JP2010132935A - 合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】プレＮｉ法による合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造に際し、通常の冷延−焼鈍プロセスで製造したＤＰ鋼の冷延鋼板と同等の低降伏比を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製法を提供する。
【解決手段】質量％でC:0.05〜0.20％、Mn:1.5〜3.0％、Si:0.5〜1.8％、P≦0.05％、S≦0.03％、sol.Al:0.005〜1.0％、N≦0.01％を含み、残部は実質Ｆｅからなる鋼片を熱延、酸洗、冷延後、焼鈍し、冷却したあと、伸び率０．１％以上での調質圧延を実施し、Ｎｉ又はＮｉ−Ｆｅ合金をプレめっきし、Ａｌを0.12〜0.20％含む溶融亜鉛浴に浸漬してめっきし、ガスワイピング後に合金化処理を行い、その後調質圧延をかけ形状矯正する合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、上記冷延、焼鈍後、プレめっき前の調質圧延と上記合金化処理後の調質圧延の伸び率の合計が１．２％以下であることを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【選択図】 なし

Description

本発明は低降伏比型高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に関する。

鋼板の高強度化は、自動車の燃費向上を目的とした車体軽量化と、衝突安全性確保の両立を主な背景として、その要求が高まっている。しかし、高強度鋼板とはいえ優れた加工性が要求され、強度と加工性を両立させる鋼板が必要とされている。加工性のうち、延性の向上はもちろんのこと低降伏比も重要である。
降伏比とは鋼板の引張り強さ（ＴＳ）に対する降伏強度（ＹＰ）の割合（ＹＰ／ＴＳ）のことであり、これを下げることにより高強度化で悪化する形状凍結性の改善、プレス加重の低減、しわ発生の抑制などを図ることができる。

良好な伸びが必要とされる用途に供される高強度鋼として、従来、フェライトとマルテンサイトにより構成されるＤｕａｌ Ｐｈａｓｅ鋼（以下ＤＰ鋼と称す）があり、自動車などに広く使用されている。このＤＰ鋼は、固体強化型鋼板や析出強化型鋼板より優れた強度−延性バランスを示すとともに、降伏比が低いという特徴をもっている。

また自動車においては、適用部位により高い耐食性が要求される。そのような用途では、合金化溶融亜鉛めっき鋼板が好適である。
したがって、自動車の車体軽量化および衝突安全性確保を一層促進するには、耐食性と延性に優れ、低降伏比型高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が必要不可欠である。

合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、通常、ゼンジマー法や無酸化炉方式で製造されるが、焼鈍設備とめっき設備が連続されており、焼鈍後の冷却は、溶融亜鉛めっき浴への鋼板の浸入によって中断され、工程を通じた冷却速度も必然的に小さくなる。よって、冷却速度の大きい冷却条件下で生成するマルテンサイトをめっき後の鋼板中に含有させることは難しい。また、上記ＤＰ鋼には、延性向上のためにＳｉが添加されるが、Ｓｉ含有量が高いと溶融めっき時に不めっきが発生しやすい。

一方、特許文献１および特許文献２には、Ｓｉ添加高強度鋼板の溶融亜鉛めっき方法として、冷間圧延、焼鈍、冷却まで終了した後に、電気Ｎｉめっきを施し、４３０〜５００℃まで急速加熱し、溶融亜鉛めっきを施し、合金化処理を行うという方法が紹介されている。
この方法の場合、原板として冷延、焼鈍連続プロセスですでに材質を造り込んでいる冷延鋼板を使用することが可能であり、材質を造り込んだ後の最高到達板温が５５０℃程度であることから、原板の加工性をあまり損なわずに合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造することが出来ると考えられる。また、冷延焼鈍後のプレＮｉめっきにより、鋼中のＳｉ濃度が高くても不めっきが生じにくい。しかし、実際に冷延−連続焼鈍プロセルで製造されたＤＰ鋼を用い、特許文献１、２の方法で合金化溶融亜鉛めっきを製造したところ、原板に対して降伏比の大幅な上昇および延性の低下が認められ、原板と同等の低降伏比と延性を得ることが出来なかった。

