JP4192051B2 - 高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法と製造設備 - Google Patents

高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法と製造設備 Download PDF

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Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法と製造設備に係わり、種々の用途、例えば建材用や自動車用鋼板として適用できるめっき鋼板に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
耐食性の良好なめっき鋼板として合金化溶融亜鉛めっき鋼板がある。この合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、通常、鋼板を脱脂後、無酸化炉にて予熱し、表面の清浄化および材質確保のために還元炉にて還元焼鈍を行い、溶融亜鉛浴に浸漬し、付着量制御した後合金化を行うことによって製造される。その特徴として、耐食性およびめっき密着性等に優れることから、自動車、建材用途等を中心として広く使用されている。
【０００３】
特に近年、自動車分野においては衝突時に乗員を保護するような機能の確保と共に燃費向上を目的とした軽量化を両立させるために、めっき鋼板の高強度化が必要とされてきている。
【０００４】
また、最近では、焼鈍時の鋼板表面における反応を均一化させ、めっき外観を良好とするために、オールラジアントチューブ方式の焼鈍炉を使用した溶融めっき鋼板の製造設備が普及してきている。
【０００５】
加工性を悪化させずに鋼板を高強度化するためには、ＳｉやＭｎ、Ｐといった元素を添加することが有効であるが、これらの元素は還元焼鈍工程で選択酸化されて鋼板表面に濃化する。特に鋼板表面に濃化したＳｉの酸化物は、鋼板と溶融亜鉛の濡れ性を低下させ、極端な場合は溶融亜鉛が鋼板に付着しない状態となる。
【０００６】
そのためＳｉやＭｎ、Ｐといった元素を添加した鋼板に溶融亜鉛めっきを行うためには、鉄の酸化膜厚を適当な範囲とすることでＳｉやＭｎ、Ｐといった元素の酸化物層の生成を抑えめっき濡れ性を改善する方法（例えば、特許文献１参照）や、プレめっきを施すことでめっき濡れ性を改善する方法（例えば、特許文献２参照）が使用されている。
また、本発明者らは、還元雰囲気を適切に制御しＳｉＯを内部酸化状態にすることによって、めっき濡れ性を改善させる製造方法（例えば、特許文献３参照）を提案した。
【０００７】
【特許文献１】
特許第２５１３５３２号公報
【特許文献２】
特開平２−３８５４９号公報
【特許文献３】
特開２００１−３２３３５５号公報
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
しかし、前記特許文献１や特許文献３に開示される技術は、非酸化性雰囲気にて加熱し、還元雰囲気にて焼鈍を行うゼンジマー式の溶融めっき鋼板製造設備を使用した技術であり、オールラジアントチューブ方式の焼鈍炉を使用した溶融めっき鋼板製造設備では行うことができない。また、特許文献２に開示されている技術では、プレめっき設備が必要になり、設置スペースがない場合は採用できず、また、プレめっき設備設置によるコスト上昇は避けられない。
【０００９】
そこで、本発明は上記問題点を解決し、オールラジアントチューブ方式の焼鈍炉を使用した溶融めっき鋼板製造設備で高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する製造方法とその製造設備を提案するものである。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、オールラジアントチューブ方式の焼鈍炉を使用した溶融めっき鋼板製造設備で高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する製造方法について鋭意研究を重ねた結果、還元帯の雰囲気を、Ｈ2を１〜６０質量％含有し、残部Ｎ2、Ｈ2Ｏ、Ｏ2、ＣＯ2、ＣＯおよび不可避的不純物からからなる雰囲気とし、その雰囲気中の二酸化炭素分圧と水素分圧の対数ｌｏｇ（ＰＣＯ2／ＰＨ2）をｌｏｇ（ＰＣＯ2／ＰＨ2）≦−０．５、水分圧と水素分圧の対数ｌｏｇ（ＰＨ2Ｏ／ＰＨ2）をｌｏｇ（ＰＨ2Ｏ／ＰＨ2）≦−０．５に制御し、且つ、二酸化炭素分圧ＰＣＯ2と水分圧ＰＨ2Ｏを加算したトータル分圧ＰTと水素分圧の対数ｌｏｇ（ＰT／ＰＨ2）を−３≦ｌｏｇ（ＰT／ＰＨ2）≦−０．５に制御することにより、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造できることを見いだして本発明をなした。また、オールラジアントチューブ方式の焼鈍炉にＣＯ2を１〜１００質量％含有し、残部Ｎ2、Ｈ2Ｏ、Ｏ2、ＣＯおよび不可避的不純物からからなる気体を導入する装置を配設することにより、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造できることを見いだして本発明をなした。
