JP6172297B2 - 高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法及び製造設備 - Google Patents

Description

本発明は、ＳｉおよびＭｎを含む高強度鋼板を母材とする、外観性およびめっき密着性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法及び該製造方法を実施するための製造設備に関するものである。

近年、自動車、家電、建材等の分野において素材鋼板に防錆性を付与した表面処理鋼板、中でも防錆性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板が使用されている。また、自動車の燃費向上および自動車の衝突安全性向上の観点から、車体材料として、高強度化、薄肉化された高強度鋼板が好ましく利用される。

一般的に、溶融亜鉛めっき鋼板は、スラブを熱間圧延や冷間圧延した薄鋼板を母材として用い、この母材をＣＧＬ（溶融亜鉛めっきライン）の焼鈍炉で再結晶焼鈍し、その後、溶融亜鉛めっき処理を行い製造される。また、合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、溶融亜鉛めっき処理後、さらに合金化処理を行い製造される。

鋼板の強度を高めるためには、ＳｉやＭｎの添加が有効である。しかし、連続焼鈍の際にＳｉやＭｎは、Ｆｅの酸化が起こらない（即ち、Ｆｅ酸化物を還元する）還元性のＮ_２＋Ｈ_２ガス雰囲気でも酸化し、鋼板最表面にＳｉやＭｎの酸化物を形成する。ＳｉやＭｎの酸化物はめっき処理時に溶融亜鉛と下地鋼板との濡れ性を低下させるため、ＳｉやＭｎが添加された鋼板では不めっきが多発するようになる。また、不めっきに至らなかった場合でも、めっき密着性が悪いという問題がある。

ＳｉやＭｎを多量に含む高強度鋼板を母材とした溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法として、特許文献１には、鋼板表面酸化膜を形成させた後に還元焼鈍を行う方法が開示されている。しかしながら、特許文献１に記載の方法では良好なめっき密着性が安定して得られない。

これに対して、特許文献２〜８では、酸化速度や還元量を規定したり、酸化帯での酸化膜厚を実測し、実測結果から酸化条件や還元条件を制御したりして効果を安定化させようとした技術が開示されている。

また、特許文献９では、酸化−還元工程における雰囲気中のＯ_２、Ｈ_２、Ｈ_２Ｏなどのガス組成を規定している。

さらに、熱延鋼板の結晶粒界にＳｉやＭｎの酸化物を形成させる方法として、特許文献１０では熱延鋼板の巻き取り温度を高温化させる製造方法が示されている。

特開昭５５−１２２８６５号公報 特開平４−２０２６３０号公報 特開平４−２０２６３１号公報 特開平４−２０２６３２号公報 特開平４−２０２６３３号公報 特開平４−２５４５３１号公報 特開平４−２５４５３２号公報 特開平７−３４２１０号公報 特開２００７−２９１４９８号公報 特開平９−１７６８１２号公報

特許文献２〜８に示されている溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を適用した場合、連続焼鈍において鋼板表面にＳｉやＭｎの酸化物が形成することで、十分なめっき密着性が必ずしも得られないことが分かった。

また、特許文献９〜１０に記載の製造方法を適用した場合には、めっき密着性は改善するものの、酸化帯での過剰な酸化により、炉内ロールに酸化スケールが付着し鋼板に押し疵が発生する、いわゆるピックアップ現象が発生する課題がある。ピックアップ現象が発生すると外観性が劣化する。

特許文献９に記載の製造方法では、めっき密着性の改善やピックアップ現象の抑制には効果があるものの、プレス成形に耐える加工性が得られなかったり、めっき密着性や合金化にムラが発生して、良好なめっき密着性や外観性が必ずしも得られなかったりすることが分かった。

本発明は、かかる事情に鑑みてなされたものであって、めっき密着性、加工性及び外観性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法及び該製造方法の実施に用いることができる製造設備を提供することを目的とする。

鋼の高強度化には上述したようにＳｉやＭｎ等の固溶強化元素の添加が有効である。そして、自動車用途に使用される高強度鋼板については、プレス成形が必要になるために強度と延性のバランスの向上が要求される。これに対しては、Ｓｉは鋼の延性を損なわずに高強度化ができる利点があるため、Ｓｉ含有鋼は高強度鋼板として非常に有用である。しかしながら、ＳｉやＭｎを含有した鋼を母材とした高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する場合、以下の問題がある。

ＳｉやＭｎは焼鈍雰囲気中で鋼板最表面に酸化物を形成し、鋼板と溶融亜鉛との濡れ性を劣化させ、不めっきを発生させる。また不めっきに至らない場合においても、めっき密着性が劣化する。

鋼板と溶融亜鉛との濡れ性を改善する目的でＳｉやＭｎの鋼板最表面での酸化を防ぐには、ＳｉやＭｎを鋼板表面ではなく、鋼板内部に酸化物として形成させることが有効である。

鋼板内部にＳｉやＭｎの酸化物を形成させるためには、熱間圧延での巻き取り温度を高温化する方法がある。しかしながら、この方法を用いた場合には、結晶粒界に形成する酸化物量が均一にならない問題がある。具体的には巻き取った後の熱延コイルのエッジ部や先尾端部では鋼板が外気と接触するために温度低下の速度が早く、ＳｉやＭｎの酸化物の形成は少ない。一方で、コイルの中央部では温度低下が起こりにくいために、比較的多量のＳｉやＭｎの酸化物が形成されることになる。この結果、コイルのエッジ部や先尾端部で十分なめっき密着性が得られなかったり、合金化溶融亜鉛めっき鋼板においては合金化ムラによる外観不良が発生したりする。

鋼板内部にＳｉやＭｎの酸化物を形成させるその他の方法としては、めっき前処理として、酸化処理を行った後に還元焼鈍を行う方法が有効である。これは連続溶融めっきライン（ＣＧＬ）の加熱帯において鋼板表面を酸化させた後に、再結晶焼鈍を還元性雰囲気中で行うことにより、鋼板表面の酸化鉄を還元させつつ、酸化鉄から供給される酸素によって、ＳｉやＭｎを鋼板表面より内部に内部酸化物として形成させる方法である。この方法によれば、前述した熱間圧延で形成されるＳｉやＭｎの内部酸化よりも、コイル内で比較的均一にＳｉやＭｎの内部酸化を形成させることができるために、非常に有効である。よって、コイル内の全長全幅に亘って均一なめっき密着性や外観性を得るためには、不均一に形成する熱間圧延での内部酸化を抑制させ、酸化−還元法によるＣＧＬでの内部酸化形成を積極的に活用することが有効であることが分かった。ＣＧＬでの内部酸化形成を積極的に活用するには加熱帯での鉄の酸化量を十分に確保することが必要である。しかし、鋼中に添加されたＳｉは加熱帯での鉄の酸化反応を抑制するために、Ｓｉ含有量の多い鋼を用いた場合は特に加熱帯での酸化反応をより促進させる条件にしなければならない。一方で、過剰に酸化反応を進行させてしまうと、加熱帯の後の、均熱帯において酸化鉄が剥離して押し疵が発生し、いわゆるピックアップ現象と呼ばれる表面欠陥の原因となることが分かった。