また、特許文献３のように低降伏比化のために、冷延、焼鈍後、プレめっきをする前の調質圧延をかけず、合金化温度も低い温度で保持するという方法がある。

特許文献１および２のようなプレＮｉ法で合金化溶融亜鉛めっきを製造するにあたり、通常の冷延−焼鈍連続プロセスで製造したＤＰ鋼の冷延鋼板と同等の低降伏比と延性を確保する方法として、めっき原板の成分を調整する方法が考えられる。
例えば、Ｓｉの濃度を高くする方法が考えられる。
Ｓｉの効果によりセメンタイトをあまり含まないベイナイトを生成させることにより、オーステナイト中へのＣの濃化をはかり、その後に冷却中にマルテンサイトや残留オーステナイトを確保できる。
ここで確保したマルテンサイトは、Ｃが十分に濃化しているため、変態で膨張した際、周囲のフェライト中に多量の可動転位を導入している。よって、合金化溶融亜鉛めっきラインで熱処理により焼き戻されても、固溶Ｃなどに固着された転位を除き、可動転位を十分に残すことが可能である。

また、原板の残留オーステナイトは、合金化溶融亜鉛めっきラインで熱処理を受けても残り、加工中に降伏前でマルテンサイトに変態することにより可動転位を生成する。これらの可能転位は降伏応力を低下させ、低降伏比に寄与する。また、このような組織によれば、延性も十分に確保することが可能である。
この方法により低降伏比にすることで、合金化過程で加熱しても冷延ＤＰ鋼と同等の低降伏比と延性を確保することができる。

特許第２５２６３２０号公報 特許第２５２６３２２号公報 特開２００６−２８３０７１号公報

特許文献３のように冷延、焼鈍後、プレめっき前の調質圧延を施さないと、コイルにより形状が異なり、めっきライン通板時に形状起因のめっき厚みムラが生じたり、通板そのものが難しかったりすることがあった。また、低降伏比化のために合金化を低め目にしているが、条件によっては合金化が求めるレベルまで進んでおらず、溶接性やプレス性が悪化することがあった。

また、Ｓｉ濃度が高い鋼板を原板として、特許文献１および２のようなプレＮｉ法で合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造しようとすると、合金化温度を高くしないといけない。しかし、合金化温度を上げることは折角Ｓｉ濃度を高くすることで低くしたＹＰを逆に上げてしまう。そのバランスとして高Ｓｉ濃度化することによる低ＹＰ化の効果の方が大きかったとしても、合金化温度を高くすることで、次のような課題が発生する。
まず、合金化温度が高いと、装置によっては能力的に難しい場合がある。そのため、ラインスピードを下げないといけなくなり、生産性が低くなってしまうことがある。また、合金化温度が通常より高い温度で操業を続けると、装置に負担がかかってしまう。さらに、製造上も高温になることでプレめっき前の調質圧延で矯正した形状が崩れやすく、最終（合金化処理後）の調質圧延を強くかけないといけなくなり、高ＹＰ化がさらに進んでしまう。

本発明者らは，上記課題を解決するために鋭意検討した結果，高Ｓｉ濃度の鋼板を原板としてプレＮｉ法で合金化溶融亜鉛めっきを製造するにあたり、冷延板焼鈍とプレＮｉめっきの間に伸び率０．１％以上の調質圧延をかけることで合金化が進みやすくなることを見出し、かかる知見を基に本発明を完成させたものである。