【００１１】
すなわち、本発明の要旨とするところは、以下の通りである。
【００１２】
（１） オールラジアントチューブ方式の焼鈍炉を用いる溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法において、Ｓｉの含有量が０．４〜２．０質量％である高強度鋼板に連続的に溶融亜鉛めっきを施す際、還元帯の雰囲気を、Ｈ２を１〜６０質量％含有し、残部Ｎ２、Ｈ２Ｏ、Ｏ２、ＣＯ２、ＣＯおよび不可避的不純物からからなる雰囲気とし、その雰囲気中の二酸化炭素分圧と水素分圧の対数ｌｏｇ（ＰＣＯ２／ＰＨ２）をｌｏｇ（ＰＣＯ２／ＰＨ２）≦−０．５、水分圧と水素分圧の対数ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）をｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）≦−０．５に制御し、且つ、二酸化炭素分圧ＰＣＯ２と水分圧ＰＨ２Ｏを加算したトータル分圧ＰＴと水素分圧の対数ｌｏｇ（ＰＴ／ＰＨ２）を−３≦ｌｏｇ（ＰＴ／ＰＨ２）≦−０．５に制御し、この還元帯での焼鈍を７２０℃以上８８０℃以下のフェライト、オーステナイトの二相共存温度域において行った後、引き続いてめっき浴まで冷却を行い、溶融亜鉛めっき処理を行うことによって、前記冷延鋼板の表面上に溶融亜鉛めっき層を形成し、次いで、前記溶融亜鉛めっき層が形成された鋼板に対し４６０〜５５０℃で合金化加熱処理を行うことによって、前記鋼板の表面上に合金化溶融亜鉛めっき層を形成する高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００１３】
（２） 前記（１）に記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法において、最高到達温度から６５０℃までを平均冷却速度０．５〜１０℃／秒で、引き続いて６５０℃からめっき浴までを平均冷却速度３℃／秒以上で冷却することを特徴とする高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００１４】
（３） 前記（１）または（２）に記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法において、最高到達温度から６５０℃までを平均冷却速度０．５〜１０℃／秒で、引き続いて６５０℃から５００℃までを平均冷却速度３℃／秒以上で冷却し、さらに５００℃から平均冷却速度０．５℃／秒以上で４２０℃〜４６０℃まで冷却し、且つ、５００℃からめっき浴までを２５秒以上２４０秒以下保持した後、溶融亜鉛めっき処理を行うことを特徴とする高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００１５】
（４） 前記（１）乃至（３）のいずれかに記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法において、溶融めっき後４００℃以下の温度に冷却されるまでの時間を３０秒以上１２０秒以下とすることを特徴とする高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００１６】
（５） 前記（１）乃至（４）のいずれかに記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法において、焼鈍後４００℃以上４５０℃以下まで冷却した後、４３０℃以上４７０℃以下まで再加熱を行い、溶融亜鉛めっき処理を行うことを特徴とする高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００１７】
