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WO2005061750A1 - 合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 - Google Patents

合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 Download PDF

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Publication number
WO2005061750A1
WO2005061750A1 PCT/JP2004/019280 JP2004019280W WO2005061750A1 WO 2005061750 A1 WO2005061750 A1 WO 2005061750A1 JP 2004019280 W JP2004019280 W JP 2004019280W WO 2005061750 A1 WO2005061750 A1 WO 2005061750A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
steel sheet
alloying
dip galvanized
temperature
galvanized steel
Prior art date
Application number
PCT/JP2004/019280
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Hiroshi Matsuda
Shoichiro Taira
Keisuke Ono
Toshiaki Urabe
Yasunobu Nagataki
Yasushi Tanaka
Michitaka Sakurai
Yoshiharu Sugimoto
Original Assignee
Jfe Steel Corporation
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
Application filed by Jfe Steel Corporation filed Critical Jfe Steel Corporation
Priority to CA002542828A priority Critical patent/CA2542828C/en
Priority to US10/575,054 priority patent/US20070122554A1/en
Priority to EP04807637A priority patent/EP1696048A4/en
Publication of WO2005061750A1 publication Critical patent/WO2005061750A1/ja

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    • C23C2/36—Elongated material
    • C23C2/40—Plates; Strips

Definitions

  • the present invention relates to a method for producing a high-strength alloyed hot-dip galvanized steel sheet having excellent stability of mechanical properties used in industrial fields such as automobiles and electricity.
  • these steel sheets are plated on the surface for the purpose of improving the barrier properties during actual use.
  • these steel sheets are plated on the surface for the purpose of improving the barrier properties during actual use.
  • in order to ensure pressability, spot weldability, and paint adhesion not only plating but also heat treatment after plating and alloyed hot-dip galvanized steel with Fe diffused into the plating layer.
  • Steel plates are widely used, and various steel plates have been developed.
  • Patent Document 1 proposes a method of manufacturing an alloyed hot-dip galvanized steel sheet having excellent workability
  • Patent Document 2 proposes a method of manufacturing a high-strength, high-ductility zinc-coated steel sheet having high strength, high ductility and excellent anti-dust performance. Have been.
  • the base metal has excellent local ductility, improves plating wettability and powdering properties, and has excellent ductility.
  • Patent Literature 4 and Patent Literature 5 propose a 44-640 MPa class hot-dip steel sheet having excellent plating properties and a method for producing the same.
  • Patent Documents 6 and 7 disclose immersion in a plating bath after rapid low-temperature heating after Ni preplating, followed by alloying. By doing so, a high-tensile alloyed hot-dip galvanized steel sheet with excellent plating properties and plating adhesion and a method for producing the same, Patent Document 8 proposes a steel sheet using Cu pre-plating and a method for producing the same. I have. Patent Document 1 Japanese Patent Application Laid-Open No. H11-27976991,
  • Patent Document 2 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2000-38082,
  • Patent Document 3 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2002-304004,
  • Patent Document 4 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2000-200 3
  • Patent Document 5 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2000-2006-290
  • Patent Document 6 JP-A-4-3 3 3 5 5 2
  • Patent Document 7 Japanese Patent Application Laid-Open No. 4-346664,
  • Patent Document 8 Japanese Patent Application Laid-Open No. 11-1-272 12
  • Patent Document 9 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2000-1-11538 states that these inventions have been developed from the viewpoint of improving the press workability and other various properties, and at the same time, satisfying both the plating properties. Therefore, no consideration has been given to the stability of mechanical properties.
  • Patent Document 1 by adding Mn at least 15 times that of C, the progress of the pearlite and bainite transformation is remarkably delayed by reheating for the alloying treatment of the plating layer. It is stated that if the alloying treatment is performed in the range of 0 to 600 ° G, 3 to 20% of martensite and residual austenite remain after cooling. However, its properties change depending on the conditions of the alloying heat treatment, and thus, there may be problems in actual use.
  • Patent Literature 2 since the ⁇ 0 is passed after the ⁇ 0 is passed, there is a problem in cost.
  • the alloying treatment temperature is determined from the relationship between the Si amount and the Fe amount.
  • the effect of the retention time is actually large, and stable characteristics cannot be obtained by controlling only the temperature.
  • Patent Document 4 since the total content of Si and AI can be relatively increased by including Ni and Cu, alloying treatment at about 550 ° C does not cause deterioration of ductility. There is no. However, actually, the effect of the holding time is so large that stable characteristics cannot be obtained by controlling only the temperature.
  • Patent Document 9 proposes a method for producing a high-tensile hot-dip galvanized steel sheet in which variations in mechanical properties are reduced without adding a large amount of alloying elements. This method achieves high strength by a combination of solid solution strengthening and precipitation strengthening. This method is to stabilize the characteristics by appropriately controlling the soaking temperature (that is, the recrystallization annealing temperature) in the plating line. No consideration is given to variations in mechanical properties due to variations in the alloying conditions of the plating layer and the plating layer, and the effect is not sufficient.
  • the soaking temperature that is, the recrystallization annealing temperature
  • the addition of Mo suppresses the austenite remaining in the process up to that point when it is heated to about 550 ° C, thereby suppressing the transformation to a pearlite. It is said to be effective in securing the quantity.
  • the effect may not be obtained depending on the alloying heat treatment conditions only by adding Mo.
  • the alloyed hot-dip galvanized steel sheet is manufactured by heat treatment after immersion in the plating bath and by diffusing Fe of the steel sheet during plating. It is necessary to precisely control the e content and its layer structure. At this time, since the degree of diffusion of Fe into the plating layer greatly varies depending on the steel sheet composition, it is necessary to change the heat treatment conditions for each steel type.
  • Patent Literature 6, Patent Literature 7, and Patent Literature 9 propose a method for solving such a problem by facilitating alloying.
  • the methods proposed in Patent Documents 6 and 7 increase the cost due to the necessity of a step of pre-plating Ni and rapid low-temperature heating before plating (4). (500 ° C to 500 ° C), it is necessary to control the structure of the steel sheet and the like before CGL passing in order to obtain mechanical properties.