本発明の要旨は以下のとおりである。
（１）質量％で、
Ｃ ：０．０５〜０．２０％、 Ｍｎ：１．５〜３．０％、
Ｓｉ：０．５〜１．８％、 Ｐ ：０．０５％以下、
Ｓ ：０．０３％以下、 ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜１．０％、
Ｎ ：０．０１％以下
を含み、残部は不可避不純物からなる鋼片を熱延、酸洗、冷延後、６００℃以上での昇温速度が５℃／ｓｅｃ以下にて昇温して、７３０〜８００℃にて焼鈍し、さらに５８０℃以上から４５０℃以下まで５０℃／ｓｅｃ以上で冷却して、３５０℃〜４５０℃の範囲で１２０秒以上保持し、冷却した後、調質圧延［１］を伸び率０．１％以上で施し、ＮｉまたはＮｉ−Ｆｅ合金をプレめっきし、無酸化雰囲気または還元雰囲気で５℃／ｓｅｃ以上で４３０〜５００℃まで加熱後、Ａｌを０．１２％以上、０．２０％以下含む溶融亜鉛浴に浸漬してめっきし、ガスワイピングにより付着量を調整し、ワイピング後に５５０〜６１０℃の範囲まで加熱しその後保持せずに冷却するか、５３５〜５８０℃まで加熱し５〜２０秒保持したのち冷却することで合金化し、その後調質圧延［２］を伸び率０．１％以上で施し形状矯正する合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、上記調質圧延［１］と調質圧延［２］の伸び率の合計を１．２以下とすることを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法である。

本発明によれば、合金化溶融亜鉛めっき鋼板製造過程において、降伏強度を高くしてしまう合金化加熱条件を緩和することで、冷延ＤＰ鋼と同等の低降伏比と延性を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板が容易に製造できるようになった。したがって，本発明は極めて産業上の価値の高い発明である。

まず、本発明が対象とする鋼板の成分および成分範囲を限定した理由を述べる。なお、組成における含有量（％）は質量％であり、以下は単に％と記す。
Ｃは硬化元素であり、マルテンサイトの生成に効果がある。しかし、０．０５％未満では、所望の強度が得られず、０．２０％を超えると溶接性の劣化を招く。したがって、Ｃ量を０．０５〜０．２０％とした。

Ｍｎは固溶強化により鋼を強化すると共に、焼入れ性を挙げてマルテンサイトの生成を促進する。このような作用を発揮するには、１．５％以上必要である。また、３．０％を超えても効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できない。したがって、Ｍｎ量を１．５〜３．０％とした。

Ｓｉはフェライト安定化元素であり、ベイナイト中へのセメンタイトの析出を阻害するため、ベイナイト変態を促進するとオーステナイト中にＣが濃化し、マルテンサイトや残留オーステナイトが生成する。これらの組成は低降伏比に寄与する。このような作用は０．５％以上で認められる。一方、１．８％を超えるとマルテンサイトの生成を阻害すると共に、安定しためっきの濡れ性を確保するのが難しくなる。したがって、Ｓｉ量を０．５〜１．８％とした。

Ｐは不純物として不可避的に含有され、伸びに悪影響を与えるので、上限を０．０５％とした。
Ｓも不純物として含有し、あまり多くなると熱間脆性の原因となり、また、加工性を劣化させるので、その上限を０．０３％とした。

Ａｌは、鋼の脱酸剤として添加され、鋼中に含有され、ｓｏｌ．Ａｌで０．００５％以上必要である。また、ＡｌはＳｉと同様にフェライト安定化元素であり、量を増やしてＳｉの代わりに活用することも可能である。しかし、ｓｏｌ．Ａｌで１％を超えると、鋼板中に介在物が多くなりすぎて延性を劣化させる。したがってｓｏｌ．Ａｌで０．００５〜１．０％とした。

Ｎは不可避不純物として含有されているが、Ｎが多いと加工性の劣化を招くので、上限を０．０１％とする。

さらに必要に応じ、上記化学成分に加え、以下に示す（ａ）〜（ｅ）群のうち、１群または２群以上から選択し、これらの１種または２種以上を含有させることができる。
（ａ）群：Ｃｒ、Ｍｏのうちの１種または２種を合計で、０．０５〜１．０％。
ＣｒおよびＭｏは焼入れ硬化性を上げてマルテンサイトの生成を促進する。このような作用を発揮するには、合計で０．０５％以上必要である。また、合計で３．０％を超えても効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できない。したがって、Ｃｒ、Ｍｏのうち１種類または２種類を合計で０．０５％〜１．０％とすると良い。