（６） 前記（１）乃至（５）のいずれかに記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法において、溶融亜鉛めっき処理を、浴中有効Ａｌ濃度：０．０７〜０．０９２ｍａｓｓ％ 、残部がＺｎおよび不可避的不純物からなる成分組成の溶融亜鉛めっき浴中で行い、そして、前記合金化処理を、
４５０≦Ｔ≦４１０×ｅｘｐ（２×〔Ａｌ％〕）
但し、〔Ａｌ％〕：亜鉛めっき浴中の浴中有効Ａｌ濃度（ｍａｓｓ％ ）
を満足する温度Ｔ（℃）において行うことを特徴とする高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００１８】
（７） 前記（１）乃至（６）のいずれかに記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法において、浴中有効Ａｌ濃度を、
〔Ａｌ％〕≦０．０９２−０．００１×〔Ｓｉ％〕2
但し、〔Ｓｉ％〕：鋼板中のＳｉ含有量（ｍａｓｓ％）
を満足する浴中有効Ａｌ濃度（ｍａｓｓ％）において行うことを特徴とする、密着性の優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００１９】
（８） 溶融亜鉛めっき浴を配し鋼板に連続的に溶融亜鉛めっきを施す溶融亜鉛めっき鋼板の製造設備において、焼鈍炉をオールラジアントチューブ方式の焼鈍炉とし、その焼鈍炉にＣＯ2を１〜１００質量％含有し、残部Ｎ2、Ｈ2Ｏ、Ｏ2、ＣＯおよび不可避的不純物からからなる気体を導入する装置を配設することを特徴とする溶融めっき鋼板の製造設備。
【００２０】
（９） 溶融亜鉛めっき浴を配し鋼板に連続的に溶融亜鉛めっきを施す溶融亜鉛めっき鋼板の製造設備において、焼鈍炉をオールラジアントチューブ方式の焼鈍炉とし、その焼鈍炉中でＣＯまたは炭化水素を燃焼させ、ＣＯ2を１〜１００質量％含有し、残部Ｎ2、Ｈ2Ｏ、Ｏ2、ＣＯおよび不可避的不純物からからなる気体を発生させる装置を配設することを特徴とする溶融めっき鋼板の製造設備。
【００２１】
【発明の実施の形態】
以下に本発明を詳細に説明する。
【００２２】
本発明において、Ｓｉの含有量が０．４〜２．０質量％である高強度鋼板にオールラジアントチューブ方式の焼鈍炉を使用した溶融めっき鋼板製造設備で連続的に溶融亜鉛めっきを施す際、還元帯の雰囲気は、鉄を酸化させず、ＳｉＯ2を内部酸化にする状態とする。ここで、Ｓｉの内部酸化とは鋼板内に拡散した酸素が合金の表層付近でＳｉと反応して酸化物を析出する現象である。内部酸化現象は、酸素の内方への拡散速度がＳｉの外方への拡散速度よりはるかに早い場合、即ち雰囲気中の酸素ポテンシャルが比較的高いかもしくはＳｉの濃度が低い場合に起こる。このときＳｉはほとんど動かずその場で酸化されるため、めっき密着性低下の原因である鋼板表面へのＳｉ濃化を防ぐことができる。
【００２３】
具体的には、還元帯の雰囲気を、Ｈ2を１〜６０質量％含有し、残部Ｎ2、Ｈ2Ｏ、Ｏ2、ＣＯ2、ＣＯおよび不可避的不純物からからなる雰囲気とし、その雰囲気中の二酸化炭素分圧と水素分圧の対数ｌｏｇ（ＰＣＯ2／ＰＨ2）をｌｏｇ（ＰＣＯ2／ＰＨ2）≦−０．５、水分圧と水素分圧の対数ｌｏｇ（ＰＨ2Ｏ／ＰＨ2）をｌｏｇ（ＰＨ2Ｏ／ＰＨ2）≦−０．５に制御し、且つ、二酸化炭素分圧ＰＣＯ2と水分圧ＰＨ2Ｏを加算したトータル分圧ＰTと水素分圧の対数ｌｏｇ（ＰT／ＰＨ2）を−３≦ｌｏｇ（ＰT／ＰＨ2）≦−０．５に制御し、この還元帯での焼鈍を７２０℃以上８８０℃以下のフェライト、オーステナイトの二相共存温度域において行う。
【００２４】
還元帯では、Ｈ2を１〜６０質量％の範囲で含むＮ2ガスを用いる。Ｈ2を１％以上６０％以下に限定する理由は、１％未満では焼鈍前に鋼板表面に生成していた酸化膜を十分還元できず、めっき濡れ性が確保できないためであり、６０％を越えると、還元作用の向上が見られず、コストが増加するためである。
【００２５】
また、還元帯ではＳｉＯ2を内部酸化にする目的で、この還元雰囲気にＨ2Ｏ、Ｏ2、ＣＯ2、ＣＯの１種または２種以上を導入し、この雰囲気中の二酸化炭素分圧と水素分圧の対数ｌｏｇ（ＰＣＯ2／ＰＨ2）をｌｏｇ（ＰＣＯ2／ＰＨ2）≦−０．５、水分圧と水素分圧の対数ｌｏｇ（ＰＨ2Ｏ／ＰＨ2）をｌｏｇ（ＰＨ2Ｏ／ＰＨ2）≦−０．５に制御し、且つ、二酸化炭素分圧ＰＣＯ2と水分圧ＰＨ2Ｏを加算したトータル分圧ＰTと水素分圧の対数ｌｏｇ（ＰT／ＰＨ2）を−３≦ｌｏｇ（ＰT／ＰＨ2）≦−０．５に制御する。
【００２６】
二酸化炭素分圧と水素分圧の対数ｌｏｇ（ＰＣＯ2／ＰＨ2）と水分圧と水素分圧の対数ｌｏｇ（ＰＨ2Ｏ／ＰＨ2）は炉内にＣＯ2、水蒸気を導入することにより操作する。
【００２７】
