
るようになってきた。

さて、高効率のライン内焼鈍式連続溶融亜鉛メッキ鋼板
製造法は、まずメッキに先立ち還元性雰囲気で銅帯を加
熱する。これは、鋼板表面を清浄化することのみならず
、再結晶焼鈍の役割も果たす。その後、鋼帯を冷却し亜
鉛に浸漬したのち、必要に応じて合金化処理をしたのち
、亜鉛メッキ鋼板を製造する。このようにライン内焼鈍
式連続溶融亜鉛メッキ技術は、きわめて合理的かつ経済
的なラインである。

ところで、溶融亜鉛メッキ高強度冷延鋼板には、その用
途から強度のみならず、良好な加工性と耐歪時効性を維
持しつつ耐テント性を向上するＢＨ性を有することが必
須である。

従来の自動車外板用高強度冷延鋼板を溶融亜鉛メッキラ
インを用いて製造する方法には次の２つがある。

第１はＴｉやＮｂを含有する極低炭素鋼板にＰを添加し
た鋼を素材とする方法であり、この方法により高強度で
優れた加工性と耐歪時効性を有する溶融亜鉛メッキ鋼板
の製造が、ライン内焼鈍式の連続溶融亜鉛メッキライン
で可能となる。しかしこの方法は製造コストが高価にな
ること、非時効であるもののＢＨ性が付与されにくいこ
と、ＴＩなどの酸化され易い元素を添加すると、表面が
清浄化され難く不メッキが出易いことなどの欠点を有す
る。

また．ＴＥ１添加鋼では、合金層の成長速度が速く、合
金層が厚くなり易く、加工時にパウダリングを起こし易
い。

第２は、Ｐ添加低炭素Ａρキルド鋼を使用する方法であ
る。Ｐ添加低炭素Ａｊ？キルド鋼は、素材として安価で
あるという長所を持つ。しかしながら現在の溶融亜鉛メ
ッキラインでは鋼板に多量の固溶Ｃが残存し、歪時効が
著しい。したがってこの方法では、固溶Ｃを低減するた
めのバッチ式のポスト焼鈍工程を必須とする。その結果
、製造工程が長くなり、高効率の連続溶融亜鉛メッキラ
インの特徴を充分に活用し得ない。また、ポスト焼鈍後
は、固溶Ｃが減少し過ぎて、ＢＨ性も消失する。

また、一般にＰを添加すると合金化反応が遅滞化され、
生産性が低下する問題を有することが知られている。

本発明は、以上に述べた現状における高強度溶融亜鉛メ
ッキ鋼板の製造方法の問題点を解決すべく考え出された
ものである。その特徴は、ｌ）素材として安価なＰ添加
低炭素ＡＩＩギルド鋼を用いること、２）非時効化を達
成するために、セメンタイトの核生成・成長の速度論に
立脚したヒートサイクルの過時効処理を連続溶融亜鉛メ
ッキ鋼板製造ライン内で可能とすることである。

特開昭６０−１９０５２５号記載の発明は、連続焼鈍に
よる３５〜４５ｋｇ　ｆ　／−級のＰ添加高強度鋼板の
製造方法を提供するものである。その際、非時効に必須
となる過時効中の固溶Ｃの低減を、特にＰを含有する鋼
板ではセメンタイトの析出がＰによって阻害され易い観
点にたち、再結晶焼鈍後ある温度まで急冷し、続いてそ
の温度で保定し、結晶粒内に存在するＭｎＳ上にセメン
タイトを核生成させ、その後再加熱とそれに続く徐冷（
過時効処理）でセメンタイトを成長させることにより達
成している。しかし、これは高強度冷延鋼板の製造を目
的としたものであり、溶融亜鉛メッキ高強度冷延鋼板の
製造については検討されていない。

連続溶融亜鉛メッキラインにより溶融亜鉛メッキ高強度
冷延鋼板を製造する方法は、従来から提案されており、
例えば特公昭５Ｇ−１４１３０号記載の発明は、Ｐ添加
Ａｇキルド鋼を基本構成として、抗張力４０ｋｇ　ｆ　
／　ｍ７以上、全伸び３０％以上、「値１．１以上、か
つメッキ密着性に優れた溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法
を提供するものである。しかしながら上記の特許には過
時効処理に関する記述がなされていない。自動車用鋼板
の場合、耐歪時効性を満足するために、亜鉛メッキ後の
過時効処理が不可欠であり、上記特許は、この点に問題
を有する。