（ｂ）群：Ｂを０．００５％以下。
Ｂも焼き入れ性向上元素であり、必要に応じて含有できる。しかし、Ｂ含有量が０．００５％を超えると効果が飽和するので、Ｂは０．００５％以下とすると良い。

（ｃ）群：Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖのうち１種または２種以上を合計で０．００５〜０．２％。
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖは、炭窒化物を形成し、鋼を析出強化により高強度化する作用を有しており、必要に応じて含有できる。このよう作用を発揮するには、合計で０．００５％以上必要である。また、合計で０．２％を超えても効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できない。したがって、Ｔｉ，Ｎｂ、Ｖのうち１種または２種以上を合計で０．００５〜０．２％とすると良い。

（ｄ）群：Ｃｕ、Ｎｉ、Ｓｎのうち１種または２種以上を合計で、０．０２〜２．０％。
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｓｎは鋼板中に含まれることにより、プレＮｉとの組み合わせにより、めっき濡れ性、めっき密着性が向上する。このような作用を発揮するには、合計で０．０２％以上必要である。また、合計で２．０％を超えても効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できない。したがって、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｓｎのうち１種または２種以上を合計で、０．０２〜２．０％とすると良い。

（ｅ）群：Ｃａ、ＲＥＭのうちの１種または２種を合計で、０．０１％以下。
Ｃａ、ＲＥＭは硫化物系介在物の形態を制御し、鋼板の伸びフランジ性を向上させる効果を有する。このような作用は、合計で０．０１％を超えても効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できない。したがって、Ｃａ、ＲＥＭのうちの１種または２種を合計で、０．０１％以下とすると良い。

次に、本発明による合金化溶融めっき鋼板の製造方法について詳細に説明する。
溶鋼は通常の高炉法で溶製されたもののほか、電炉法のようにスクラップを多量に使用したものでもよい。スラブは、通常の連続鋳造プロセスで製造されたものでもよいし、薄スラブ鋳造で製造されたものでもよい。スラブは一旦冷却してから、熱延前の加熱炉で加熱しても良いし、冷却途中で高温まま加熱炉に入れる、所謂ＨＣＲやＤＲでも良い。

熱延は、上記成分系のスラブに対し通常の製造条件にて実施される。粗圧延後に粗バーを巻き取って保持するコイルボックスを使用しても良い。更に巻き取った粗バーを巻き戻す際に先行する粗バーと接合して圧延する、いわゆる熱延連続化プロセスでも良い。

酸洗された熱延板は冷延される。冷延についても、上記成分系の熱延鋼板を通常の製造条件にて実施される。冷延後の連続焼鈍プロセスでは、まず、６００℃以上での昇温速度が５℃／ｓｅｃ以下にて昇温することにより、フェライトを十分に再結晶させると共に、オーステナイトの生成を促す。昇温速度が速いとフェライトが再結晶せず加工性の劣化を招くと共に、オーステナイトが十分に生成しなくなり、最終的に低降伏比が得られなくなる。

焼鈍温度は７３０〜８００℃にすることで、Ｃが十分に濃化したオーステナイトを確保する必要がある。７３０℃未満ではＡｃ１変態温度に近く、オーステナイトそのものが得られない。また８００℃を超えるとフェライトが８５％未満となり、十分なＣ濃化が得られない。望ましくは７４０〜７６０℃である。その際の保持時間は３０〜２００秒とするのが望ましい。
焼鈍後は、５８０℃以上から４５０℃以下まで５０℃／秒以上で冷却し、３５０〜４５０℃の範囲で、１２０秒以上保持する必要がある。これは、ベイナイト変態を促進させるための条件である。これらの条件を外れると、いずれもベイナイトの生成が不十分となり、オーステナイト中へのＣ濃化が足りず、十分なマルテンサイトと残留オーステナイトを得ることが出来なくなる。この保持後の冷却段階で、マルテンサイトや残留オーステナイトが生成することとなる。また、連続焼鈍時に生成したスケールを除去するため、この段階で、再度酸洗する必要がある。