  • Patent Document 9 proposes a steel sheet using Cu pre-plating and a method of manufacturing the same in order to enable such rapid low-temperature heating even at a high temperature. Is required, resulting in increased costs.
  • An object of the present invention is to provide a method for producing a galvannealed steel sheet which can suppress variations in mechanical properties due to alloying conditions of the plating layer.
  • the present invention provides a step of preparing a hot-dip galvanized steel sheet, a step of alloying the hot-dip galvanized steel sheet, and a step of alloying according to the Si and AI contents.
  • a method for producing an alloyed hot-dip galvanized steel sheet comprising a step of controlling a processing time and a processing temperature of the processing.
  • the hot-dip galvanized steel sheet is, in mass%, C: 0.05 to 0.30%, Si: 0.01 to 2.0%, Mn: 0.08 to 3.0%. , P: 0.003 to 0.1%, S: 0 to 0.07%, AI: 0.0 "! To 2.5%, N: 0 to 0.007%, the balance is Fe and inevitable impurities Consists of
  • the step of controlling the treatment time and the treatment temperature of the alloying treatment comprises controlling the treatment time and the treatment temperature of the alloying treatment based on the following formula according to the contents of Si and AI.
  • T is maintained at 465 ° C or more when alloying the plating layer on the steel sheet t (sec) T is maintained at 465 ° C or more when alloying the plating layer on the steel sheet Average temperature T (° C) over the entire time t (seconds)
  • the hot-dip galvanized steel sheet is expressed by mass%, i: 0.01 to 0.1%, Nb: 0.0 "! To 0.1%, B: 0.0003 to 0.0050%, N At least one selected from the group consisting of i: 0.005 to 2.0% and Cu: 0.005 to 2.0% may be further contained. Further, the present invention provides a step of preparing a hot-dip galvanized steel sheet, a step of alloying the hot-dip galvanized steel sheet, and a step of alloying according to the contents of Si, AI, Cr, Mo and V. Provided is a method for producing an alloyed hot-dip galvanized steel sheet having a process time and a process temperature control process.
  • the hot-dip galvanized steel sheet is substantially in mass%, C: 0.05 to 0.30%, Si: 0.0 "! To 2.0%, Mn: 0.08 to 3. 0%, P: 0.003 to 0.1%, S: 0 to 0.07%, AI: 0 ⁇ 0 "! ⁇ 2.5%, N: 0 ⁇ 0.007%, Cr: 0.01 ⁇ 2.0%, V: 0.005 ⁇ 2.0%, Mo: 0.005 ⁇ 2.0% At least one selected from the group consisting of Fe and the balance consists of Fe and unavoidable impurities.
  • the processing time and the processing temperature of the alloying processing are determined based on the following formula according to the contents of S, AI, Cr, Mo and V. Control.
  • T is the average temperature T (° C) over the entire time t (seconds) maintained above 465 ° G when alloying the coating layer on the steel sheet
  • the hot-dip galvanized steel sheet is expressed by mass%: Ti: 0.01 to 0.1%, Nb: 0.01 to 0.1%, B: 0.0003 to 0.0050%, Ni : 0.005 to 2.0%, Cu: at least one selected from the group consisting of 0.005 to 2.0%.
  • Figure 1 (a) is a schematic diagram of the relationship between the alloying temperature "time”, tensile strength, and total elongation in the conventional technology.
  • FIG. 1 (b) is a schematic diagram showing the relationship between alloying temperature / time and tensile strength / total elongation in the present invention.
  • Figure 2 shows the stability of the mechanical properties when the composition of the steel sheet and the temperature of the alloying treatment were changed in the case of the alloying treatment time of 15 to 30 s.
  • Fig. 3 (a) to (d) show the steel sheet composition and alloying at the alloying treatment temperatures of 600 ° C, 550 ° C, 520 ° C, and 500 ° C, respectively. It is a country showing the stability of heat treatment conditions and mechanical properties.
  • the present inventors investigated the factors that affect the variation in mechanical properties of a high-strength alloyed hot-dip galvanized steel sheet. As a result, even if the annealing conditions before plating bath immersion and the heat treatment conditions until plating bath immersion after annealing were precisely controlled, the mechanical properties were greatly affected by the alloying heat treatment after plating bath immersion. Was.
  • Fig. 1 (a) and Fig. 1 (b) schematically show the relationship between the alloying temperature 'time' and tensile strength 'total elongation.
  • the point 0 is the case where no alloying treatment is performed after immersion in a plating bath at 460 to 465 ° C.
  • Figure 1 (a) shows the case where a conventional steel sheet is manufactured under general alloying condition control.
  • the tensile strength and total elongation may decrease due to an increase in the alloying temperature and an increase in Z or alloying time. The characteristic changes greatly depending on conditions.
  • the alloying conditions are controlled so that the Fe% in the plating layer and the plating layer structure are optimized, but the alloying conditions differ depending on the required plating amount even for the same steel type component.
  • the optimum alloying conditions also change when the threading speed is changed due to a difference in sheet thickness.
  • the mechanical properties change greatly due to the alloying conditions as shown in Fig. 1 (a)
  • the properties of the final product such as strength ⁇ elongation, will change.
  • the inventors of the present invention focused on the fact that the degree of influence of the alloying heat treatment conditions on the mechanical properties greatly differs depending on the steel sheet composition, and conducted an investigation on the relationship between the chemical composition and the alloying heat treatment temperature and time.
  • the chemical composition of the steel sheet it is possible to produce a steel sheet with almost no variation in mechanical properties within the range of the alloying heat treatment conditions required for normal operation, and as a result Revealed.
  • the effect of alloying conditions on materials of various chemical components was investigated, and it was clarified that the degree of the effect greatly differs depending on the chemical components.
  • c is an element that stabilizes austenite, and is an element necessary to secure the amount of martensite and leave austenite at room temperature. If the C content is less than 0.05%, it is difficult to secure the strength of the steel sheet and at the same time secure the amount of residual austenite to satisfy the predetermined characteristics even if the production conditions are optimized. On the other hand, if the C content exceeds 0.30%, the weld and the heat-affected zone are significantly hardened, deteriorating the weldability. From such a viewpoint, the amount of C is set in the range of 0.05 to 0.30%. Preferably, it is set to 0.05% to 0.2%.