さらに、Ｓｉ添加鋼では溶融めっき処理した後の合金化処理において、ＦｅとＺｎの反応が抑制される。そのため、合金化を正常に進行させるためには比較的高温での合金化処理が必要となる。しかし、高温での合金化処理を行うと、十分な加工性が得られない。これは、延性を確保するために必要な鋼中の残留オーステナイト相がパーライト相に分解されるためであると考えられる。また、溶融めっき前にＭｓ点以下まで一旦冷却して再加熱した後に溶融めっき処理および合金化処理を行った場合では、強度を確保するためのマルテンサイト相の焼き戻しが起こり、十分な強度が得られないことが分かった。

このようにＳｉ添加鋼においては、合金化温度が高温になるが故に所望する機械特性値が得られないという問題がある。

上記をもとに検討を重ねた結果、以下の知見を得た。

ＳｉやＭｎを含む高強度鋼板を母材とした場合、鋼板と溶融亜鉛の濡れ性の低下の原因となるＳｉやＭｎの鋼板最表面での酸化をコイル内の全長全幅に亘って抑制することが必要である。そのためには、熱間圧延後の不均一に形成される内部酸化は抑制し、ＣＧＬで均一な内部酸化を積極的に形成させることが重要である。

前者を達成するためには、圧延後の巻き取り温度を低温化することが有効であり、その上限温度は鋼中のＳｉやＭｎの含有量に応じて決定される。

後者を達成するために、鋼中のＳｉやＭｎの含有量に応じて、加熱帯の温度、雰囲気、昇温速度を厳密に管理する。また、加熱帯での過剰な鉄の酸化反応によるピックアップ現象を防止するためには、加熱帯の最終段階で低酸素ポテンシャル雰囲気にすることが有効であることが分かった。これは、加熱帯で一旦酸化された鋼板表面を還元処理し、最表面に還元鉄を形成することで、ピックアップ現象が発生する均熱帯において、ロールと酸化鉄の直接接触を防ぐ効果がある。このことから、ピックアップ現象発生は抑制され、押し疵などの表面欠陥も防止できることを見出した。

さらには、Ｓｉ含有鋼の高温での合金化処理に対しては、還元焼鈍でのＰ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２を適正に制御することで、最適な合金化温度を低下させ、加工性を向上させることができる。

本発明は上記知見に基づくものであり、その特徴は以下の通りである。

［１］質量％で、Ｃ：０．０５〜０．３０％、Ｓｉ：０．１〜２．０％、Ｍｎ：１．０〜４．０％含むスラブを熱間圧延した後、下記式（１）を満足する温度Ｔ_Ｃでコイルに巻き取り、酸洗する熱間圧延工程と、前記熱間圧延工程で得られた熱延板に対して冷間圧延を施す冷間圧延工程と、前記冷間圧延工程で得られた冷延板に対して、下記（Ａ帯加熱）〜（Ｃ帯加熱）を有する焼鈍を施す焼鈍工程と、前記焼鈍工程後の焼鈍板に対して、０．１２〜０．２２質量％のＡｌを含有した溶融亜鉛めっき浴で溶融亜鉛めっき処理を施す溶融亜鉛めっき処理工程と、を有することを特徴とする外観性とめっき密着性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（Ａ帯加熱）前記冷延板を、ＤＦＦ型加熱炉（直火型加熱炉）の空気比をα、２００℃以上での平均昇温速度が１０〜５０℃／ｓｅｃの条件で、下記式（２）を満たす加熱到達温度Ｔ_１まで加熱する。
（Ｂ帯加熱）前記Ａ帯加熱後の冷延板を、ＤＦＦ型加熱炉で空気比≦０．９、Ｔ_１超えでの平均加熱速度が５〜３０℃／ｓｅｃの条件で、下記式（３）を満たす加熱到達温度Ｔ_２まで加熱する。
（Ｃ帯加熱）前記Ｂ帯加熱後の冷延板を、Ｈ_２、Ｈ_２Ｏを含有し、残部がＮ_２及び不可避的不純物から成る雰囲気中でｌｏｇ（Ｐ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２）が−３．４以上−１．１以下、Ｔ_２超えでの平均加熱速度が０．１〜１０℃／ｓｅｃの条件で、７００〜９００℃の所定の加熱到達温度Ｔ_３まで加熱し、該Ｔ_３に１０〜５００秒保持する。
Ｔ_Ｃ≦−６０（[Ｓｉ]＋[Ｍｎ]）＋７７５ （１）
Ｔ_１≧２８．２[Ｓｉ]＋７．９５[Ｍｎ]−８６．２α＋６６６ （２）
Ｔ_２≧Ｔ_１＋３０ （３）
但し、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］は前記スラブに含まれるＳｉおよびＭｎ含有量を表す。また、αは１．５以下である。また、ｌｏｇ（Ｐ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２）はｌｏｇ（Ｈ_２Ｏの分圧（Ｐ_Ｈ２Ｏ）／Ｈ_２の分圧（Ｐ_Ｈ２））を意味する。

［２］前記熱間圧延工程で得られた熱延板の、鋼板表面から１０μｍ以内の鋼板表層部に生成したＳｉ内部酸化物及びＭｎ内部酸化物の合計が、圧延後の巻き取りコイルの長手方向および幅方向の中央位置において酸素量として片面当たり０．１０ｇ／ｍ^２以下であることを特徴とする［１］に記載の外観性とめっき密着性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。

［３］前記Ａ帯加熱のＤＦＦ型加熱炉のバーナーがノズルミックス型バーナーであり、前記Ｂ帯加熱のＤＦＦ型加熱炉のバーナーがプレミックス型バーナーであることを特徴とする［１］または［２］に記載の外観性とめっき密着性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。

［４］前記Ｃ帯加熱で、前記ｌｏｇ（Ｐ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２）が下記式（４）を満足することを特徴とする［１］〜［３］のいずれか一項に記載の外観性とめっき密着性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
０．６［Ｓｉ］−３．４≦ｌｏｇ(Ｐ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２)≦０．８［Ｓｉ］−２．７ （４）
但し、［Ｓｉ］は鋼中のＳｉ含有量を表す。