特公昭６２−４８６０号記載の発明は、Ｃを０．０２〜
０．８０％を含む鋼板に溶融亜鉛メッキを施した後、６
５０〜８５０℃の温度に加熱することによって、再結晶
焼鈍を兼ねた合金化処理を行い、５００℃以下まで急冷
し、引き続き、冷却終了温度より低く、２００℃以上の
温度で過時効処理を行う。これによって、引張強さが３
５ｋｇ　ｆ　／　１ＩＩｉ以上でかつ加工性に優れ、耐
歪時効性を有する鋼板の製造方法を提供するものである
。しかしながら、本発明者らが詳細に検討した結果、上
記特許は以下の問題を有する。

１）　２００〜５００℃の温度範囲における過時効処理
では、３００℃近傍における低温での長時間過時効処理
を除き、耐歪時効と言えるほど固溶Ｃ量（８ｐｐｍ以下
）が減少しない、２〉過時効温度が３７０℃超となると
、過時効中に亜鉛がハースロールに付着し、これに起因
する表面傷が発生する。３）一方、プレス成形性が本特
許で狙うようなさらに優れたレベルの鋼板の場合には、
Ｃ量をさらに低減する必要がある。しかし、このような
低Ｃの領域においては、上記特許に記載されているよう
な過時効処理（過冷却と再加熱処理がない過時効）で非
時効化するためには、過時効時間が長くかかりすぎ現実
的でなくなり、とうてい耐歪時効特性を実現し得ない。

（発明が解決しようとする課題） 本発明は、従来技術のこのような欠点を克服しＰ添加低
炭素ＡＩＩキルド冷延鋼帯を素材にして、ライン内焼鈍
式連続溶融亜鉛メッキ設備によって、耐歪時効で焼付は
硬化性を有する加工性に優れた良好な表面性状をもつ溶
融亜鉛メッキ鋼板および合金化処理溶融亜鉛メッキ鋼板
を製造しようとするものである。

すなわち、本発明により、３５〜４５ｋｇ　ｆ　／　＋
ｎＩｉ級の強度を保ちつつ焼付硬化性として３　）ｃｇ
　ｆ　／　ｍ７以上を有し、耐歪時効性として、スキン
バス圧延後１００℃×１時間の人工時効を施しても碕伏
点伸びが０．２％以下で、プレス成形性としては、降伏
点強度２６ｋｇ　ｆ　／　ＩＩ！以下、伸びＥｊ７は、
３５％以上、ｒ値は１．２以上の特性を有する溶融亜鉛
メッキ高強度冷延鋼板の製造が可能となる。

また、従来の技術においては、高強度化のために添加す
るＳｌやＰに起因するメッキ密着性の悪化を改善できな
かったが、本発明により粒内炭化物を密に析出せしめる
ことによって、メッキ密着性も向上する。

このような耐歪時効で高い焼付硬化能を有する加工性に
優れた高強度溶融亜鉛メッキ冷延鋼板および合金化処理
溶融亜鉛メッキ鋼板の製造を、ライン内焼鈍式溶融亜鉛
メッキ設備によって可能ならしめることを本発明の課題
とする。