  • Si is an element effective for strengthening steel.
  • Si since it is a ferrite-forming element and promotes the concentration of c in austenite and suppresses the formation of carbides, it has the function of promoting the formation of residual austenite. Often added. This effect is obtained at Si: 0.01% or more.
  • the addition amount should be 0.01 ° /. ⁇ 2.0%.
  • Mn 0.08 to 3.0%
  • Mn is an element effective for strengthening steel. Also, it is an element that stabilizes austenite and is necessary for increasing the volume of martensite-retained austenite. This effect is obtained when Mn is 0.08% or more. On the other hand, if Mn is added in excess of 3.0%, the second phase fraction becomes too large and the strength increase due to solid solution strengthening becomes significant. Therefore, the amount of Mn is set to 0.8 to 3.0%. Preferably, the content is 1.0 to 3.0%.
  • P is an element effective for strengthening steel, and this effect can be obtained at P: 0.003% or more. If added in excess of 0.1%, grain boundary segregation causes embrittlement and degrades impact resistance. Therefore, the P content is set to 0.003% to 0.1%.
  • AI is a ferrite-forming element, and has a function of accelerating the enrichment of C in austenite and suppressing the generation of carbohydrates, thereby promoting the generation of residual austenite.
  • This effect is obtained at A 1: 0.01% or more.
  • large amounts may be added to the composite structure steel and the TRIP steel, but excessive addition may cause embrittlement of the ferrite and degrade the balance between strength and ductility of the material. Become.
  • the content exceeds 2.5%, the inclusions in the steel sheet increase the amount of the steel and deteriorate the ductility. Therefore, the addition amount is set to 0.01% to 2.5%. Preferably it is 0.1 to 2.0%.
  • N is an element that most significantly deteriorates the aging resistance of steel, and the smaller the better, the better. If it exceeds 0.007%, the deterioration of the aging resistance becomes significant. Therefore, the N amount is set to 0.007% or less.
  • the steel sheet of the present invention contains the above basic components and iron as main components.
  • the main component is a meaning that does not impair the inclusion of unavoidable impurities and the function of the above basic components, but rather does not hinder the content of an element that can improve these functions or improve mechanical and chemical properties.
  • Cr suppresses the generation of powder during cooling from the annealing temperature. This effect is obtained when C r: 0.01% or more. If it exceeds 2.0%, there is a concern about deterioration of the adhesion, so it is specified as 0.01% to 2.0%.
  • V suppresses the generation of pearlite during cooling from the annealing temperature. This effect is obtained at V: 0.005% or more. If it exceeds 2.0%, the amount of ferrite will be too small and workability will be reduced. Therefore, it is defined as 0.005% to 2.0%.
  • Mo is effective for delayed fracture resistance, etc., and this effect can be obtained at Mo: 0.005% or more. However, when the content exceeds 2.0%, the workability is reduced. Therefore, it is defined as 0.005% to 2.0%.
  • T can contain one or more of the following T, Nb, B, Ni, and Cu.
  • D i and N b are effective for precipitation strengthening of steel, and this effect is obtained at T i and N b: 0.01% or more, respectively, and within the range specified in the present invention, it is effective for strengthening steel. You can use it. However, if it exceeds 0.1%, the workability and the shape freezing property decrease. Therefore, it is set to 0.01% to 0.1%.
  • B has the effect of suppressing the generation of ferrite from the austenite grain boundaries.
  • the effect is obtained at B: 0.0003% or more. However, if it exceeds 0.0050%, the amount of ferrite becomes too small, and the workability is reduced. Therefore, it is set to 0.0003% to 0.0050%.
  • Ni 0.005 to 2.0%
  • Cu 0.005 to 2.0%
  • Ni and Cu are austenite stabilizing elements, which have the effect of retaining austenite and increasing strength. Its effectiveness can be obtained at more than 0.005% each. However, if added in excess of 2.0%, the ductility of the steel sheet decreases. Therefore, it is defined as 0.005 to 2.0%.
  • the inventors first investigated in detail the factors that affect the variation in mechanical properties of a high-strength alloyed hot-dip galvanized steel sheet.
  • Figure 2 shows an example. This figure shows the change in mechanical properties when a steel sheet having various steel sheet components is heat-treated with the alloying temperature varied and the alloying time set to 15 to 30 s. The vertical axis shows the equation obtained from the steel sheet composition.
  • the alloying heat treatment is performed to suppress the Fe content and phase structure in order to ensure the adhesion of the plating layer, etc.
  • the conditions differ depending on the chemical components, and even if the same components are used, the plating adheres It is necessary to change the alloying heat treatment conditions in order to obtain the optimum coating depending on the amount and passing speed.
  • the heat treatment pattern is changed in this way, the mechanical properties of the high-strength steel sheet change.
  • Figure 3 shows the effect of chemical composition and alloying conditions on changes in mechanical properties.
  • the alloying temperature and the equation S i + AI (+5 XC r +15 XMO +15 XV) obtained from the steel sheet composition and the alloying time the deterioration state of the mechanical properties can be clearly arranged.
  • the alloying heat treatment conditions were summarized by the time during which the alloying treatment was maintained at a plating bath temperature (about 465 ° G) or higher and the average temperature within that time, the mechanical It was clarified that the change in properties had a good correlation with the alloy composition of the steel sheet.
  • the chemical composition of the steel sheet and the conditions of the alloying heat treatment are defined based on this knowledge, and the alloying conditions change during operation with almost no deterioration of the characteristics, and the case where the alloying treatment is not performed.
  • the heat treatment conditions at which the highest temperature and the longest time during the alloying heat treatment are T (° C) and t (s)
  • the steel sheet component S i + A I satisfies the following equation
  • the present inventors have conducted extensive studies on these precipitation phenomena, and found that Si and A1 suppress such carbide precipitation, and the range of temperature-time at which stable characteristics can be obtained by increasing the amount of addition is as follows.