［５］前記溶融亜鉛めっき浴は０．１２〜０．１７質量％のＡｌを含有し、前記溶融亜鉛めっき処理工程後の鋼板に対して、下記式（５）を満足する合金化温度Ｔａで１０〜６０秒間の合金化処理を施す合金化処理工程をさらに有することを特徴とする［１］〜［４］のいずれかに一項に記載の外観性とめっき密着性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
−４５ｌｏｇ（Ｐ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２）＋３９５≦Ｔａ≦−３０ｌｏｇ（Ｐ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２）＋４９０ （５）
［６］前記Ｃ帯加熱の後に、平均冷却速度が１０℃／ｓｅｃ以上の条件で、７５０℃から１５０〜３５０℃の所定の冷却到達温度Ｔ_４まで冷却した後、３５０〜６００℃の所定の再加熱温度Ｔ_５まで加熱し、該温度Ｔ_５で１０〜６００秒保持する冷却加熱工程をさらに有することを特徴とする［１］〜［５］のいずれか一項に記載の外観性とめっき密着性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。

［７］ＤＦＦ型加熱炉と均熱炉とを有する連続溶融めっき設備であり、前記ＤＦＦ型加熱炉の前段にノズルミックス型バーナー、後段にプレミックス型バーナーを有し、前記均熱炉がラジアントチューブ型であることを特徴とする外観性とめっき密着性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板を製造するための製造設備。

本発明によれば、外観性およびめっき密着性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。

また、本発明によれば、高強度溶融亜鉛めっき鋼板の加工性も改善することができる。

なお、本発明において、「高強度溶融亜鉛めっき鋼板」とは、合金化されていない高強度溶融亜鉛めっき鋼板と、合金化された高強度溶融亜鉛めっき鋼板の両者を含む。

図１は、圧延後の巻き取り温度を変化させた場合の、ＳｉとＭｎの内部酸化量の幅方向の分布を示した図である。 図２は、内部酸化量が０．１０ｇ／ｍ^２以下になる巻き取り温度とＭｎ含有量との関係を示した図である。 図３は、内部酸化量が０．１０ｇ／ｍ^２以下になる巻き取り温度とＳｉ含有量との関係を示した図である。 図４は、加熱炉出側温度と、式（２）を用いて求められた加熱到達温度との関係を示した図である。 図５は、Ｓｉ含有量とめっき層中Ｆｅ濃度が１０質量％となるｌｏｇ（Ｐ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２）の関係を示した図である。 図６は、Ｃ帯加熱時のＰ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２と合金化温度との関係を示した図である。

以下、本発明の実施形態について具体的に説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。

本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法は、熱間圧延工程と、冷間圧延工程と、焼鈍工程と、溶融亜鉛めっき処理工程とを有する。また、必要に応じて、溶融亜鉛めっき処理工程後に合金化処理工程を有してもよい。また、焼鈍工程と溶融亜鉛めっき処理工程との間に冷却加熱工程を有してもよい。以下、各工程について説明する。

＜熱間圧延工程＞
熱間圧延工程とは、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．３０％、Ｓｉ：０．１〜２．０％、Ｍｎ：１．０〜４．０％含むスラブを熱間圧延した後、下記式（１）を満足する温度Ｔ_Ｃでコイルに巻き取り、酸洗する工程である。

先ず、スラブに含まれる成分について説明する。以下の説明において、スラブに含まれる各元素の含有量の単位である「％」は「質量％」を意味する。なお、スラブの成分組成が高強度溶融亜鉛めっき鋼板の母材鋼板の成分組成となる。

Ｃ：０．０５〜０．３０％
Ｃ含有量が、０．３０％を超えると溶接性が劣化するため、Ｃ含有量は０．３０％以下とする。一方、Ｃ含有量を０．０５％以上とすると、鋼組織として、残留オーステナイト相やマルテンサイト相などを形成させることで加工性が向上する。

Ｓｉ：０．１〜２．０％
Ｓｉは鋼を強化して良好な材質を得るのに有効な元素である。Ｓｉ含有量が０．１％未満では高強度を得るために高価な他の合金元素が必要になり、経済的に好ましくない。一方、Ｓｉ含有鋼では、酸化処理時の酸化反応が抑制されることが知られている。そのため、Ｓｉ含有量が２．０％を超えると酸化処理での酸化皮膜形成が抑制されてしまう。また、Ｓｉ含有量が２．０％を超えると合金化温度も高温化するために、所望の機械特性を得ることが困難になる。したがって、Ｓｉ含有量は０．１％以上２．０％以下とする。

Ｍｎ：１．０〜４．０％
Ｍｎは鋼の高強度化に有効な元素である。機械特性や強度を確保するためにＭｎ含有量を１．０％以上とする。一方、Ｍｎ含有量が４．０％を超えると溶接性やめっき密着性、強度と延性のバランスの確保が困難になる場合がある。したがって、Ｍｎ含有量は１．０％以上４．０％以下とする。

なお、強度と延性のバランスを制御するため、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｃｕ：０．０５〜１．０％、Ｎｉ：０．０５〜１．０％、Ｃｒ：０．０１〜０．８％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％のうちから選ばれる元素の１種以上を必要に応じて含有してもよい。

これらの元素を添加する場合における適正含有量の限定理由は以下の通りである。

Ａｌ：０．０１〜０．１％
Ａｌは熱力学的に最も酸化しやすいため、Ｓｉ、Ｍｎに先だって酸化し、Ｓｉ、Ｍｎの鋼板表面での酸化を抑制し、Ｓｉ、Ｍｎの鋼板内部での酸化を促進させる効果がある。この効果はＡｌ含有量を０．０１％以上にすることで得られる。一方、Ａｌ含有量が０．１％を超えるとコストアップになる。したがって、Ａｌを含有する場合、Ａｌ含有量は０．０１％以上０．１％以下が好ましい。

Ｍｏ：０．０５〜１．０％
Ｍｏ含有量が０．０５％未満では強度調整の効果やＮｂ、Ｎｉ、Ｃｕとの複合添加時におけるめっき密着性改善効果が得られにくい。一方、Ｍｏ含有量が１．０％超えではコストアップを招く。したがって、Ｍｏを含有する場合、Ｍｏ含有量は０．０５％以上１．０％以下が好ましい。

Ｎｂ：０．００５〜０．０５％
Ｎｂ含有量が０．００５％未満では強度調整の効果やＭｏとの複合添加時におけるめっき密着性改善効果が得られにくい。一方、Ｎｂ含有量が０．０５％超えではコストアップを招く。したがって、Ｎｂを含有する場合、Ｎｂ含有量は０．００５％以上０．０５％以下が好ましい。