（課題を解決するための手段） 本発明の要旨は、（１）重量％でＣ：　０．０１−０．
０４％、Ｓ　Ｉ：０．５％以下、Ｍｎ　：　０．０３〜
０．４０％、Ｐ：０．０２５〜０．１３％、Ｓ　：０．
０２０％以下、Ａｌ１：０．０２〜０．１％、Ｎ　：　
０．００７％以下、残部はＦｅと不ロー避的成分からな
るＰ添加低炭素Ａｊｌキルド冷延銅帯を再結晶温度以上
で加熱し、還元性雰囲気で表面を還元した後、６００℃
以上の温度から、３０℃／ｓ以上の冷却速度で２００〜
３５０℃の範囲の温度（Ｔ　　）まで冷却し．ＴＥＥで
０〜ＢＯｓ間保定した後、引き続き１０℃／ｓ以上で４
３０〜５００℃に昇温し亜鉛浴に浸漬した後、３７０℃
以下まで冷却し、その後２５０〜３２０℃の温度まで４
０ｓ以上の過時効処理を行うことを特徴とするメッキ層
の合金化処理を伴わない連続溶融メッキラインによる亜
鉛メッキ高強度冷延鋼板の製造方法、及び（２）重量％
でＣ：　０．０１〜０．０４％、Ｓ　ｉ：０．５％以下
、Ｍｎ：０．０３〜０．４０９６、Ｐ　：０．０２５〜
ｏ、ｔａ％、Ｓ　：０．０２０％以下、Ａｌ　：　０．
０２〜０．１％、Ｎ　：０．００７％以下、残部はＦｅ
と不可避的成分からなるＰ添加低炭素Ａ１キルド冷延鋼
帯を再結晶温度以上で加熱し、還元性雰囲気で表面を還
元した後、６ｏｏ℃以上の温度から、３０℃／ｓ以上の
冷却速度で２００〜３５０℃の範囲の温度（ＴＥ）まで
冷却し．ＴＥ、で０〜６０ｓ間保定した後、引き続き１
０℃／ｓ以上で４３０〜５００℃に昇温し亜鉛俗に浸漬
した後、再び１０℃／ｓ以上で４８０〜６００℃まで加
熱し、これらの温度で５〜６０ｓ間メッキ層の合金化処
理を行い直ちに、３７０℃以下まで冷却し、その後２５
０〜３２０℃の温度まで４０ｓ以上の過時効処理を行う
ことを特徴とするメッキ層の合金化処理を伴う連続溶融
メッキラインによるメッキ冷延鋼板の製造方法である。

Ｐ添加Ａｌキルド冷延鋼帯を素材とし、ライン内焼鈍式
連続溶融亜鉛メッキ設備のような、きわめてコンパクト
で合理的なラインを用いて、耐歪時効で、高焼付硬化性
を有し、優れたプレス成形性を有する溶融亜鉛メッキ鋼
板あるいは合金化処理溶融亜鉛メッキ鋼板を製造するた
めには、以下の基本的な考え方に従う必要がある。

すなわち、連続溶融亜鉛メッキラインで、ＢＨ性を付与
しつつ耐歪時効性を達成するためには、表面傷を防止す
ることを前提として、亜鉛メッキあるいは合金化処理を
しても、固溶ＣＱを２〜８ｐｐｍという狭い範囲に制御
することが必要となる。

このためには、セメンタイトの結晶粒内での核生成・成
長の速度論に立脚した最適なヒートサイクルによっては
じめて達成が可能となる。また、これによって、粒内炭
化物の密度が増加し、メッキ密着性も向上する。

（作　　用） 本発明について、さらに詳細に説明する。

本発明において化学成分を限定する理由は次の通りであ
る。

Ｃは重量％で０．０１〜０，０４％とする必要がある。

０．０１％未満では、耐歪時効性に不利であるし、また
、充分な強度が得られない。一方、０．０４％超となる
と、製品が硬質化し、「値も低下するため、良好な加工
性が得られない。

Ｓｌは、鋼板の強度を上昇させるが、メッキ密着性を損
なうので、その上限値を０．５％とする。

Ｍｎは、０．０３％未満ではＳによる熱間脆性の危険性
がある。また、０．４０％超では加工性を劣化させる。

さらに過時効処理中のセメンタイトの析出核となるＭｎ
Ｓの数が０．４０％Ｍｎとなると着しく減少するため非
時効性にも不利となる。

Ｐは本発明においては非常に重要な元素である。

０．０２５％未満のＰ量では、強度を３５ｋｇ　ｆ　／
−に保つことが困難となる。一方、０．１３％超となる
と、強度が４５ｋｇ　ｆ　／−を大きく上回り、かつ、
溶接性、二次加工性、表面処理性も劣化させる。

Ｓは、熱間脆性防止のため、０．０２％を上限とする。

Ａ［は、０．０２％未満では、焼鈍時の粒成長性を阻害
するＡｇＮを冷延前に充分に析出させ無害化することが
困難となる。また、０．１０％超となると、ＡＩＮは充
分に析出し粗大化するがコストアップを招く。

Ｎは、０．００７％超では、ＡＩＮの量が多くなり、焼
鈍時の粒成長が阻害され、深絞り性が劣化する。

次に製造条件の限定理由について述べる。

まず、鋼板を再結晶温度以上で加熱し、続いて銅帯を６
００℃以上の温度から、３０℃／ｓ以上の冷却速度で急
冷する。これらの条件は、続く熱処理でセメンタイトを
粒内に析出させるために必要なＣの過飽和度を、充分確
保するために重要な役割を果たす。６００℃未満の温度
から急冷したり冷却速度が３０℃／ｓ未満になると、Ｃ
の過飽和度が不充分となり、結晶粒内に析出するセメン
タイトの密度が低く耐時効性を満足し得ない。また、セ
メンタイトの密度が低いと優れたメッキ密着性も得られ
ない。