  • the effect of temperature T is larger at higher temperatures, so it is determined recursively by exponential approximation instead of linear approximation, and the difference from the plating bath temperature (about 465 ° C) is calculated. It was possible to satisfactorily sort out the effects by the cube of.
  • the effect of the alloying time changes at each temperature, but in any case, the longer the time, the smaller the change in the effect.
  • the alloying time t was successfully arranged at the power of 0.75. As described above, when the difference between T and the plating bath temperature (approximately 465 ° C) increases, the degree of the effect increases significantly. This is probably because the precipitation is diffusion-controlled.
  • the plating bath temperature is not limited to about 465 ° C, but may be, for example, in the range of 440 to 480 ° C. Even when the plating bath temperature is changed, the range of the Si and Al contents can be specified by the above equation based on 465 ° C.
  • the alloying heat treatment within the conditions is considered. In this case, it was possible to obtain a material with a small change in mechanical properties, that is, no deterioration in mechanical properties occurs in the range of conditions that change due to changes in the amount of plating, changes in sheet thickness, and changes in sheet passing speed in normal manufacturing. There is a feature in the point.
  • a piece obtained by melting steels having the chemical components shown in Table 1 was heated to 1200 ° C, and then hot-rolled to a thickness of 3.0 mm and a width of 1200 mm by hot rolling. After forming the steel sheet, a 1.2 mm thick cold-rolled steel sheet was formed by pickling and cold rolling. Then, at a continuous molten zinc plating line, after heating and holding at 825 ° C and 120 s, it was cooled at a cooling rate of 10 ° G / s, and was weighted with a zinc plating bath at 460 ° C. An amount of 50/50 g Zm 2 was applied.
  • the alloying of the plating layer is performed by an induction heater and the subsequent preservation, and by changing the line speed, heater output, heat preservation in the preservation and cooling conditions, the alloying heat treatment conditions are variously changed and the alloying and melting are performed.
  • Galvanized steel sheets were prepared.
  • the GI was manufactured with the induction heater turned off.
  • the material obtained was subjected to a 0.3% temper rolling, and added to the JIS No. 5 test piece. After that, a tensile test is performed to obtain TS (tensile strength).
  • the EI total growth
  • Evaluation of the variation in mechanical properties was performed by comparing TS (kgf / mm 2 ) and El (%) with a material that was not alloyed.

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Abstract

合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法は、溶融亜鉛めっき鋼板を準備する工程と、前記溶融亜鉛めっき鋼板を合金化処理する工程と、Ｓｉ及びＡｌの含有量に応じて合金化処理の処理時間と処理温度を制御する工程とを有する。前記溶融亜鉛めっき鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０５～０．３０％、Ｓｉ： ０．０１～２．０％，Ｍｎ：０．０８～３．０％，Ｐ：０．００３～０．１％，Ｓ：０～０．０７％，Ａｌ：０．０１～２．５％，Ｎ：０～０．００７％、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる。合金化処理の処理時間と処理温度は、Si+Al ≧ 1.5x10-7 x t0.75 x ( T - 465 )3 + 0.117、の式に基づいて制御される。ｔは、鋼板上のめっき層を合金化する際に４６５℃以上に保持される全時間ｔ（秒）、Ｔは、鋼板上のめっき層を合金化する際に４６５℃以上に保持される全時間ｔ（秒）における平均温度Ｔ（℃）である。

Description

明細書 合金化溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法 技術分野
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つき鋼板の製造方法に関するものである。 背景技術
近年、地球環境保全の見地から、 自動車の燧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卜、 マルテンサイトニ相鋼 （Dual- Phase鋼）や残留オーステナイ卜の変態誘起塑性を利用した T R I P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鯖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、単にめつ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 F eを拡散させた合金化溶融亜鉛めつき鋼板が多く使用されておリ、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つき鋼板、特許文献 2で は高強度、高延性でかつ防鑌性能に優れた高張力高延性亜鉛めつ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 融亜鉛めつき鋼板、特許文献 4および特許文献 5では、めっき性に優れた 4 4 0〜 6 4 0 M P a級の溶融めつ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、 N i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、 めつき性、めつき密着性に優れた高張力合金化溶融亜鉛めつき鋼板とその製造方法、 特許文献 8では、 C u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。 特許文献 1 特開平 1 1一 2 7 9 6 9 1号公報、
特許文献 2 特開 2 0 0 2 - 3 8 2 4 8号公報、
特許文献 3 特開 2 0 0 2— 3 0 4 0 3号公報、
特許文献 4 特開 2 0 0 0— 2 3 4 1 2 9号公報、
特許文献 5 特開 2 0 0 0— 1 6 0 2 9 0号公報、
特許文献 6 特開平 4— 3 3 3 5 5 2号公報、
特許文献 7 特開平 4— 3 4· 6 6 4 4号公報、
特許文献 8 特開平 1 1—1 2 7 1 2号公報、