連続焼鈍後の調質圧延は、単純に調質圧延直後の材質を考えると実施しない方がより低降伏比となる。しかし、プレＮｉ法による合金化溶融亜鉛めっきの製造工程では、連続焼鈍後の調質圧延（以下、調質圧延［１］という）の他に溶融めっき後の合金化時の加熱、冷却後の調質圧延（以下、調質圧延［２］という）のように他にも降伏比を高くしてしまう工程があり、そのそれぞれの作用を相対的に考える必要がある。

これまで調質圧延［１］については、降伏強度を高くしてしまうというマイナスの効果のみが着目されていた。しかし、調質圧延［１］には形状を整えることで溶融めっきラインを通板する際の通板性を向上する効果、形状を整えることによりめっき付着量ムラを少なくし、付着量ムラからくる合金化ムラを少なくする効果、めっき原板に歪みを導入することにより合金化を促進するというプラスの効果もある。
一定以上の伸び率で調質圧延［１］をかけると、マイナスの効果を相殺する以上にプラスの効果が大きくなり、０．４％超ではプラスの効果の方が大きくなる。ただし、あまりに調質圧延［１］の伸び率を大きくしてしまうと、合金化で加熱する前に目的とするレベルより降伏強度が高くなってしまうため、１．１％以下にすると良い。

プレめっきは純ＮｉめっきでもＦｅ−Ｎｉ合金めっきでも構わないが、Ｎｉで０．１〜１．０ｇ／ｍ^２あると良い。０．１ ｇ／ｍ^２未満ではＳｉを高濃度で含む鋼を原板とした場合、十分な濡れ性を確保するのが難しい。安定した濡れ性を確保したい場合は、Ｎｉ付着量を０．２５ｇ／ｍ^２以上にすると更に良い。ただし、１．０ｇ／ｍ^２超であると、合金化後にＮｉが偏析しためっきになってしまい、環境によっては耐食性が悪化することがある。また、Ｎｉ付着量を一定以上増やしてもめっきの濡れ性は飽和してしまうため、必要以上にＮｉ付着量を増やすことは経済性を考えても良くないことから、０．７ｇ／ｍ^２以下であると更に良い。

プレめっき後、溶融亜鉛めっき浴に浸漬する前に、無酸化あるいは還元性雰囲気中で４３０℃以上、５００℃以下の温度に５℃／ｓｅｃ以上の昇温速度で急速加熱を行なうことが望ましい。この処理は溶融めっきの濡れ性、まためっき密着性を確保するために必要である。昇温後即、あるいは所定温度まで冷却した後、溶融亜鉛めっき浴に侵入させるが、この際の侵入板温は、４５０℃未満とすると合金化ムラが生じず耐パウダリング性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造を行なううえで望ましい。なお、４００℃未満となった場合、ドロスを巻き込んだムラが発生しやすくなるため、下限は４００℃とするのが望ましい。

溶融亜鉛めっき浴は、Ａｌ：０．１２〜０．２％を含有し、残部が不可避的不純物とＺｎからなる浴を用いるが、更にＰｂ、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｎｉ等を含有しても構わない。合金化溶融亜鉛めっき浴中のＡｌ濃度は低いと合金化が速くなり、高いと合金化が遅くなる。本発明で用いる原板のようにＳｉを高濃度で含む鋼種の場合、Ａｌの濃度を低くした方が合金化しやすい。しかし、Ａｌの濃度をあまり低くしていると、同じめっき浴で合金化が速い鋼種で合金化溶融亜鉛めっきを製造する場合、めっき浴中で合金化が進んでしまい、合金化度の制御が難しく、高いめっき密着性を確保するのが難しくなる。実際の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造において、鋼種によってめっき浴中のＡｌ濃度を変更するのは非常に困難であり、Ｓｉを高濃度で含む鋼板だけでなく、他の鋼種とのバランスを考えるとＡｌ濃度は０．１２％以上、０．２０％以下にすると良い。溶融亜鉛めっきの浴温は、融点以上、４７０℃以下とするとよい。