もちろん、急冷の手段は、その後の亜鉛メッキが良好と
なるように、活性化した表面を損なわないものでなけれ
ばならない。急冷終点温度（ＴＥ）の効果は、実施例１
で詳細に示すが．ＴＥＥが３５０℃超では、Ｃの過飽和
度を充分確保できず、耐歪時効性を満足させることがで
きず、かつ優れたメッキ密着性も得ることができない。

一方．ＴＥＥが２００℃未満となると、耐歪時効性、メ
ッキ密着性は満足されるが、固溶Ｃ量が低下しすぎてＢ
Ｉ（性が不満足なものとなる。また、結晶粒内灰化物が
密となりすぎて硬質化する。さらに．ＴＥ、が２００℃
未満となると、再加熱に必要なエネルギーコストも著し
く増加するので好ましくない。

Ｔ、での保定は、続く熱処理でセメンタイトを粒内に充
分析出させるために必要なセメンタイトの核生成を促す
効果があるが、６０ｓ超の長時間の保定では、連続溶融
亜鉛メッキラインの特徴である高生産性を損なうもので
あり、現実的でない。

したがって保定時間は、０〜６０ｓとする。

保定後、鋼板は１０℃／ｓ以上の加熱温度で際加熱し、
温度域が４３０〜５００℃の溶融亜鉛ｍに浸漬する。ま
た、必要に応じて引き続いて合金化処理を行う。この場
合には、メッキ後１０℃／ｓ以上の加熱速度で４８０〜
８００℃まで加熱し、これらの温度で５〜Ｇｏｓ間保定
する。この際、１０℃／ｓ未満の加熱速度は、加熱中に
結晶粒内にセメンタイトを核生成させる観点では好まし
いが、徐加熱すぎて炉の設備が大きくなり、工業的には
成立し難い。

亜鉛浴温度が４３０℃未満では、亜鉛の融点に近いため
、操業が不安定となり、一方、５００℃超ではメッキさ
れた亜鉛の密着性に問題が生じる。また、合金化処理条
件が、本発明条件より低温・短時間側にずれると合金化
が不充分となり、高温・長時間側にずれると合金化が進
行しすぎ、加工性やメッキ密着性を阻害するｒ相が鋼板
／亜鉛メッキ層界面に形成される。

このような亜鉛メッキおよび合金化に必要なヒートサイ
クル（再加熱と保定）は、冶金的には固溶Ｃの挙動にも
重要な役割を果たす。すなわち、冷却終点特恵に過飽和
に固溶するＣを駆動力にして保定中ないしは再加熱中に
セメンタイトが粒内に核生成し、一部成長することがで
きる。

メッキ処理あるいは合金化処理を経た鋼板は直ちに３７
０℃以下の温度（Ｔ８）まで急冷し、メッキ処理後はじ
めてハースロールに接し、曲げられ過時効処理に入る。

この温度が３７０℃超となると亜鉛層あるいは合金層が
未だ柔らかいため支持ロールに亜鉛が付着し、表面傷が
発生する。温度Ｔ　から過時効の終点温度（ＴＦ　：２
５０〜３２０℃まで）までを４０Ｓ以上かけて冷却する
。これは、この時点に残存する固溶Ｃの析出をはかるた
め、すなわちセメンタイト核を成長させ固溶Ｃｆｆ１を
８ｐｐｍ以下まで低減するための処理である。Ｔｐが２
５０℃未満で過時効時間が充分長い場合には、固溶Ｃが
減少しすぎて、ＢＨ性が付与できなくなる。

また．ＴＥｐが３２０℃超になると、残存固溶Ｃが８　
ｐｐｍより多くなるので耐歪時効性でなくなる。

一方、過時効時間が４０ｓ未満では、本発明のような効
率的な過時効処理、すなわち、小規模な過冷却とメッキ
処理を兼ねる再加熱・傾斜過特効の技術をもってしても
、耐特効性が得られない。

ここで．ＴＥ　からＴＰまての冷却は、必ずしも直線的
な傾斜冷却である必要はない。のぞましくは、Ｋ、　Ｋ
ｕｒｌｈａｒａとに、　Ｎａｋａｏｋａが’Ｍｅｔａｌ
　ｌｕｒｇｙＯｒ’　Ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ−Ａｎｎｅ
ａｌｅｄ　５ｈｅｅｔ　５ｔｅｅｌ”　　、　　ｅｄ。