特許文献 9 特開 2 0 0 1— 1 1 5 3 8号公報、 し力、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、 M nを Cの 1 5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卜およびべィナイト変態の進行を著しく遅 延させることにより 5 0 0〜 6 0 0 °Gの範囲で合金化処理を行えば冷却後も 3〜2 0 %のマルテンサイトおよび残留オース亍ナイ卜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、 0八し通板後に〇0しを通板するため、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 S i と F e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、 N iや C uを含有させることにより、 S i と A Iの合計含有量を 比較的多く出来るので、 5 5 0 °C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ばらつきを 低減した高張力溶融亜鉛めつ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。 し力、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ばらつき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、 M oの添加は 5 5 0 °C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一ライト変態することを抑制し、最終的に残留ォー 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 M oの添加だけでは合金化熱処理条件によリ、その効果が得られない場合がある。 合金化溶融亜鉛めつき鋼板はめつき浴への浸漬後に熱処理を施し、めっき中へ鋼板 の F eを拡散させることにより製造されるが、めっき密着性ゃ摺動性の観点から、め つき層 F e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 F e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つ 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 9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。 し力、しな力ら、特許文献 6、 特許文献 7で提案されている方法では、 N iをプレめっきする工程が必要なことによ るコスト増加、 およびめつき前は急速低温加熱（4 5 0 °C~ 5 0 0 °C)であるため、 機械特性を得るために鋼板組織等の制御を C G L通板前に行っておく必要がある。ま た、特許文献 9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 C u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 C u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 亜鉛めつき鋼板に関するこれまでの発明はめつ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つたのが現状である。 発明の開示
本発明の目的は、めつき層の合金化条件による機械特性のバラツキを抑制すること を可能にした合金化溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法を提供することである。
上記目的を達成するために、本発明は、溶融亜鉛めつき鋼板を準備する工程と、前 記溶融亜鉛めつき鋼板を合金化処理する工程と、 S i及び A Iの含有量に応じて合金 化処理の処理時間と処理温度を制御する工程とを有する合金化溶融亜鉛めつき鋼板 の製造方法を提供する。
前記溶融亜鉛めつき鋼板は、 実質的に、 質量％で、 C : 0. 05〜0. 30%， S i ： 0. 01〜 2. 0 %， M n ： 0. 08〜 3. 0 %, P ： 0. 003〜 0. 1 %， S ： 0〜 0. 07%， A I ： 0. 0 "！〜 2. 5%, N ： 0〜 0. 007%、 残部が F eおよび不可避不純物からなる。
前記合金化処理の処理時間と処理温度を制御する工程は、合金化処理の処理時間と 処理温度を、 S i及び A Iの含有量に応じて、下記の式に基づいて制御することから なる。
Si+AI ≥ 1·5χ10—7 X ΐ0-75 χ ( Τ— 465 )3 + 0.117
tは、鋼板上のめっき層を合金化する際に 465°C以上に保持される全時間 t (秒） Tは、鋼板上のめっき層を合金化する際に 465°C以上に保持される全時間 t (秒） における平均温度 T (°C)
前記溶融亜鉛めつき鋼板は、 質量％で、 丁 i : 0. 01〜0. 1 %， N b ： 0. 0 "！〜 0. 1 %， B： 0. 0003〜 0. 0050%， N i ： 0. 005〜 2. 0 %， C u ： 0. 005〜2. 0%からなるグループから選択された少なくとも一つを更に 含有してもよい。 更に、本発明は、溶融亜鉛めつき鋼板を準備する工程と、前記溶融亜鉛めつき鋼板 を合金化処理する工程と、 S i， A I， C r , Mo及び Vの含有量に応じて合金化処 理の処理時間と処理温度を制御する工程とを有する合金化溶融亜鉛めつき鋼板の製 造方法を提供する。
前記溶融亜鉛めつき鋼板は、 実質的に、 質量％で、 C： 0. 05〜0. 30%， S i ： 0. 0 "！〜 2. 0 %， M n ： 0. 08〜 3. 0 %， P： 0. 003〜 0. 1 %， S ： 0〜 0. 07%, A I ： 0 · 0 "！〜 2. 5%, N ： 0〜 0. 007 %、 更に、 C r ： 0. 01〜 2. 0 %， V： 0. 005〜 2. 0 %， Mo： 0. 005〜 2. 0% からなるグループから選択された少なくとも一つ、残部が F eおよび不可避不純物か らなる。
前記合金化処理の処理時間と処理温度を制御する工程は、合金化処理の処理時間と 処理温度を、 Sし A I , C r , Mo及び Vの含有量に応じて、 下記の式に基づいて 制御することからなる。
Si+AI+5xCr+15xMo+15xV ≥ 1.5x10一7 x t。'75 x ( T - 465 )3 + 0.117 tは、鋼板上のめっき層を合金化する際に 465。G以上に保持される全時間 t (秒）
Tは、鋼板上のめっき層を合金化する際に 465°G以上に保持される全時間 t (秒） における平均温度 T (°C)
前記溶融亜鉛めつき鋼板は、 質量％で、 T i : 0. 01〜0. 1 %， N b ： 0. 0 1〜 0. 1 %， B： 0. 0003〜 0. 0050%, N i ： 0. 005〜 2. 0 %， C u ： 0. 005〜2. 0%からなるグループから選択された少なくとも一つを更に 含有してもよい。
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つき鋼板が 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鯖化 に対して極めて有益であって、 工業的効果が大きい。 図面の簡単な説明
図 1 (a) は、 従来技術における、 合金化温度"時間と引張強度，全伸びの関係を 模式図である。
図 1 (b) は、 本発明における、 合金化温度■時間と引張強度'全伸びの関係を模 式図である。 図 2は、合金化処理時間 1 5〜3 0 s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図である。
図 3 ( a )〜（d )は、合金化処理温度を 6 0 0 °C、 5 5 0 °C、 5 2 0 °C、 5 0 0 °C とした場合それぞれについて、鋼板成分、合金化熱処理条件と機械特性の安定性を示 す國である。 発明を実施するための形態
本発明者らは高強度合金化溶融亜鉛めつ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 浴浸瀆までの熱処理条件を精密に制御したとしても、機械特性はめつき浴浸漬後の合 金化熱処理によって大きく影響^受けることが分かつた。
図 1 ( a ) と図 1 ( b ) 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 ) と図 1 ( b ) において、 0点は 460~465°Cのめつき浴に漫漬後、 合金化処理を施さない場合である。 図 1 ( a )は従来鋼板を一般的な合金化条件制御 で製造した場合で，合金化温度の上昇および Z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つき層中の Fe%やめつ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つき量によって合金化条件は異なる。 また， 板 厚の違い等によリ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。