Ｔｉ：０．００５〜０．０５％
Ｔｉ含有量が０．００５％未満では強度調整の効果が得られにくく、Ｔｉ含有量が０．０５％超えではめっき密着性の劣化を招く。したがって、Ｔｉを含有する場合、Ｔｉ含有量は０．００５％以上０．０５％以下が好ましい。

Ｃｕ：０．０５〜１．０％
Ｃｕ含有量が０．０５％未満では残留γ相形成促進効果やＮｉやＭｏとの複合添加時におけるめっき密着性改善効果が得られにくい。一方、Ｃｕ含有量が１．０％超えではコストアップを招く。したがって、Ｃｕを含有する場合、Ｃｕ含有量は０．０５％以上１．０％以下が好ましい。

Ｎｉ：０．０５〜１．０％
Ｎｉ含有量が０．０５％未満では残留γ相形成促進効果やＣｕやＭｏとの複合添加時におけるめっき密着性改善効果が得られにくい。一方、Ｎｉ含有量が１．０％超えではコストアップを招く。したがって、Ｎｉを含有する場合、Ｎｉ含有量は０．０５％以上１．０％以下が好ましい。

Ｃｒ：０．０１〜０．８％
Ｃｒ含有量が０．０１％未満では焼き入れ性が得られにくく強度と延性のバランスが劣化する場合がある。一方、Ｃｒ含有量が０．８％超えではコストアップを招く。したがって、Ｃｒを含有する場合、Ｃｒ含有量は０．０１％以上０．８％以下が好ましい。

Ｂ：０．０００５〜０．００５％
Ｂは鋼の焼入れ性を向上させるのに有効な元素である。Ｂ含有量が０．０００５％未満では焼き入れ効果が得られにくい。また、Ｂ含有量が０．００５％を超えるとＳｉの鋼板最表面の酸化を促進させる効果があるため、めっき密着性の劣化を招く。したがって、Ｂを含有する場合、Ｂ含有量は０．０００５％以上０．００５％以下が好ましい。

上記必須成分、任意成分以外の残部はＦｅ及び不可避的不純物である。不可避的不純物としては０．００５％以下のＳ、０．０６％以下のＰ、０．００６％以下のＮ等が挙げられる。

続いて、熱間圧延工程の技術的意義について説明する。通常の熱間圧延では、圧延が完了してコイルとして巻き取り後、冷却される過程において酸化スケールから酸素が鋼板の内方へ拡散するために、鋼板表面より内部にＳｉやＭｎの内部酸化物が形成される。しかし、前述したように、圧延後に形成されるＳｉやＭｎの内部酸化物は不均一に形成するため、その後のＣＧＬで溶融めっき処理を施した場合に、めっき密着性のムラや、合金化処理を行った後の合金化ムラなどの外観不良の原因となる。そのために、熱間圧延では、内部酸化の形成を抑制させることが重要である。ＳｉやＭｎの内部酸化物を抑制するためには、圧延後の巻き取り温度を低温化することが有効である。また、酸化物として形成するＳｉやＭｎの含有量が多い鋼を用いる場合には、巻取り温度をより低温化する必要がある。

図１には１．５％のＳｉと２．２％のＭｎを含有した鋼を用いて、圧延後の巻き取り温度を変化させて、コイル長手方向中央部（熱延板長手方向中央部）におけるＳｉとＭｎの内部酸化量の幅方向の分布を調べた結果を示した。ここで、内部酸化量は実施例に記載の通りの方法で測定した。これから分かるように、巻き取り温度が高い条件では幅方向の内部酸化量の分布が大きく、巻き取り温度が低くなると内部酸化量が小さくなり、均一化していることが分かる。

さらに調査を進めた結果、コイル長手中央部、かつ幅方向中央部での内部酸化量（熱延板の、スケール直下の鋼板表面から１０μｍ以内の鋼板表層部に生成したＳｉ内部酸化物及びＭｎ内部酸化物の合計を、圧延後の巻き取りコイルの長手方向および幅方向の中央位置において酸素量として表したものを内部酸化量とする）を０．１０ｇ／ｍ^２以下に制御することで、ＳｉやＭｎの内部酸化がより均一化され、その後に溶融めっき処理を施してもめっき密着性のムラや、合金化処理後の外観ムラの発生をより抑制できることが分かった。ここで、ＳｉおよびＭｎの含有量を変化させた鋼を用いて、熱間圧延を施し、冷却した後に形成されたコイル長手方向中央部、かつ幅方向中央部での内部酸化量を調査した。内部酸化量が０．１０ｇ／ｍ^２以下になる巻き取り温度とＳｉおよびＭｎの含有量との関係をそれぞれ図２、図３に示した。更に、図中にはＴｃ＝−６０（［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］）＋７７５で表される直線を併記している。
Ｔｃ≦−６０（［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］）＋７７５ 式（１）
ここで、Ｔｃは圧延後の巻き取り温度、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］はそれぞれ鋼中のＳｉ、Ｍｎ含有量である。なお、Ｔｃは４００℃以上が好ましい。

ＳｉやＭｎの含有量が多くなると、内部酸化量を０．１０ｇ／ｍ^２以下にするために必要な巻き取り温度の上限が低下することが分かる。また、熱間圧延後にコイル中央部に形成されるＳｉやＭｎの内部酸化量を０．１０ｇ／ｍ^２以下にするためには、式（１）を満足するように巻き取り温度を調整すれば良いことが分かる。このように、溶融めっき処理後のめっき密着性を全長全幅で改善したり、合金化処理後の外観ムラを改善したりするためには、熱間圧延での巻き取り温度が式（１）を満足するように設定しなければならない。

なお、熱間圧延前の加熱温度と熱間圧延の仕上げ温度は特に制限されるものではないが、組織制御の観点において、スラブを１１００〜１３００℃に加熱、均熱し、８００〜１０００℃で仕上げ圧延を完了することが望ましい。

本発明では、以上の圧延後に、スケールを除去するために酸洗を行う。酸洗方法は特に限定されず、常法を採用すればよい。

＜冷間圧延工程＞
冷間圧延工程とは、上記熱間圧延工程で得られた熱延板に対して、冷間圧延を施す工程である。冷間圧延の条件は特に限定されず、例えば、冷却された熱延板を、３０〜８０％の所定の圧下率で冷間圧延すればよい。