Ｂ、　Ｌ、　Ｂｒａｍｆ′ｌｔｔ　ａｎｄ　Ｐ、　Ｌ、
　Ｍａｎｇｏｎｏｎ；　ＴＭＳ−ＡＩＭＥ　。

（１９８２）、　ｐ、ｌ１７〜！３２で公表している、
理論的に求まる最適冷却曲線に沿って冷却することが好
ましい。

（実施例１） 第１表に示す本発明の代表的な化学成分を有する鋼を転
炉にて出鋼し、連続鋳造にてスラブとした後、１０７０
℃に加熱し、仕上げ温度が９０５℃、板厚が４．０關と
なる熱延を行い、続いてランアウトテーブル上で平均冷
却速度が２０℃／ｓの冷却を行い、その後７３０℃で巻
き取った。酸洗後０．８＋ｏｍ厚まで冷延を行い、続い
て実験室的に第１図ａ）、　ｂ）に示すライン内焼鈍式
の連続溶融亜鉛メッキ処理および合金化処理溶融亜鉛メ
ッキ処理を実施した。

その後、１％の調質圧延を加えて、試験に供した。

引張試験は、ＪＩ８２２２０１．５号試験片を用い、同
Ｚ２２４１記載の方法にしたがって行った。

本実施例においては、第１図に示したヒートサイクルの
うち、冷却速度（β１）と冷却終点温度（Ｔ、）が、耐
歪時効特性とＢＨ性におよぼす影響について示す。

ここで、再加熱速度αおよびα１．α２は５０”Ｃ／　
ｓ　、メッキ処理後の冷却速度（β２）は５０”Ｃ／ｓ
、終点温度（Ｔｓ）は３５０℃である。

耐歪時効特性に関しては、調質圧延材に１００℃×６０
分の人工促進時効を施してからＹＰ−Ｅ、１７（降伏点
伸び）を測定することによりＪ・ト価した。

そして、ＹＰ−Ｅｌが０．２％以ドであれば、耐歪時効
特性が冷延鋼板と同様に確保されることを溶融亜鉛メッ
キ鋼板および合金化処理溶融亜鉛メッキ鋼板においても
確認している。

一方、ＢＨ性は、２％の引張予歪後、１７０℃×２０分
塗装焼付相当の熱処理を加えて再び引張試験を行い、熱
処理後の降伏点強度から熱処理前の変形応力を引いた値
で評価した。

試験結果を第２図ａ）、　ｂ）、第３図ａ）、　ｂ）に
示す。

第２図から明らかなように、過時効時間（第１図の１０
＾）を工業的に問題の生じない１２０ｓに限定すると、
終点温度が２５０℃の場合には、合金化処理の有無に依
存せず、耐歪時効特性（ＹＰＥＩ５０．２％）、ＢＨ性
（ＢＨ≧３ｋｇｆ／ａ＋Ｊ）を達成するためには、β１
が３０℃／ｓ以上の急冷を必要とする。

次に．ＴＥＥの影響を第３図に示す。

これはβ１がｌＯＯ℃／ｓの場合である。第３図ａ）、
　ｂ）から明らかなように、合金化処理の有無にかかわ
らず、ＹＰ−Ｅｐ≦０．２％で、かっＢＨ≧３ｋｇｆ／
−を満足するためには．ＴＥＥは２０（１’ｃ以上かつ
３５０以下とする必要がある。Ｔｐが２００’Ｃ未満と
なると、ＢＨ量が不足するのみならず、結品拉内の炭化
物数が多くなりすぎ降伏強度も２６ｋｇ　ｆ　／　ａ＋
Ｊ以上となり硬質化する。さらに、急冷・再加熱のエネ
ルギーコストの上昇を招く。一方、ＴＥが３５０℃超と
なると非時効でなくなる。

（実施例２） 第２表に示す化学組成の熱間圧延・冷間圧延の履歴を有
する実機冷延鋼帯に、実験室的に第１図に示すライン内
焼鈍式の連続溶融亜鉛メッキおよび合金化処理溶融亜鉛
メッキ処理を施し、その後、１．０％の調質圧延に供し
た。