溶融亜鉛めっき浴から引き上げ、ガスワイピングで目付けを調整した後、合金化処理を行う。合金化処理では、温度を高くしすぎると降伏比が高くなってしまう。そのため、合金化処理時の最高到達板温は材質の点からはなるべく低い方が良い。ただし、あまりに温度が低いと十分に合金化することが出来ない。

合金化のヒートパターンとして、大きく２つに分けることが出来る。一つは最高到達板温まで加熱後、特に保持のためのエネルギー投入はせず、放冷するヒートパターンＡである。もう一つは最高到達板温到達後、その温度付近でエネルギーを誘導加熱、ラジアントチューブ、直火などによって投入し、その後冷却するヒートパターンＢである。それぞれのヒートパターンによって、適した最高到達板温が異なる。

ヒートパターンＡでは、設定する値が最高到達板温に到達するまでのエネルギー投入量のみであるのに対して、ヒートパターンＢではヒートパターンＡで設定した項目以外に、保持のための電力投入量、保持時間を設定しなくてはならないため、操作としてはヒートパターンＡの方が少ない。また、ヒートパターンの違いで合金化状態も異なる。ヒートパターンＡはヒートパターンＢより合金化反応時間が短くなるため、一気に合金化させなくてはならず、合金化ムラが発生しやすいとされている。ただし、本発明のように合金化溶融亜鉛めっき鋼板をプレＮｉ法で製造すると、ゼンジミア法で製造するよりも合金化ムラが生じにくいという特徴があるので、プレＮｉ法においてはこの点は問題とならない。

同程度の合金化状態を望むのであれば、ヒートパターンＡの方がヒートパターンＢより最高到達板温は高くなる。最高到達板温が６１０℃を超えることは材質上好ましくないが、比較的高温で合金化した方が合金化溶融亜鉛めっき鋼板の摺動性を低下させるζ相の形成量が少なくなり、合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっき相構造として最適とされるδ１相を主体としためっき層を形成しやすい。そのため、本発明のようにプレＮｉ法により合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造するのであれば、ヒートパターンＡの方が好ましい。

具体的にはヒートパターンＡについては、５５０〜６１０℃まで加熱し、その後保持せずに冷却すればよい。ここでの温度の下限は合金化度を確保するために決めた値であり、より低温であっても材質、めっき密着性については問題が無いものを製造することが出来る。

ヒートパターンＢについては、５３５〜５８０℃まで加熱し、５〜２０秒保持することで合金化すればよい。ここでの温度の下限と保持時間の下限は合金化度を確保するために決めた値であり、より低温で短時間であっても材質、めっき密着性については問題が無いものを製造することが出来る。また、５８０℃超で２０秒超加熱すると材質の劣化が大きくなる。また、２０秒超高温で保持することは、連続生産ラインの生産性を落とす要因となるため、経済的な面から２０秒以下とするのが望ましい。
このときの昇温速度はヒートパターンＡ、Ｂのどちらについても２０℃／ｓｅｃ以上にするのが好ましい。

調質圧延［２］には、出荷製品としての形状を向上するプラスの効果があるが、材質的には降伏強度が高くなってしまうマイナスの効果しかない。低降伏比のためには調質圧延［１］、［２］ともに低い方が良いため、調質圧延［１］と［２］の伸び率の合計を１．２％以下にした方が良い。
なお、調質圧延［１］と調質圧延［２］では、合金化促進効果がある調質圧延［１］の伸び率を大きくした方がよく、０．４％超とするのが好ましい。