ｌｏｇ（ＰＣＯ2／ＰＨ2）を−０．５以下とした理由は、ｌｏｇ（ＰＣＯ2／ＰＨ2）が−０．５を超えると焼鈍前に鋼板表面に生成していた酸化膜を十分還元できず、めっき濡れ性が確保できないためである。また、ｌｏｇ（ＰＨ2Ｏ／ＰＨ2）を−０．５以下とした理由は、ｌｏｇ（ＰＨ2Ｏ／ＰＨ2）が−０．５を超えると焼鈍前に鋼板表面に生成していた酸化膜を十分還元できず、めっき濡れ性が確保できないためである。
【００２８】
二酸化炭素分圧ＰＣＯ2と水分圧ＰＨ2Ｏを加算したトータル分圧ＰTと水素分圧の対数ｌｏｇ（ＰT／ＰＨ2）を−０．５以下とした理由は、ｌｏｇ（ＰT／ＰＨ2）が−０．５を超えると焼鈍前に鋼板表面に生成していた酸化膜を十分還元できず、めっき濡れ性が確保できないためである。また、ｌｏｇ（ＰT／ＰＨ2）を−３以上とした理由は、ｌｏｇ（ＰT／ＰＨ2）が−３未満ではＳｉの外部酸化が起こり鋼板表面にＳｉＯ2を生成し、めっき塗れ性を低下させるためである。
【００２９】
Ｏ2とＣＯは意識的に導入する必要はないが、本焼鈍温度、雰囲気の炉内にＨ2Ｏ、ＣＯ2を導入した場合、その一部がＨ2により還元され、Ｏ2、ＣＯが生成する。
【００３０】
Ｈ2Ｏ、ＣＯ2は必要な量導入できればよく、その導入方法は特に限定しないが、例えば、ＣＯとＨ2を混合した気体を燃焼させ、発生したＨ2Ｏ、ＣＯ2を導入する方法や、ＣＨ4、Ｃ2Ｈ6、Ｃ3Ｈ8等の炭化水素の気体や、ＬＮＧ等の炭化水素の混合物を燃焼させ、発生したＨ2Ｏ、ＣＯ2を導入する方法、ガソリンや軽油、重油等、液体の炭化水素の混合物を燃焼させ、発生したＨ2Ｏ、ＣＯ2を導入する方法、ＣＨ3ＯＨ、Ｃ2Ｈ5ＯＨ等のアルコール類やその混合物、各種の有機溶剤を燃焼させ、発生したＨ2Ｏ、ＣＯ2を導入する方法等が上げられる。
【００３１】
ＣＯのみ燃焼させ、発生したＣＯ2を導入する方法も考えられるが、本焼鈍温度、雰囲気の炉内にＣＯ2を導入した場合、その一部がＨ2により還元され、ＣＯとＨ2Ｏが生成するため、Ｈ2Ｏ、ＣＯ2を導入した場合と本質的に差はない。
【００３２】
また、燃焼させ、発生したＨ2Ｏ、ＣＯ2を導入する方法以外にも、ＣＯとＨ2を混合した気体、ＣＨ4、Ｃ2Ｈ6、Ｃ3Ｈ8等の炭化水素の気体や、ＬＮＧ等の炭化水素の混合物、ガソリンや軽油、重油等、液体の炭化水素の混合物、ＣＨ3ＯＨ、Ｃ2Ｈ5ＯＨ等のアルコール類やその混合物、各種の有機溶剤等を酸素と同時に焼鈍炉内に導入し、炉内で燃焼させてＨ2Ｏ、ＣＯ2を発生させる方法も使用できる。
【００３３】
ライン内焼鈍方式の連続溶融亜鉛めっき設備で焼鈍する際、その焼鈍温度は７２０℃以上８８０℃以下のフェライト、オーステナイト二相共存域とする。焼鈍温度が７２０℃未満では再結晶が不十分であり、鋼板に必要なプレス加工性を具備できない。８８０℃を超すような温度で焼鈍することはコストの上昇を招くため好ましくない。
【００３４】
次に、鋼帯は焼鈍後、引き続きめっき浴へ浸漬する過程で冷却されるが、特に加工の厳しい部材への使用を目的としていない場合は、特別な冷却過程を経ず、溶融亜鉛めっき処理を行うことによって、鋼板の表面上に溶融亜鉛めっき層を形成し、次いで、前記溶融亜鉛めっき層が形成された鋼板に対し４６０〜５５０℃で合金化加熱処理を行うことによって、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を作製する。
【００３５】
特に、高強度とプレス加工性の良いことの両立を目的として、ＳｉやＭｎを多量に添加した鋼板は、焼鈍後、引き続きめっき浴へ浸漬する過程の冷却で、その最高到達温度から６５０℃までを平均０．５〜１０℃／秒で、引き続いて６５０℃からめっき浴までを平均３℃／秒以上とする．６５０℃までを平均０．５〜１０℃／秒とするのは加工性を改善するためにフェライトの体積率を増すと同時に、オーステナイトのＣ濃度を増すことにより、その生成自由エネルギーを下げ、マルテンサイト変態の開始する温度をめっき浴温度以下とすることを目的とする。６５０℃までの平均冷却速度を０．５℃／秒未満とするためには連続溶融亜鉛めっき設備のライン長を長くする必要がありコスト高となるため、６５０℃までの平均冷却速度は０．５℃／秒以上とする。
【００３６】
６５０℃までの平均冷却速度を０．５℃／秒未満とするためには、最高到達温度を下げ、オーステナイトの体積率が小さい温度で焼鈍することも考えられるが、その場合には実際の操業で許容すべき温度範囲に比べて適切な温度範囲が狭く、僅かでも焼鈍温度が低いとオーステナイトが形成されず目的を達しない。
【００３７】