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 つ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，時間の闋係について 銳意検討を行った。 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ず、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。詳細は後の限定理 由の説明で記すが，本発明ではます 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つき浴浸漬後に合金化のためにめつ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することによ つて， 通常の製造時における板厚 ·めっき量，通板速度の変化等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ず，ばらつき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， めっき浴温 460〜465°C) 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り， この合金化条件範囲（0〜X点） と鋼板成分の 関係を明確にすることによリ，実際の製造時に必要な条件変化範囲において機械特性 にばらつきのほとんど認められ鋼板を得ることが可能となつた。
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. 0 5〜0. 3 0 %
cはオーステナイトを安定化させる元素であり、マルテンサイ卜量の確保および室 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. 0 5 %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 ィト量を確保し、 所定の特性を満たすことが難しい。 一方、 C量が 0. 3 0 %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. 0 5〜0. 3 0 %の範囲内とする。 好ましくは、 0. 0 5 %〜0. 2 %で める。
S i ： 0. 0 1〜 2. 0 %
S iは、鋼の強化に有効な元素である。 また、 フェライ卜生成元素であり、 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 ナイ卜の生成を促進する働きがあるので、複合組織鋼および T R I P鋼に添加される ことが多い。 この効果は S i ： 0. 0 1 %以上で得られる。 しカヽし、過剰な添加はフ ェライ卜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つきを施す場合はめつき付着"密着性の劣化を引き起こす。従 つて、 添加量を 0. 0 1 °/。〜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、オーステナイ卜を安定化させる元素 であり、マルテンサイトゃ残留オーステナィ卜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. 8〜3. 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。 し力、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〜 0. 07 %
Sは、 Mn S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 つ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。
A I ： 0. 01〜 2. 5%
A Iは、 フェライ卜生成元素であり、オーステナィト中への Cの濃化促進および炭 化物の生成を抑制することから、残留オース亍ナイ卜の生成を促進する働きがある。 この効果は A 1 : 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 TR I P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卜の脆化を招 き、 材料の強度一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リ延性を劣化させる。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 : 0〜0. 007%
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. 0 07%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。
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 C r， 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。
C r : 0. 01〜 2. 0%
C rは焼鈍温度からの冷却時にパ一ライ卜の生成抑制する。 この効果は、 C r ： 0. 01 %以上で得られる。 し力、し、 2. 0%を超えるとめつ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卜の生成を抑制する。 この効果は、 V： 0. 005%以上で得られる。 し力、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。 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ぁリ、 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ようになる。従って、 0. 005% 〜2. 0%と規定する。
更に、 下記の T し N b， B， N i， C uのうちから 1種以上の元素を含有するこ とができる。
T i， N b ：それぞれ 0. 01〜 0. 1 %
丁 i , N bは鋼の析出強化に有効であり、 この効果は T i , N b ：それぞれ 0. 0 1 %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。 従って、 0· 01 %〜0. 1 %とする。
B： 0. 0003〜0. 0050%
Bはオーステナイ卜粒界からのフェライ卜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。 従って、 0. 0003%〜0. 0050% とする。
N i ： 0. 005~2. 0%、 Cu : 0. 005〜 2. 0%
N i， 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。 その効杲はそれぞれ 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。 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。 発明者らは、まず高強度合金化溶融亜鉛めつ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 のめつ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， 種々の鋼板成分を 有する鋼板を合金化温度を変化させて， 合金化時間を 15〜30s 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。 縦軸に鋼板成分から求められる式
S i +A I (+5 C r + 1 5xMo+ 1 5 V), 横軸には合金化温度 （合金化処理 する際に、 465°G以上で保持される全時間における平均温度） をとリ， 合金化熱処 理をしない場合との機械特性の差が， ATS (k g f /mm2) が 2 k g f Zmm2 以内でかつ ΔΕ I (%)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、 安定性良好が Oで、 安定性不良が Xで表されている。 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 S i +A I (+5 C r +1 5xMo + 1 5xV)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 高温になるほど影響度合いが大きくなることがわかつだ。 なお， 鋼板成分 から求められる式は， （ ） 内の元素が鋼板に添加されていない場合には S ί， A I のみで整理されるものであり， C r， 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，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に， 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示す. 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 S i + A I ( + 5 X C r + 1 5 XM O + 1 5 XV ) 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°G)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 ^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 (°C), t ( s ) である場合に、 鋼板成分の S i +A Iが下記の式を満たし、
S i+AI ≥ 1. 5x10-7 X t0'75 x ( T - 465 ) 3 + 0. 117
また C r， M o , Vが含有される場合には鋼板成分の S i +A I+5xGr+15xNlo+15xVが下記 の式を満たせば、
S i+AI+5xCr+15xMo+15xV ≥ 1. 5x10— 7 x t0.75 x ( T - 465 ) 3 + 0. 117
機械特性のばらつき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 化を抑制は十分ではなく，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 るためであリ，また残留オース亍ナイ卜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.