以下に実施例に基づいて本発明をさらに説明する。
まず、評価方法について説明する。
機械的特性は、幅方向からＪＩＳ５号試験片を採取し、引張り試験にて評価した。引張り試験の応力―歪み曲線より、降伏強度（ＹＰ）、引張強度（ＴＳ）を求め、それから降伏比（ＹＲ＝ＹＰ／ＴＳ×１００）を求めた。ＹＲは６５％以下を合格とした。
めっきの評価は、合金化進行状態を調べるため、めっき層をインヒビターを添加した塩酸で溶解し、その溶液を希釈してＩＣＰ（誘導結合プラズマ）にて全めっき層中のＦｅ％を求め、９％以上を合格とした。インヒビターにはヘキサメチレンテトラミンを用いた。

次に各サンプル製造方法を評価結果を述べる。
まず、調質圧延や合金化温度の影響を見るため、表１に示した成分組成を有する２５０ｍｍ厚の連続鋳造スラブを、実機連続熱延ラインにおいて１２００℃に再加熱後、粗圧延し、８５０℃で仕上圧延を終了して板厚３．０ｍｍとし、５５０℃にて巻き取りコイルとした。この熱延コイルを酸洗−冷延−連続焼鈍−調質圧延まで連続した実機ラインで冷延鋼板とした。板厚１．６ｍｍまで冷延し、６００℃以上での昇温速度を２℃／ｓｅｃとして７６０℃まで加熱、７６０℃で９０秒焼鈍し、６５０℃まで４℃／秒、６５０℃から４２０℃まで１００℃／秒で冷却し、３８０〜４２０℃にて３６０秒保持した後、室温まで冷却後酸洗し、表２の条件で調質圧延［１］を実施した。この板を原板としてプレめっきとしで電解ＮｉめっきをＮｉ付着量０．３ｍｇ／ｍ^２ 施し、無酸化雰囲気で２０℃／秒で４５０℃に加熱し、溶融亜鉛めっき浴に浸漬し、ガスワイピングでＺｎ付着量を４５ｇ／ｍ^２とした。このとき溶融亜鉛めっき浴はＡｌ濃度０．１５％、浴温４４０℃とした。合金化処理は連続して行い、表２の最高到達板温まで５０℃／秒で加熱し、表２のヒートパターンで合金化した後、室温まで冷却した。
それを表２の条件で調質圧延［２］を実施しコイル状に巻き取り製品とした。
また表３に、各サンプルの評価結果を示した。

実施例はいずれも評価基準を満たした。そのなかでも調質圧延［１］の伸び率が０．４％超であると合金化促進に顕著な効果を示した。

比較例１は調質圧延の伸び率が小さかったため、合金化処理を最高到達板温に到達後、放冷するヒートパターンとすると、十分な合金化状態を得るには最高到達板温を６３０℃まで上げる必要があり、降伏比が高くなってしまった。
比較例２は調質圧延［１］の伸び率が大きすぎ、かつ調質圧延［１］と［２］の伸び率も大きすぎたため、降伏比が高くなってしまった。
比較例３は調質圧延［１］と［２］の伸び率の合計が大きすぎたため、降伏比が高くなってしまった。
比較例４は調質圧延［１］の伸び率が小さかったため、合金化処理を最高到達板温に到達後、放冷するヒートパターンとし、低降伏比を確保するために最高到達板温を６００℃とすると十分に合金化できなかった。
比較例５は調質圧延［１］の伸び率が小さかったため、合金化処理を５４０℃で１０秒間保持下のち放冷するヒートパターンとしたが、十分に合金化できなかった。
比較例６は調質圧延［１］の伸び率が小さく、合金化処理は保持時間は長かったが温度が低かったため、十分に合金化できなかった。
比較例７は実施例３と同じ合金化条件だったが、調質圧延［１］の伸び率が小さく、十分に合金化できなかった。