＜焼鈍工程＞
鋼の高強度・高加工性を実現するためにＳｉやＭｎを添加することが有効である。しかし、これらの元素を添加した鋼板を用いると、溶融亜鉛めっき処理を施す前に実施する焼鈍過程（酸化処理＋還元焼鈍）において、鋼板表面にＳｉ、Ｍｎの酸化物が生成し、めっき性を確保することが困難になる。そのために、ＳｉやＭｎを鋼板内部で酸化させ、鋼板表面でのこれらの元素の酸化を防ぐことが有効であるが、前述したように、本発明においてはめっき密着性や合金化のムラの観点から熱間圧延後に形成する内部酸化を抑制することが必須である。このように熱間圧延後に内部酸化の形成が少ない場合においても、溶融亜鉛めっき処理を施す前の焼鈍条件（酸化処理条件＋還元焼鈍条件）を厳密に制御することで、ＳｉおよびＭｎを鋼板内部で酸化させ、めっき性を向上させ、更にはめっきと鋼板の反応性を高めることができ、めっき密着性を改善することができる。そして、焼鈍工程において、ＳｉおよびＭｎを鋼板内部で酸化させ、鋼板表面での酸化を防ぐために、酸化処理を行う。特に、酸化処理で一定量以上の鉄酸化物量を得ることが必要である。その後、還元焼鈍、溶融めっきおよび必要に応じて合金化処理を行うことが有効である。

本発明の焼鈍工程は、上記冷間圧延工程で得られた冷延板に対して、（Ａ帯加熱）〜（Ｃ帯加熱）を有する焼鈍を施す工程である。先ず、酸化処理に相当するＡ帯加熱、Ｂ帯加熱について説明する。

Ａ帯加熱
Ａ帯加熱では、上記冷延板を、ＤＦＦ型加熱炉の空気比をα、２００℃以上での平均昇温速度が１０〜５０℃／ｓｅｃの条件で、下記式（２）を満たす加熱到達温度Ｔ_１まで加熱する。なお、Ｔ_１は７５０℃以下が好ましい。
Ｔ_１≧２８．２[Ｓｉ]＋７．９５[Ｍｎ]−８６．２α＋６６６ （２）
ただし、Ｔ_１：Ａ帯での加熱到達温度℃、［Ｓｉ］：鋼中のＳｉ質量％、［Ｍｎ］：鋼中のＭｎ質量％、α：ＤＦＦ型加熱炉の空気比である。

溶融めっき前の鋼板表面でＳｉおよびＭｎの酸化を抑制するために、ＳｉやＭｎの内部酸化を形成させることが重要である。Ａ帯加熱では、ＳｉやＭｎが内部酸化するときの酸素供給源となる鉄酸化物を生成させるために、積極的に酸化処理を行う。そのため、Ａ帯加熱の処理条件は本発明において重要な要件である。

十分な量の鉄酸化物を得るためには、加熱する雰囲気と温度を管理することが必要となる。雰囲気の制御についてはＤＦＦ型加熱炉の空気比を制御することで行う。ＤＦＦ型加熱炉は、製鉄所の副生ガスであるコークス炉ガス（ＣＯＧ）等の燃料と空気を混ぜて燃焼させたバーナー火炎を直接鋼板表面に当てて鋼板を加熱するものである。空気比を高くし、燃料に対する空気の割合を多くすると、未反応の酸素が火炎中に残存し、その酸素で鋼板の酸化を促進することが可能となる。

さらに、加熱温度はＳｉやＭｎの含有量に応じて変化させることが必要になる。鋼板表面でのＳｉやＭｎの酸化を抑制するために、ＳｉやＭｎを鋼板内部で酸化させる必要がある。ＳｉやＭｎの含有量が増加すると内部酸化に必要な酸素量も増加する。そのため、ＳｉやＭｎの含有量が多くなるほど、より高温での酸化が必要となる。特にＳｉは鋼に添加されると鉄の酸化反応を抑制することが知られているため、Ｓｉ含有量がより多くなると、より高温での酸化が必要となる。ここで、Ｓｉ含有量およびＭｎ含有量を変化させた鋼を用いて、ＤＦＦ型加熱炉の空気比と、良好なめっき密着性が得られる加熱炉出側温度とを調査した。得られた結果を表１に示す。なお、Ｂ帯加熱での空気比は０．８、Ｃ帯加熱でのｌｏｇ（Ｐ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２）は−２．７として、その他の条件は請求項１に記載の要件を満たす条件である。また、めっき密着性の判断基準は後述する実施例と同様である。

さらに、重回帰解析によって、Ｓｉ含有量、Ｍｎ含有量、およびＤＦＦ型加熱炉空気比の、加熱炉出側温度（加熱到達温度Ｔ_１）に及ぼす影響度を解析した結果、下記式（２）が求められた。
Ｔ_１≧２８．２［Ｓｉ］＋７．９５［Ｍｎ］−８６．２α＋６６６ （２）
ただし、Ｔ_１：Ａ帯での加熱到達温度℃、［Ｓｉ］：鋼中のＳｉ質量％、［Ｍｎ］：鋼中のＭｎ質量％、α：ＤＦＦ型加熱炉の空気比である。

ここで、表１に記載した加熱炉出側温度と、上記式（２）を用いて求められた加熱到達温度（Ｔ_１＝２８．２［Ｓｉ］＋７．９５［Ｍｎ］−８６．２α＋６６６としたときのＴ_１）を比較したものを図４に示す。相関係数Ｒ^２は約１．０と、非常に高い相関が認められることが分かる。また、Ｓｉ含有量に係る係数は非常に大きな値になっており、Ｓｉは鋼板表面で酸化物を形成するだけでなく、鉄の酸化反応を抑制する効果があるため、酸化条件を決定する際に特に重要な因子であることが分かる。以上より、本発明では上記式（２）を満足するＡ帯加熱を行うこととする。但し、Ａ帯加熱時の空気比αの上限は過剰な鉄の酸化反応を抑制し、その後のピックアップ現象の発生を防止する目的から、１．５以下であることが好ましい。また、空気比が低くなると雰囲気の酸化性が弱くなり、式（２）を満足しても十分な酸化量を確保できない場合があるので、上記空気比αは０．９以上であることが好ましい。

また、Ａ帯加熱工程では、２００℃以上での平均昇温速度を１０〜５０℃／ｓｅｃとすることが必要である。５０℃／ｓｅｃを超える平均昇温速度ではＡ帯での加熱時間が短時間となってしまうため、十分な量の酸化鉄を形成できなくなってしまう。一方で、平均昇温速度が１０℃／ｓｅｃ未満では加熱に長時間要することになり、生産効率が低下してしまう。また、過剰な酸化鉄が形成することで、次の還元焼鈍において還元性雰囲気炉でＦｅ酸化物が剥離し、ピックアップ現象発生の原因となる。さらに、鋼の強度・加工性の観点からは、平均昇温速度が１０℃／ｓｅｃ未満となると組織が粗大化して、伸びフランジ性や曲げ性を損なってしまう。よって、２００℃以上での平均昇温速度を１０〜５０℃／ｓｅｃとする。