発明者らは， これらの析出現象に対して銳意検討した結果， Siと A1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リ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 Or, Mo,Vはその効果が大きく， Crで Si,Ai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 つき浴温（約 465°C) 以上に保持される時間 （以下， 合金化時間と記す） とその時間 内における平均温度（以下， 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°C) 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 Tとめつき浴温 (約 465°C)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°Cに限られるものでは なく， 例えば， 440~480°C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°C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つき量， 板厚変化， 通板速度変化による条件変動範囲では 機械特性の劣化が生じない点に特徴がある。 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錶片を 1 2 0 0 °Cに加熱した後、熱間圧延 で板厚 3 . O mm. 板幅 1 2 0 0 mmの熱延鋼板とした後、 酸洗、 冷間圧延によって 1 . 2 mm厚の冷延鋼板となした。 その後、 連続溶融亜鉛めつきラインで、 8 2 5 °C、 1 2 0 sの加熱保持後、 1 0 °G/ sの冷却速度で冷却し、 4 6 0 °Cの亜鉛めつき浴で 目付け量 5 0 / 5 0 g Zm2のめつきを施した。 めっき層の合金化はインダクション ヒータおよびその後の保熱帯によリ行い，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， G Iは， インダクション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、 J I S 5号試験片に加 ェ後、 引張試験を行って TS (引張り強さ）。 E I (全伸び） を調査した。 機械特性 のばらつきの評価は、 合金化処理を施さなかった材料との TS (k g f /mm2) と E l (%) の比較によって行い。 ATS (k g f Zmm2) が 2 k g f Zmm2以内 でかつ AE I (%)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ばらつきが少なく、目標とした特性が得られていることがわか る。
14
Figure imgf000016_0001
表 2-1
合金化熱処 合金化無し機械
機械特性値 機械特性値差 m 理条件 i+AI+bし Γ 特性値
Mo. T +15V+ 備者
No. 15Mo
T(°C) t(s) 曰（％) El ( ) ATS Δ ΕΙ
1 1 550 15.0 3.51 n s •η ¾ 24.2 24.0 0.9 0.2 発明例
2 1 600 30.0 3.51 A 85 ft 19.1 24.0 7.6 4.9 比較例
3 2 600 5.6 3.31 1 fi 28.2 28.5 0.2 0.3 発明例
4 2 600 11.1 3.31 9 3β 7 27.9 28.5 0.6 0.6 発明例
5 2 600 15.3 3.31 28.3 28.5 0.8 0.2 発明例
6 2 600 18.2 3.31 27.5 28.5 5.1 1.0 比較例
7 2 600 22.7 3.31 7fi 5 27.8 28.5 8.8 0.7 比較例
8 3 550 15 3.19 ε ¾ 28.5 28.7 1.8 0.2 発明例
9 3 580 35 3.19 26.0 a¾ 7 28.7 7.4 2.7 比較例
10 4 550 15 2.96 27.0 R1 n 26.8 0.5 0.2 発明例
11 4 600 25 2.96 A 4 25.5 «1 n 26.8 4.8 1.3 比較例
12 5 550 15 2.61 Ω R9 34.2 34.8 0.8 0.6 発明例
13 6 600 7.3 2.52 i J 31.9 fi4 2 32.0 0.4 0.1 発明例
14 6 600 10.2 2.52 0 30.3 32.0 0.8 1.7 発明例
3 ω
15 6 600 14.1 2.52 30.5 fi4 2 32.0 2.7 1.5 比較例
16 6 600 17.2 2.52 30.4 32.0 3.9 1.6 比較例
17 6 600 23.7 2.52 Oft 28.5 32.0 6.2 3.5 比較例
18 6 550 18 2.52 31.3 32.0 1.4 0.7 発明例
19 6 550 62 2.52 31.0 fi4ク 32.0 1.2 1.0 発明例
20 6 550 80 2.52 0 RR 7 30.3 32.0 5.5 1.7 比較例
21 6 550 92 2.52 Ω 29.2 32.0 8.2 2.8 比較例
22 7 550 15 2.49 0 82 80J 27.1 80.5 27.8 0.2 0.7 発明例
23 7 600 15 2.49 24.8 27.8 4.3 3.0 比較例
24 8 550 15 2.44 0.82 81.8 27.7 82.6 27.5 0.8 0.2 発明例
25 9 550 15 2.3 0 R 52.8 34.5 63.4 35.1 0.6 0.6 発明例
26 9 600 15 2.3 2.93 58.0 33.6 63.4 35.1 5.4 1.5 比較例
27 10 500 15 2.04 0.17 61.3 33.5 61.6 34.8 0.3 1.3 発明例
28 11 600 3.5 1.95 1.06 79.8 28.0 81.1 27.2 1.3 0.8 発明例
29 11 600 9.1 1.95 2.05 78.4 26.1 81.1 27.2 21 1.1 比較例
30 11 600 14.2 1.95 2.82 74.5 24.9 81.1 27.2 6.6 2.3 比較例
31 12 550 26 1.88 1.18 81.3 26.4 82.0 26.8 0.7 0.4 発明例
32 12 550 41 1.88 1.61 80.2 25.2 82.0 26.8 1.8 1.6 発明例
33 12 550 54 1.88 1.95 79.7 24.3 82.0 26.8 2.3 2.5 比較例
34 12 550 81 1.88 2.60 75.2 25.5 82.0 26.8 6.8 1.3 比較例
35 13 550 15 1.83 0.82 63.9 34.3 64.8 34.5 0.9 0.2 発明例
36 14 600 3.5 1.49 1.06 61.9 28.1 61.7 27.9 0.2 0.2 発明例
37 14 600 6.3 1.49 1.58 59.9 25.7 61.7 27.9 1.8 2.2 比較例
38 14 600 11.0 1.49 2.35 54.2 26.8 61.7 27.9 7.5 1.1 比較例
39 15 550 28 1.37 1.24 62.0 29.2 62.8 28.7 0.8 0.5 発明例
40 15 550 38 1.37 1.53 59.9 28.7 62.8 28.7 2.9 0.0 比較例 表 2 - 2
合金化熱処 1.5 X 10"7 機械特性値 合金化無し機械
機械特性値差 鋼 理条件 Si+AI+5Cr t0.75 χ 特性値
No. +15V 備考
Ι Ο. I oivio (T-465)3
T(°C) t(s) +0.117 曰 El ( ) ATS Δ曰
41 15 550 73 1.37 2.42 53.6 30.5 62.8 28.7 9.2 1.8 比較例
42 16 600 4.2 1 1.20 61.0 32.2 66.4 34.3 5.4 2.1 比較例