本実施例においては、ｌ）溶融亜鉛メッキ処理あるいは
さらに合金化処理した後に、最初にハースロールに接す
る鋼板の温度（Ｔｓ）が製品表面の性状におよぼす影響
と２〉上記温度と過時効＋＋５間（ｔｏＡ）が耐歪時効
性・焼付硬化性におよほす影響について示す。

すなわち、第１図に示すヒートサイクルにおいて、冷却
速度β１は１００℃／　ｓ　ｓ急冷終点温度ＴＥは２５
０℃、その温度での保定は１０８％再加熱温度αおよび
αｌ、α２は５０℃／ｓであり、本実施例では．ＴＥ８
とｔ。Ａを変化させた。また、製品表面の性状は、目視
で表面傷の検査を注意深く行い、ロールに付着した亜鉛
に起因する表面傷がない状態を合格（○）、ある状態を
不合格（×）とした。耐歪時効性・焼付硬化性の評価方
法は実施例１に記述した通りである。

結果を第３表に示す。

Ｎｏ、８に比較のために、従来法で処理した鋼板（第１
図の破線のヒートサイクル）の特性値を示す。Ｎ１１Ｌ
５〜胤７は、ｔｏＡの影響を調査したものであり、４０
秒以上の過時効処理で、ＢＨ性と耐歪時効性を満足でき
る。

（発明の効果） 本発明によれば、製鋼工程に負担をかけず、非時効で焼
付硬化能を有するプレス成形性に優れた良好な表面性状
を有する溶融亜鉛メッキ鋼板および合金化処理溶融亜鉛
メッキ鋼板がライン内焼鈍式の連続溶融亜鉛メッキライ
ンによって製造することが可能となる。

その結果、連続溶融亜鉛メッキラインの長所、すなわち
材質の均一性、高生産性、省力エネルギー、短納期など
を享受でき、その経済的効果はきわめて大きい。

また、本発明は、溶融亜鉛メッキのみ成らず溶融Ａｐメ
ッキなどの表面処理鋼板を製造するプロセスにも効果が
発揮されるものである。

【図面の簡単な説明】

第１図は、標準的ヒートサイクルを示す図表である。ａ
）は合金化処理を施さない場合、ｂ）は施す場合である
。第２図ａ）、　ｂ）は、合金化処理を施さない場合、
施す場合における製品のＢＨ，ＹＰ−Ｅｌｌ　　（降伏
点伸び）と冷却速度（β１）との関係を示す図表である
。第３図は、第１図の急冷終点温度（Ｔ　　）がＢＨ，
ＹＰ−Ｅｌにおよぼす影響を示す図表である。それぞれ
の図において、ａ）は合金化処理を施さない場合、ｂ）
は施す場合である。

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. １．重量％で Ｃ：０．０１〜０．０４％、 Ｓｉ：０．５％以下、 Ｍｎ：０．０３〜０．４０％、 Ｐ：０．０２５〜０．１３％、 Ｓ：０．０２０％以下、 Ａｌ：０．０２〜０．１％、 Ｎ：０．００７％以下、 残部はＦｅと不可避的成分からなるＰ添加低炭素Ａｌキ
   ルド冷延鋼帯を再結晶温度以上で加熱し、還元性雰囲気
   で表面を還元した後、６００℃以上の温度から、３０℃
   ／ｓ以上の冷却速度で２００〜３５０℃の範囲の温度（
   Ｔ＿Ｅ）まで冷却し、Ｔ＿Ｅで０〜６０ｓ間保定した後
   、引き続き１０℃／ｓ以上で４３０〜５００℃に昇温し
   亜鉛浴に浸漬した後、３７０℃以下まで冷却し、その後
   ２５０〜３２０℃の温度まで４０ｓ以上の過時効処理を
   行うことを特徴とするメッキ層の合金化処理を伴わない
   連続溶融メッキラインによる亜鉛メッキ高強度冷延鋼板
   の製造方法。
2. ２．Ｔ＿Ｅで０〜６０ｓ間保定した後、引き続き１０℃
   ／ｓ以上で４３０〜５００℃に昇温し亜鉛浴に浸漬した
   後、再び１０℃／ｓ以上で４８０〜６００℃まで加熱し
   、これらの温度で５〜６０ｓ間メッキ層の合金化処理を
   行い、直ちに３７０℃以下まで冷却し、その後２５０〜
   ３２０℃の温度まで４０ｓ以上の過時効処理を行うこと
   を特徴とする請求項１記載の連続溶融メッキラインによ
   る亜鉛メッキ高強度冷延鋼板の製造方法。