また、Ａ帯加熱にはＤＦＦ型加熱炉が最適である。ＤＦＦ型加熱炉を用いれば、前述したように、空気比を変化させることで雰囲気を鉄に対して酸化性とすることが可能である。また、ＤＦＦ型加熱炉を用いると、輻射方式の加熱よりも鋼板の昇温速度が速いため、上記の平均昇温速度も達成することが可能である。

Ａ帯加熱には、ＤＦＦ型加熱炉の中でもノズルミックス型バーナーを用いるとより好ましい。ノズルミックス型バーナーは余剰空気の多い高い空気比においても安定した加熱を行うことが可能であり、Ａ帯加熱における鉄を酸化させる工程に好適である。そこで、本発明の実施に用いる連続溶融めっき設備はＤＦＦ型加熱炉を有し、そのＤＦＦ型加熱炉の前段がノズルミックス型バーナーであることが好ましい。

Ｂ帯加熱
Ｂ帯加熱では、Ａ帯加熱後の冷延板を、ＤＦＦ型加熱炉で空気比≦０．９、Ｔ_１超えでの平均加熱速度が５〜３０℃／ｓｅｃの条件で、下記式（３）を満たす加熱到達温度Ｔ_２まで加熱する。
Ｔ_２≧Ｔ_１＋３０ （３）
ただし、Ｔ_２：Ｂ帯での加熱到達温度（℃）、Ｔ_１：Ａ帯での加熱到達温度（℃）である。

Ｂ帯加熱は、ピックアップ現象の発生を防止して、押し疵などのない美麗な表面外観を得るために本発明において重要な要件である。ピックアップ現象の発生を防止するためには、一旦酸化された鋼板表面の一部（表層）を還元処理することが重要である。このような還元処理を行うには、ＤＦＦ型加熱炉のバーナーの空気比を０．９以下に制御することが必要である。空気比を低くし、Ｏ_２濃度を低下させることで鉄酸化物の表層が一部還元され、次工程の還元焼鈍時に、炉のロールと鉄酸化物の直接接触を避け、ピックアップ現象の発生を防止することができる。空気比が０．９を超えるとこの還元反応が起こりにくくなるため、空気比は０．９以下とする。また、ＤＦＦ型加熱炉での安定した燃焼を行うため空気比は０．７以上が好ましい。

また、Ｂ帯での加熱温度Ｔ_２は下記式（３）を満たす必要がある。
Ｔ_２≧Ｔ_１＋３０ （３）
ただし、Ｔ_２：Ｂ帯での加熱到達温度（℃）、Ｔ_１：Ａ帯での加熱到達温度（℃）である。

式（３）で表されるＴ_２よりも低温になる場合には還元反応が起こりにくく、ピックアップ現象の発生抑制効果が得られない。また、Ｔ_２は不要な加熱コスト削減のため、７５０℃以下であることが好ましい。

また、Ｂ帯ではＴ_１超えでの平均昇温速度（平均加熱速度）を５〜３０℃／ｓｅｃとすることが必要である。３０℃／ｓｅｃを超える平均昇温速度ではＢ帯での加熱時間が短時間となってしまうため、十分な量の酸化鉄の還元反応が得られなくなってしまう。一方で、平均昇温速度が５℃／ｓｅｃ未満では加熱に長時間要することになり、生産効率が低下してしまう。なお、「Ｔ_１超えでの平均昇温速度」とはＴ_１超え〜Ｂ帯での加熱到達温度までの平均加熱速度を意味する。

また、Ｂ帯加熱にはＤＦＦ型加熱炉が最適である。ＤＦＦ型加熱炉を用いれば、前述したように、空気比を変化させることで鉄に対して還元性となる火炎を放射することが可能である。また、ＤＦＦ型加熱炉を用いれば、輻射方式の加熱よりも鋼板の昇温速度が速いため、上記の平均昇温速度も達成することが可能である。

Ｂ帯加熱には、ＤＦＦ型加熱炉の中でもプレミックス型バーナーを用いるとより好ましい。プレミックス型バーナーは、ノズルミックス型バーナーよりも高温域での還元性が高く、ピックアップ現象発生を防止するための鉄の還元反応を得るのに有利であるため、Ｂ帯加熱に好適である。そこで、本発明の実施に用いる連続溶融めっき設備はＤＦＦ型加熱炉を有し、そのＤＦＦ型加熱炉の後段がプレミックス型バーナーであることが好ましい。

Ｃ帯加熱
Ｃ帯加熱では、Ｂ帯加熱後の冷延板を、Ｈ_２、Ｈ_２Ｏを含有し、残部がＮ_２及び不可避的不純物から成る雰囲気中でｌｏｇ（Ｐ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２）が−３．４以上−１．１以下、Ｔ_２超えでの平均加熱速度が０．１〜１０℃／ｓｅｃの条件で、７００〜９００℃の所定の加熱到達温度Ｔ_３まで加熱し、該Ｔ_３に１０〜５００秒保持する。

Ｃ帯加熱は、Ｂ帯加熱の直後に行われ、Ａ帯加熱で鋼板表面に形成された鉄酸化物を還元するとともに、鉄酸化物から供給される酸素によって、鋼板内部に、ＳｉやＭｎの内部酸化物を形成する。結果として、鋼板表層には鉄酸化物から還元された還元鉄層が形成され、ＳｉやＭｎは内部酸化物として鋼板内部に留まるため、鋼板表層でのＳｉやＭｎの酸化が抑制される。その結果、鋼板と溶融めっきの濡れ性の低下を防止し、不めっきなく良好なめっき密着性を得ることができる。また、Ｃ帯加熱で形成される内部酸化物は圧延後の巻き取り温度を高温化して得られる内部酸化と異なり、コイルの長手および幅方向にほぼ均一に形成されるために、めっき密着性や外観のムラの発生を防止できる。