一方、６５０℃までの平均冷却速度を１０℃／秒を超えるようにすると、フェライトの体積率の増加が十分でないばかりか、オーステナイト中Ｃ濃度の増加も少ないため、鋼帯がめっき浴に浸漬される前にその一部がマルテンサイト変態し、その後合金化処理のための加熱でマルテンサイトが焼き戻されてセメンタイトとして析出するため高強度と加工性の良いことの両立が困難となる。
【００３８】
６５０℃からめっき浴までの平均冷却速度を３℃／秒以上とするのは、その冷却途上でオーステナイトがパーライトに変態するのを避けるためであり、その冷却速度が３℃／秒未満では本発明で規定する温度で焼鈍し、また６５０℃まで冷却したとしてもパーライトの生成を避けられない。平均冷却速度の上限は特に規定しないが、平均冷却速度２０℃／秒を超えるように鋼帯を冷却することはドライな雰囲気では困難である。
【００３９】
さらに加工性の良好な高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する目的で、６５０℃から５００℃までの平均冷却速度を３℃／秒以上で冷却し、さらに５００℃から平均冷却速度０．５℃／秒以上で４２０℃〜４６０℃まで冷却し、且つ、５００℃からめっき浴までを２５秒以上２４０秒以下保持した後、溶融亜鉛めっき処理を行う。
【００４０】
６５０℃から５００℃までの平均冷却速度を３℃／秒以上とするのは、その冷却途上でオーステナイトがパーライトに変態するのを避けるためであり、その冷却速度が３℃／秒未満では本発明で規定する温度で焼鈍し、また６５０℃まで冷却したとしてもパーライトの生成を避けられない。平均冷却速度の上限は特に規定しないが、平均冷却速度２０℃／秒を超えるように鋼帯を冷却することはドライな雰囲気では困難である。
【００４１】
５００℃からの平均冷却速度を０．５℃／秒以上とするのは、その冷却途上でオーステナイトがパーライトに変態するのを避けるためであり、その冷却速度が０．５℃／秒未満では本発明で規定する温度で焼鈍し、また５００℃まで冷却したとしてもパーライトの生成を避けられない。平均冷却速度の上限は特に規定しないが、平均冷却速度２０℃／秒を超えるように鋼帯を冷却することはドライな雰囲気では困難である。また、冷却終了温度を４２０〜４６０℃とするのは、オーステナイト中へのＣの濃化が促進され加工性の優れた高強度合金化溶融亜鉛めっきが得られるためである。
【００４２】
５００℃からめっき浴までを２５秒以上２４０秒以下保持する理由は、２５秒未満ではオーステナイト中へのＣの濃化が不十分となり、オーステナイト中のＣ濃度が、室温でのオーステナイトの残留を可能とする水準まで到達しないためであり、２４０秒を超えると、ベイナイト変態が進行し過ぎて、オーステナイト量が少なくなり、十分な量の残留オーステナイトを生成できないためである。
【００４３】
さらにこの５００℃からめっき浴まで保持する間、一度４００〜４５０℃の温度まで冷却し、保持するとオーステナイト中へのＣの濃化が促進され加工性の優れた高強度合金化溶融亜鉛めっきが得られる。ただし、４３０℃以下でめっき浴中へ板を浸漬させ続けるとめっき浴が冷却され凝固するため、４３０〜４７０℃の温度まで再加熱を行った後、溶融亜鉛めっき処理を行う必要がある。
本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造において、加工性の良好な高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する目的で、用いる溶融亜鉛めっき浴はＡｌ濃度が浴中有効Ａｌ濃度Ｃで０．０７〜０．０９２ｍａｓｓ％に調整すると良い。ここでめっき浴中の有効Ａｌ濃度とは、浴中Ａｌ濃度から浴中Ｆｅ濃度を差し引いた値である。
【００４４】
有効Ａｌ濃度を０．０７〜０．０９２ｍａｓｓ％に限定する理由は、有効Ａｌ濃度が０．０７％よりも低い場合には、めっき初期の合金化バリアとなるＦｅ−Ａｌ−Ｚｎ相の形成が不十分であってめっき処理時にめっき鋼板界面に脆いΓ相が厚くできるため、加工時のめっき皮膜密着力が劣る合金化溶融亜鉛めっき鋼板しか得られないためである。一方、有効Ａｌ濃度が０．０９２％よりも高い場合には、高温長時間の合金化が必要となり、鋼中に残存していたオーステナイトがパーライトに変態するため、高強度と加工性の良いことの両立が困難となる。
更に、本発明において合金化処理時の合金化温度を
４５０≦Ｔ≦４１０×ｅｘｐ（２×〔Ａｌ％〕）
但し、〔Ａｌ％〕：亜鉛めっき浴中の浴中有効Ａｌ濃度（ｍａｓｓ％ ）
を満足する温度Ｔ（℃）において行うことも加工性の良好な高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造に有効である。