43 16 550 14.0 1 0.78 64.7 33.7 66.4 34.3 1.7 0.6 発明例
44 16 550 34.0 1 1.41 61.1 30.8 66.4 34.3 5.3 3.5 比較例
45 17 520 19 0.79 0.34 45.6 39.5 45.3 40.1 0.3 0.6 発明例
46 17 520 72 0.79 0.73 44.9 41.0 45.3 40.1 0.4 0.9 発明例
47 17 520 90 0.79 0.85 42.9 40.5 45.3 40.1 2.4 0.4 比較例
48 17 520 109 0.79 ' 0.96 41.0 40.7 45.3 40.1 4.3 0.6 比較例
49 17 500 102 0.79 0.32 45.0 40.3 45.3 40.1 0.3 0.2 発明例
50 18 600 3.5 0.53 1.06 46.8 33.6 51.2 35.0 4.4 1.4 比較例
51 18 550 4.0 0.53 0.38 50.8 34.8 51.2 35.0 0.4 0.2 発明例
52 18 550 17 0.53 0.89 47.3 33.2 51.2 35.0 3.9 1.8 比較例
53 18 550 28 0.53 1.24 45.9 33.3 51 3. ω2 35.0 5.3 1.7 比較例
54 18 520 11 0.53 0.27 51.5 34.5 51.2コ 35.0 0.3 0.5 発明例
55 18 520 34 0.53 0.47 52.0 34.9 51.2 35.0 0.8 0.1 発明例
56 18 520 53 0.53 0.61 48.2 34.1 51.2 35.0 3.0 0.9 比較例
57 18 500 21 0.53 0.18 51.5 34.8 51.2 35.0 0.3 0.2 発明例
58 18 500 172 0.53 0.42 50.9 35,1 51.2 35.0 0.3 0.1 発明例
59 19 520 22 0.42 0.37 45.0 39.0 46.1 39.2 1.1 0.2 発明例
60 19 520 60 0.42 0.66 43.0 38.9 46.1 39.2 3.1 0.3 比較例
61 19 500 123 0.42 0.35 45.7 39.3 46.1 39.2 0.4 0.1 発明例
62 19 500 157 0.42 0.40 44.8 38.0 46.1 39.2 1.3 1.2 発明例
63 19 500 207 0.42 0.47 42.7 37.8 46.1 39.2 3.4 1.4 比較例
64 20 520 10 0.33 0.26 50.8 34.8 52.5 35.6 1.7 0.8 発明例
65 20 520 24 0.33 0.39 48.7 33.0 52.5 35.6 3.8 2.6 比較例
66 20 520 51 0.33 0.59 45.8 32.8 52.5 35.6 6.7 2.8 比較例
67 20 500 47 0.33 0.23 52.3 35.1 52.5 35.6 0.2 0.5 発明例
68 20 500 88 0.33 0.30 50.9 34.6 52.5 35.6 1.6 1.0 発明例
69 20 500 132 0.33 0.37 47.7 32.8 52.5 35.6 4.8 2.8 比較例
70 20 500 157 0.33 0.40 45.7 32.5 52.5 35.6 6.8 3.1 比較例
71 21 520 12 0.19 0.28 38.8 42.0 41.2 41.6 2.4 0.4 比較例
72 21 520 30 0.19 0.44 38.1 41.7 41.2 41.6 3.1 0.1 比較例
73 21 500 15 0.19 0.17 40.0 41.1 41.2 41.6 1.2 0.5 発明例
74 21 500 40 0.19 0.22 38.5 41.8 41.2 41.6 2.7 0.2 比較例
75 21 500 63 0.19 0.26 38.3 41.7 41.2 41.6 2.9 0.1 比較例
76 22 520 20 1.05 0.35 85.7 25.0 84.2 26.0 1.5 1.0 発明例
77 23 520 20 1.05 0.35 87.2 23.2 87.8 24.0 0.6 0.8 発明例
78 24 520 15 1.03 0.31 93.6 19.0 94.0 19.1 0.4 0.1 発明例
79 25 520 15 1.08 0.31 83.2 25.6 84.8 26.0 1.6 0.4 発明例
80 26 520 20 1.03 0.35 83.5 26.0 84.0 26.2 0.5 0.2 発明例

Claims

請求の範囲
1. 実質的に、 質量％で、 C： 0. 05〜0. 30%， S i ： 0. 0 "！〜 2. 0 %， M n ： 0. 08〜 3. 0%, P： 0. 003〜 0. 1 %， S： 0〜 0. 07%, A I ： 0. 01〜2. 5%， N： 0~0. 007%、 残部が F eおよび不可避不純物を含む 溶融亜鉛めつき鋼板を準備する工程；
前記溶融亜鉛めつき鋼板を合金化処理する工程；
合金化処理の処理時間と処理温度を、 S i及び A Iの含有量に応じて、下記の式 に基づいて制御する工程；
Si+AI ≥ 1·5χ10—7 X t0-75 x ( T - 465 ) 3 + 0.117
tは、鋼板上のめっき層を合金化する際に 465°C以上に保持される全時間 t (秒） Tは、鋼板上のめっき層を合金化する際に 465°C以上に保持される全時間 t (秒） における平均温度 T (°C)
とを有する合金化溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法。
2. 実質的に、 質量％で、 C： 0. 05〜0. 30%， S i ： 0. 01 ~2. 0%， M n ： 0. 08〜 3. 0 %， P： 0. 003〜 0. 1 %， S： 0 ~ 0. 07%, A I ： 0. 0 "！〜 2. 5%, N ： 0〜 0. 007%、更に、 C r ： 0. 01〜 2. 0 %， V： 0. 005〜2. 0%, Mo ： 0. 005〜2. 0 %からなるグループから選択され た少なくとも一つ、残部が F eおよび不可避不純物を含む溶融亜鉛めつき鋼板を準備 する工程； "
前記溶融亜鉛めつき鋼板を合金化処理する工程；
合金化処理の処理時間と処理温度を、 S i， Aし C r, Mo及び Vの含有量に 応じて、 下記の式に基づいて制御する工程；
Si+AI+5xCr+15x o+15xV ≥ 1.5x10— 7 x t°'75 x ( T - 465 )3 + 0.117 tは、鋼板上のめっき層を合金化する際に 465°C以上に保持される全時間 t (秒） Tは、鋼板上のめっき層を合金化する際に 465°C以上に保持される全時間 t (秒） における平均温度 T (°C)
とを有する合金化溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法。
3. 溶融亜鉛めつき鋼板が、 質量％で、 T i : 0. 01〜0. 1 %， N b ： 0. 01 〜 0. 1 %, B： 0. 0003〜 0. 0050%, N i ： 0. 005〜 2. 0 %, C u ： 0. 005-2. 0%からなるグループから選択された少なくとも一つを更に 含有する請求の範囲 1に記載の合金化溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法。
4. 溶融亜鉛めつき鋼板が、 質量％で、 T i : 0. 01〜0. 1 %， N b ： 0. 01 〜0. 1 %， B： 0. 0003〜0. 0050%， N i : 0. 005〜2. 0 %, C u ： 0. 005〜2. 0%からなるグループから選択された少なくとも一つを更に 含有する請求の範囲 2に記載の合金化溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法。
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