Ｃ帯加熱炉内の雰囲気は、Ｈ_２、Ｈ_２Ｏを含有し、残部がＮ_２及び不可避的不純物から成り、ｌｏｇ（Ｐ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２）が−３．４以上−１．１以下とする。ここで、ｌｏｇ（Ｐ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２）はｌｏｇ（Ｈ_２Ｏの分圧（Ｐ_Ｈ２Ｏ）／Ｈ_２の分圧（Ｐ_Ｈ２））を意味する。ｌｏｇ（Ｐ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２）が−１．１を超えると、Ａ帯加熱で形成された鉄酸化物の還元反応が不十分となり、Ｃ帯加熱炉でのピックアップ現象発生の危険性があるだけでなく、鉄酸化物が溶融めっき時にまで残存するとかえって鋼板と溶融亜鉛との濡れ性が低下し、密着性不良や外観性低下を招く恐れがある。また、加湿のためのコストアップにも繋がる。一方で、ｌｏｇ（Ｐ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２）が−３．４未満の場合には雰囲気中のＨ_２による鉄酸化物の還元反応が著しく促進されるため、鉄酸化物中の酸素はＨ_２と反応してしまい内部酸化に消費されず、十分なＳｉやＭｎの内部酸化が形成されない。

また、Ｃ帯加熱では、平均昇温速度が０．１〜１０℃／ｓｅｃの条件で、Ｂ帯加熱到達温度Ｔ_２超えから７００〜９００℃の所定の加熱到達温度Ｔ_３まで加熱し、この温度に１０〜５００秒保持する。

昇温速度が１０℃／ｓｅｃを超えたり、保持時間が１０秒未満となったりする場合には、Ｃ帯加熱の時間が短時間となるために、鉄酸化物の還元反応が完了せずに、未還元の鉄酸化物が残存して、鋼板と溶融亜鉛との濡れ性が低下し、密着性不良を招く恐れがある。

一方で、昇温速度が０．１℃／ｓｅｃ未満になったり、保持時間が５００秒を超えるとＣ帯加熱に長時間要することとなり、生産性の低下を招いたり、長い炉長を有するＣＧＬが必要となる。

また、Ｃ帯加熱での保持温度が７００℃未満の場合には、鉄酸化物の還元反応が抑制され、未還元の鉄酸化物が残存して、鋼板と溶融亜鉛との濡れ性が低下し、密着性不良を招く恐れがある。保持温度が９００℃を超えると、所望の機械特性が得られないだけでなく、炉内での鋼帯の破断を招く恐れがある。なお、保持は連続溶融めっき設備の均熱炉で行い、均熱炉はラジアントチューブ型であることが好ましい。

よって、Ｃ帯加熱では、Ｂ帯加熱の加熱到達温度Ｔ_２から、平均昇温速度０．１〜１０℃／ｓｅｃで加熱到達温度Ｔ_３まで加熱し、この温度に１０〜５００秒保持する。

しかしながら、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する場合、上述した方法だけでは、良好なめっき密着性は得られるものの、合金化温度が高温になるため、残留オーステナイト相のパーライト相への分解や、マルテンサイト相の焼き戻し軟化が起こり、所望の機械特性が得られない場合がある。そこで、本発明者らは、合金化温度を低減させるための検討を行った。その結果、本発明者らは、Ｓｉの内部酸化を更に積極的に形成させることで、鋼板表層の固溶Ｓｉ量を低下させ、合金化反応を促進させる技術を考案した。Ｓｉの内部酸化物を更に積極的に形成させるためには、Ｃ帯加熱炉内の雰囲気中のＰ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２を更に厳密に制御することが効果的である。Ｃ帯加熱において形成される内部酸化の酸素供給源はＡ帯加熱にて形成された鉄酸化物から解離する酸素である。また、炉内の雰囲気から供給される酸素も供給源となる。そのため、Ｐ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２が高くなると炉内の酸素ポテンシャルも高くなり、ＳｉやＭｎの内部酸化が促進される。すると、Ｓｉの内部酸化が形成された鋼板表層の領域において、固溶Ｓｉ量が低下する。固溶Ｓｉ量が低下すると、鋼板表層はあたかも低Ｓｉ鋼のような挙動を示し、その後の合金化反応が促進され、低温で合金化反応が進行する。合金化温度が低下することで、残留オーステナイト相が高分率で維持でき延性が向上する。マルテンサイト相の焼き戻し軟化が進行せずに、所望の強度が得られる。ここで、鋼板表層とは鋼板表面から１０μｍまでの範囲を意味する。

Ｃを０．１３％、Ｍｎを２．３％含みＳｉ含有量が異なる鋼板を用いて、前述した条件を満たすＡ帯加熱およびＢ帯加熱を行い、Ｃ帯加熱時のＰ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２を変化させて８００℃で３０秒保持した。次いで、溶融めっき処理、５２０℃および５４０℃で２５秒間の合金化処理を行い、めっき層中のＦｅ濃度が１０質量％になるＰ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２を調査した。鋼中のＳｉ含有量とそれぞれの温度でめっき層中Ｆｅ濃度が１０質量％となるＰ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２の対数の関係を図５に示す。図５より、Ｐ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２が高く、炉内の酸素ポテンシャルが高いほど、適正な合金化温度が低くなることが分かる。また、Ｓｉ含有量が高いほど合金化反応が抑制されるため、合金化反応を進行させるための高い値のＰ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２が必要になることが分かる。更に、合金化温度５００℃および５４０℃でめっき層中Ｆｅ濃度が１０質量％となるＰ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２とＳｉ含有量の関係はそれぞれ下記式（６）および（７）で表わせることが分かった。
［合金化温度５００℃の場合］
ｌｏｇ（Ｐ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２）＝０．８［Ｓｉ］−２．７ （６）
［合金化温度５４０℃の場合］
ｌｏｇ（Ｐ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２）＝０．６［Ｓｉ］−３．４ （７）
以上の理由から、高温合金化処理による残留オーステナイト相の分解や、マルテンサイト相の軟化による機械特性劣化が問題となる場合には、Ｃ帯加熱時のＰ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２が下記式（４）を満足することが好ましい。
０．８［Ｓｉ］−２．７≧ｌｏｇ（Ｐ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２）≧０．６［Ｓｉ］−３．４ （４）
この範囲よりも高いＰ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２となる場合は、合金化温度低下による機械特性の改善効果が飽和するだけでなく、Ａ帯加熱で形成された鉄酸化物が還元し難くなり、還元焼鈍炉でのピックアップ現象発生の危険性があるだけでなく、鉄酸化物が溶融めっき時にまで残存するとかえって鋼板と溶融亜鉛との濡れ性が低下し、密着性不良を招く場合がある。また、加湿のためのコストアップにも繋がる。また、この範囲よりも低いＰ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２となる場合は、合金化温度の低下効果が得られず、機械特性の改善効果も大きく得ることができなくなる。

還元焼鈍炉内のＨ_２Ｏ濃度を制御する方法は特に制限されるものではないが、過熱蒸気を炉内に導入する方法や、バブリングなどによって加湿したＮ_２および／またはＨ_２ガスを炉内に導入する方法がある。また、中空糸膜を利用した膜交換式の加湿方法はさらに露点の制御性が増すために好ましい。