【００４５】
合金化温度Ｔを４５０℃以上、４１０×ｅｘｐ（２×〔Ａｌ％〕）℃以下に限定した理由は、合金化温度Ｔが４５０℃よりも低いと合金化が進行しないか、或いは合金化の進行が不十分で合金化未処理となりめっき表層が密着性の劣るη相に覆われるためである。また、Ｔが４１０×ｅｘｐ（２×〔Ａｌ％〕）℃よりも高いと、合金化が進み過ぎてめっき鋼板界面に脆いΓ相が厚くできるため、加工時のめっき密着力が低下するためである。
【００４６】
本発明において合金化温度が高すぎると鋼中に残存していたオーステナイトがパーライトに変態し、高強度と良好な加工性を両立した鋼板を得ることが難しい。従って、Ｓｉの添加量が大きくなり難合金化するほど、加工性を向上させるためには、浴中有効Ａｌ濃度を低下させ合金化温度を下げることが有効となる。
具体的には、
〔Ａｌ％〕≦０．０９２−０．００１×〔Ｓｉ％〕2
但し、〔Ｓｉ％〕：鋼板中のＳｉ含有量（ｍａｓｓ％）
を満足する浴中有効Ａｌ濃度（ｍａｓｓ％）においてめっきを行う。
【００４７】
有効Ａｌ濃度を０．０９２−０．００１×〔Ｓｉ％〕2％以下に限定する理由は、有効Ａｌ濃度が０．０９２−０．００１×〔Ｓｉ％〕2％より高い場合には、高温長時間の合金化が必要となり、鋼中に残存していたオーステナイトがパーライトに変態し、加工性が劣化するためである。
【００４８】
溶融めっき後４００℃以下の温度に冷却されるまでの時間を３０秒以上１２０秒以下に限定する理由は、３０秒未満では合金化が不十分で合金化未処理となりめっき表層が密着性の劣るη相に覆われるためであり、１２０秒を越えると、ベイナイト変態が進行し過ぎて、オーステナイト量が少なくなり、十分な量の残留オーステナイトを生成できないためである。
【００４９】
図１、図２に、本発明に係わる溶融亜鉛めっき鋼板の製造設備の一例を側面図により示す。図において、１はＳｉの含有量が０．４〜２．０質量％である高強度鋼板、２は焼鈍炉の加熱帯、３は焼鈍炉の均熱帯、４は焼鈍炉の冷却帯、５は炉内ロール、６は鋼板進行方向、７は溶融亜鉛めっき槽、８は溶融亜鉛、９はスナウト、１０はシンクロール、１１はガスワイピングノズル、１２は合金化炉、１３はガス流量調整弁、１４は還元性ガス配管、１５は還元性ガス流れ方向、１６は燃焼装置、１７は燃焼ガス配管、１８は燃焼ガス流れ方向、１９は燃料ガス配管、２０は燃料ガス流れ方向、２１は空気配管、２２は空気流れ方向、２３は炉内に設置された燃焼装置を示す。
【００５０】
【実施例】
以下、実施例により本発明を具体的に説明する。
【００５１】
（実施例１）
表１のＲに示す組成からなるスラブを１１５０℃に加熱し、仕上温度９１０〜９３０℃で４．５ｍｍの熱間圧延鋼帯とし、５８０〜６８０℃で巻き取った。酸洗後、冷間圧延を施して１．６ｍｍの冷間圧延鋼帯とした後、オールラジアントチューブ方式の焼鈍炉を使用した連続溶融亜鉛めっき設備を用いて表２に示すような条件の熱処理とめっきを行い、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。連続溶融亜鉛めっき設備は、ＣＯとＨ2を混合した気体を燃焼させ、発生したＨ2Ｏ、ＣＯ2を導入する装置を取り付け、二酸化炭素分圧ＰＣＯ2と水分圧ＰＨ2Ｏを加算したトータル分圧ＰTと水素分圧の対数ｌｏｇ（ＰT／ＰＨ2）が表２に示す値となるように調節した。
【００５２】
引張強さ（ＴＳ）、伸び（Ｅｌ）は、各鋼板からＪＩＳ５号試験片を切り出し、常温での引張試験を行うことにより求めた。
【００５３】
めっきの付着量は、被膜をインヒビター入りの塩酸で溶解し、重量法により測定した。
濡れ性は通板したコイルの不めっき面積率を以下に示す評点づけで判定した。評点は３以上を合格とした。
【００５４】
４：不めっき面積率１％未満
３：不めっき面積率１％以上５％未満
２：不めっき面積率５％以上１０％未満
１：不めっき面積率１０％以上
評価結果は表２に示す通りである。番号１は、二酸化炭素分圧ＰＣＯ2と水分圧ＰＨ2Ｏを加算したトータル分圧ＰTと水素分圧の対数ｌｏｇ（ＰT／ＰＨ2）が本発明範囲外であるため焼鈍前に鋼板表面に生成していた酸化膜を十分還元できず、めっき濡れ性が不合格であった。番号７は、二酸化炭素分圧ＰＣＯ2と水分圧ＰＨ2Ｏを加算したトータル分圧ＰTと水素分圧の対数ｌｏｇ（ＰT／ＰＨ2）が本発明範囲外であるためＳｉの外部酸化が起こり鋼板表面にＳｉＯ2を生成し、めっき塗れ性が不合格であった。
【００５５】
これら以外の本発明方法で作製した鋼板は、めっき濡れ性が優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板であった。