次に鋼材の成分の影響を見るため、表４に示した成分組成を有する２５０ｍｍ厚の連続鋳造スラブを、実機連続熱延ラインにおいて、１２００℃に再加熱後、粗圧延し、８５０℃で仕上圧延を終了して板厚３．０ｍｍとし、５５０℃にて巻き取りコイルとした。この熱延コイルを酸洗−冷延−連続焼鈍−調質圧延まで連続した実機ラインで冷延鋼板とした。板厚１．６ｍｍまで冷延し、６００℃以上での昇温速度を２℃／ｓｅｃとして７６０℃まで加熱、７６０℃で９０秒焼鈍し、６５０℃まで４℃／秒、６５０℃から４２０℃まで１００℃／秒で冷却し、３８０〜４２０℃にて３６０秒保持した後、室温まで冷却後酸洗し、表２の実施例３の条件で調質圧延［１］を実施した。この板を原板としてプレめっきとしで電解ＮｉめっきをＮｉ付着量０．３ｍｇ／ｍ^２ 施し、無酸化雰囲気で２０℃／秒で４５０℃に加熱し、溶融亜鉛めっき浴に浸漬し、ガスワイピングでＺｎ付着量を４５ｇ／ｍ^２ とした。このとき溶融亜鉛めっき浴はＡｌ濃度０．１５％、浴温４４０℃とした。
合金化処理は連続して行い、表２の最高到達板温まで５０℃／秒で加熱し、表２の実施例３のヒートパターンで合金化した後、室温まで冷却した。
それを表２の実施例３の条件で調質圧延［２］をかけコイル状に巻き取り製品とした。
表５に各サンプルの評価結果を示した。

実施例はいずれも評価基準を満たした。
比較例８から１０は、成分の影響で降伏比が高くなってしまった。
比較例１１は、機械特性については問題なかったが、Ｓｉ濃度が高く合金化が進みにくかったため、Ｆｅ％が不十分だった。
また、いずれのサンプルもめっきの密着性には問題は無かった。

以上，本発明の好適な実施形態について説明したが、本発明はかかる例に限定されないことは言うまでもない。当業者であれば、特許請求の範囲に記載された範疇内において、各種の変更例または修正例に想到し得ることは明らかであり，それらについても当然に本発明の目的を達成しうる技術的範囲に属するものと理解される。

Claims (2)

1. 質量％で、
   Ｃ ：０．０５〜０．２０％、 Ｍｎ：１．５〜３．０％、
   Ｓｉ：０．５〜１．８％、 Ｐ ：０．０５％以下、
   Ｓ ：０．０３％以下、 ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜１．０％、
   Ｎ ：０．０１％以下
   を含み、残部は不可避不純物からなる鋼片を熱延、酸洗、冷延処理した後、６００℃以上での昇温速度が５℃／ｓｅｃ以下にて昇温して、７３０〜８００℃にて焼鈍し、さらに５８０℃以上から４５０℃以下まで５０℃／ｓｅｃ以上で冷却して、３５０℃〜４５０℃の範囲で１２０秒以上保持し、冷却した後、調質圧延を伸び率０．１％以上で施し、ＮｉまたはＮｉ−Ｆｅ合金をプレめっきし、無酸化雰囲気または還元雰囲気で５℃／ｓｅｃ以上で４３０〜５００℃まで加熱後、Ａｌを０．１２％以上、０．２０％以下含む溶融亜鉛浴に浸漬してめっきし、ガスワイピングにより付着量を調整し、ワイピング後に５５０〜６１０℃の範囲まで加熱しその後保持せずに冷却するか、５３５〜５８０℃まで加熱し５〜２０秒保持したのち冷却することで合金化し、その後調質圧延を施し形状矯正する合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、上記冷延、焼鈍後、プレめっき前の調質圧延と上記合金化処理後の調質圧延の伸び率の合計を１．２％以下とすることを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
2. 上記冷延、焼鈍後、プレめっき前の調質圧延の伸び率を０．４％超とすることを特徴とする請求項１に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。