【００５６】
（実施例２）
表１に示す組成からなるスラブを１１５０℃に加熱し、仕上温度９１０〜９３０℃で４．５ｍｍの熱間圧延鋼帯とし、５８０〜６８０℃で巻き取った。酸洗後、冷間圧延を施して１．６ｍｍの冷間圧延鋼帯とした後、オールラジアントチューブ方式の焼鈍炉を使用した連続溶融亜鉛めっき設備を用いて表３に示すような条件の熱処理とめっきを行い、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。連続溶融亜鉛めっき設備は、ＣＯとＨ2を混合した気体を燃焼させ、発生したＨ2Ｏ、ＣＯ2を導入する装置を取り付け、二酸化炭素分圧ＰＣＯ2と水分圧ＰＨ2Ｏを加算したトータル分圧ＰTと水素分圧の対数ｌｏｇ（ＰT／ＰＨ2）を−１から−２となるように調節した。
【００５７】
引張強さ（ＴＳ）、伸び（Ｅｌ）は、各鋼板からＪＩＳ５号試験片を切り出し、常温での引張試験を行うことにより求めた。
【００５８】
めっきの付着量は、被膜をインヒビター入りの塩酸で溶解し、重量法により測定した。
濡れ性は通板したコイルの不めっき面積率を以下に示す評点づけで判定した。評点は３以上を合格とした。
【００５９】
４：不めっき面積率１％未満
３：不めっき面積率１％以上５％未満
２：不めっき面積率５％以上１０％未満
１：不めっき面積率１０％以上
評価結果は表３に示す通りである。本発明方法により、めっき濡れ性が優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が製造可能となった。
【００６０】
特に、番号４、５、６、１０、１１、１３、１４、１６、１７、２０、２１、２２、２５、３１、３２、３４、３５、３６に示す製造方法は、焼鈍炉内での冷却速度、溶融亜鉛めっき浴中の有効Ａｌ濃度、合金化処理温度が適切であるため、加工性の良好な高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造することが可能となった。
【００６１】
【表１】
Figure 0004192051
【００６２】
【表２】
Figure 0004192051
【００６３】
【表３】
Figure 0004192051
【００６４】
【発明の効果】
本発明によれば、Ｓｉの含有量が０．４〜２．０質量％である高強度鋼板をオールラジアントチューブ方式の焼鈍炉を使用した連続溶融亜鉛めっき設備を用いてめっきする製造方法とその装置を提供することが可能となり、産業の発展に貢献するところが極めて大である。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明に係わる溶融亜鉛めっき鋼板の製造設備の一例を示す側面図である。
【図２】本発明に係わる溶融亜鉛めっき鋼板の製造設備の一例を示す側面図である。
【符号の説明】
１ 高強度鋼板
２ 焼鈍炉の加熱帯
３ 焼鈍炉の均熱帯
４ 焼鈍炉の冷却帯
５ 炉内ロール
６ 鋼板進行方向
７ 溶融亜鉛めっき槽
８ 溶融亜鉛
９ スナウト
１０ シンクロール
１１ ガスワイピングノズル
１２ 合金化炉
１３ ガス流量調整弁
１４ 還元性ガス配管
１５ 還元性ガス流れ方向
１６ 燃焼装置
１７ 燃焼ガス配管
１８ 燃焼ガス流れ方向
１９ 燃料ガス配管
２０ 燃料ガス流れ方向
２１ 空気配管
２２ 空気流れ方向
２３ 炉内に設置された燃焼装置

Claims (9)

  1. オールラジアントチューブ方式の焼鈍炉を用いる溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法において、Ｓｉの含有量が０．４〜２．０質量％である高強度鋼板に連続的に溶融亜鉛めっきを施す際、還元帯の雰囲気を、Ｈ２を１〜６０質量％含有し、残部Ｎ２、Ｈ２Ｏ、Ｏ２、ＣＯ２、ＣＯおよび不可避的不純物からからなる雰囲気とし、その雰囲気中の二酸化炭素分圧と水素分圧の対数ｌｏｇ（ＰＣＯ２／ＰＨ２）をｌｏｇ（ＰＣＯ２／ＰＨ２）≦−０．５、水分圧と水素分圧の対数ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）をｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）≦−０．５に制御し、且つ、二酸化炭素分圧ＰＣＯ２と水分圧ＰＨ２Ｏを加算したトータル分圧ＰＴと水素分圧の対数ｌｏｇ（ＰＴ／ＰＨ２）を−３≦ｌｏｇ（ＰＴ／ＰＨ２）≦−０．５に制御し、この還元帯での焼鈍を７２０℃以上８８０℃以下のフェライト、オーステナイトの二相共存温度域において行った後、引き続いてめっき浴まで冷却を行い、溶融亜鉛めっき処理を行うことによって、前記冷延鋼板の表面上に溶融亜鉛めっき層を形成し、次いで、前記溶融亜鉛めっき層が形成された鋼板に対し４６０〜５５０℃で合金化加熱処理を行うことによって、前記鋼板の表面上に合金化溶融亜鉛めっき層を形成する高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  2. 請求項１に記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法において、最高到達温度から６５０℃までを平均冷却速度０．５〜１０℃／秒で、引き続いて６５０℃からめっき浴までを平均冷却速度３℃／秒以上で冷却することを特徴とする高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  3. 請求項１または請求項２に記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法において、最高到達温度から６５０℃までを平均冷却速度０．５〜１０℃／秒で、引き続いて６５０℃から５００℃までを平均冷却速度３℃／秒以上で冷却し、さらに５００℃から平均冷却速度０．５℃／秒以上で４２０℃〜４６０℃まで冷却し、且つ、５００℃からめっき浴までを２５秒以上２４０秒以下保持した後、溶融亜鉛めっき処理を行うことを特徴とする高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  4. 請求項１乃至請求項３のいずれかに記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法において、溶融めっき後４００℃以下の温度に冷却されるまでの時間を３０秒以上１２０秒以下とすることを特徴とする高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  5. 請求項１乃至請求項４のいずれかに記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法において、焼鈍後４００℃以上４５０℃以下まで冷却した後、４３０℃以上４７０℃以下まで再加熱を行い、溶融亜鉛めっき処理を行うことを特徴とする高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  6. 請求項１乃至請求項５のいずれかに記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法において、溶融亜鉛めっき処理を、浴中有効Ａｌ濃度：０．０７〜０．０９２ｍａｓｓ％ 、残部がＺｎおよび不可避的不純物からなる成分組成の溶融亜鉛めっき浴中で行い、そして、前記合金化処理を、
    ４５０≦Ｔ≦４１０×ｅｘｐ（２×〔Ａｌ％〕）
    但し、〔Ａｌ％〕：亜鉛めっき浴中の浴中有効Ａｌ濃度（ｍａｓｓ％ ）
    を満足する温度Ｔ（℃）において行うことを特徴とする高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  7. 請求項１乃至請求項６のいずれかに記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法において、浴中有効Ａｌ濃度を、
    〔Ａｌ％〕≦０．０９２−０．００１×〔Ｓｉ％〕2
    但し、〔Ｓｉ％〕：鋼板中のＳｉ含有量（ｍａｓｓ％）
    を満足する浴中有効Ａｌ濃度（ｍａｓｓ％）において行うことを特徴とする、密着性の優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  8. 溶融亜鉛めっき浴を配し鋼板に連続的に溶融亜鉛めっきを施す溶融亜鉛めっき鋼板の製造設備において、焼鈍炉をオールラジアントチューブ方式の焼鈍炉とし、その焼鈍炉にＣＯ2を１〜１００質量％含有し、残部Ｎ2、Ｈ2Ｏ、Ｏ2、ＣＯおよび不可避的不純物からからなる気体を導入する装置を配設することを特徴とする溶融めっき鋼板の製造設備。
  9. 溶融亜鉛めっき浴を配し鋼板に連続的に溶融亜鉛めっきを施す溶融亜鉛めっき鋼板の製造設備において、焼鈍炉をオールラジアントチューブ方式の焼鈍炉とし、その焼鈍炉中でＣＯまたは炭化水素を燃焼させ、ＣＯ2を１〜１００質量％含有し、残部Ｎ2、Ｈ2Ｏ、Ｏ2、ＣＯおよび不可避的不純物からからなる気体を発生させる装置を配設することを特徴とする溶融めっき鋼板の製造設備。
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