適正なＰ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２に管理されれば、Ｃ帯加熱炉内のＨ_２濃度は特に制限されないが、５ｖｏｌ％以上３０ｖｏｌ％以下が好ましい。５ｖｏｌ％未満では鉄酸化物の還元が抑制されてピックアップ現象が発生する恐れがある。３０ｖｏｌ％を超えるとコストアップに繋がる。またＨ_２、Ｈ_２Ｏ以外の残部はＮ_２および不可避的不純物である。

＜冷却加熱工程＞
冷却加熱工程とは、Ｃ帯加熱の後に、平均冷却速度が１０℃／ｓｅｃ以上の条件で、７５０℃から１５０〜３５０℃の所定の冷却到達温度Ｔ_４まで冷却した後、３５０〜６００℃の所定の再加熱温度Ｔ_５まで加熱し、該温度Ｔ_５で１０〜６００秒保持する工程である。この冷却加熱工程を行うことで、機械特性をさらに高めることができる。なお、本発明において、冷却加熱工程は必須の工程ではないため、必要に応じて行えばよい。

７５０℃からの冷却速度が１０℃／ｓｅｃ未満ではパーライトが生成し、ＴＳ×ＥＬおよび穴拡げ性が低下する。従って、７５０℃からの冷却速度は１０℃／ｓｅｃ以上とする。

冷却到達温度Ｔ_４が３５０℃より高い温度では、冷却停止時のマルテンサイト変態が不十分で未変態オーステナイト量が多くなり、最終的なマルテンサイトまたは残留オーステナイトが過剰に生成し、穴拡げ性が低下する。また、冷却到達温度Ｔ_４が１５０℃より低くなると、冷却中にオーステナイトがほとんどマルテンサイトに変態し未変態オーステナイト量が減少する。従って冷却到達温度Ｔ_４は１５０〜３５０℃の範囲とする。冷却の方法については、目標の冷却速度と冷却停止温度（冷却到達温度）が達成できれば、ガスジェット冷却、ミスト冷却、水冷、メタルクエンチ等のいかなる冷却方法を用いてもよい。

冷却到達温度Ｔ_４までの冷却後、再加熱温度Ｔ_５まで加熱し、１０秒以上保持することで、冷却時に生成したマルテンサイトが焼戻され焼戻しマルテンサイトとなる。その結果、穴拡げ性が向上し、さらに冷却時にマルテンサイトに変態しなかった未変態オーステナイトが安定化され、最終的に十分な量の残留オーステナイトが得られ、延性が向上する。

再加熱温度Ｔ_５が３５０℃未満ではマルテンサイトの焼戻しおよびオーステナイトの安定化が不十分となり穴拡げ性および延性が低下する。また再加熱温度Ｔ_５が６００℃を超えると、冷却停止時の未変態オーステナイトがパーライトに変態し、最終的に面積率で３％以上残留オーステナイトが得られなくなる。従って、再加熱温度Ｔ_５は３５０〜６００℃とする。

保持時間が１０秒未満ではオーステナイトの安定化が不十分となり、また６００秒を超えると冷却停止時の未変態オーステナイトがベイナイトに変態し、最終的に十分な量の残留オーステナイトが得られなくなる。

従って、再加熱温度Ｔ_５は３５０〜６００℃の範囲とし、その温度域での保持時間は１０〜６００秒とする。

＜溶融亜鉛めっき処理工程＞
溶融亜鉛めっき処理工程とは、焼鈍工程後の焼鈍板に対して、０．１２〜０．２２質量％のＡｌを含有した溶融亜鉛めっき浴で溶融亜鉛めっき処理を施す工程である。

本発明では、亜鉛めっき浴中のＡｌ濃度を０．１２〜０．２２質量％とする。０．１２質量％未満ではめっき時にＦｅ−Ｚｎ合金相が形成し、めっき密着性が劣化したり、外観のムラが発生したりすることがある。０．２２質量％超えでは、めっき時にめっき／地鉄界面に生成するＦｅ−Ａｌ合金相が厚く生成するため、溶接性が劣化する。また、浴中Ａｌが多いために、めっき鋼板表面にＡｌ酸化皮膜が多量に生成し、溶接性だけでなく外観性も損なわれる場合がある。

合金化処理を行う場合のめっき浴中Ａｌ濃度は０．１２〜０．１７質量％が好ましい。０．１２質量％未満ではめっき時にＦｅ−Ｚｎ合金相が形成し、めっき密着性が劣化したり、外観のムラが発生したりすることがある。０．１７質量％超えでは、めっき時にめっき／地鉄界面に生成するＦｅ−Ａｌ合金相が厚く生成し、Ｆｅ−Ｚｎ合金化反応の障壁となるために合金化温度が高温化し、機械特性が劣化する場合がある。

溶融亜鉛めっき時のその他の条件は制限されるものではないが、例えば、溶融亜鉛めっき浴温度は通常の４４０〜５００℃の範囲で、板温４４０〜５５０℃で鋼板をめっき浴中に浸入させて行い、ガスワイピングなどで付着量を調整することが出来る。

＜合金化処理工程＞
合金化処理工程とは、溶融亜鉛めっき処理工程後の鋼板に対して、下記式（５）を満足する温度Ｔａで１０〜６０秒間の合金化処理を施す工程である。
−４５ｌｏｇ（Ｐ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２）＋３９５≦Ｔａ≦−３０ｌｏｇ（Ｐ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２）＋４９０ （５）
前述したように、Ｃ帯加熱時のＰ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２を制御することにより、積極的にＳｉの内部酸化物を形成させると、合金化反応が促進されることが分かった。そこで、Ｃを０．１３％、Ｓｉを１．５％、Ｍｎを２．６％含む合金化溶融亜鉛めっき鋼板を用い、Ｃ帯加熱時のＰ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２変化と合金化温度との関係について調べた。図６に得られた結果を示す。図６において、黒塗り菱形印は合金化前に形成しているη相が完全にＦｅ−Ｚｎ合金に変化して合金化反応が完了した温度を示している。また、黒塗り四角印は後述する実施例に記載の方法でめっき密着性を評価した際のランク３が得られる温度の上限を示している。また、図中の線は上記式（５）で示される合金化温度の上限と下限の温度を示している。

図６より、以下の知見が得られた。合金化温度が（−４５ｌｏｇ（Ｐ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２）＋３９５）℃未満になると、合金化が完全に進行せずにη相が残存する。η相が残存すると表面の色調ムラとなり表面外観を損なうだけでなく、めっき層表面の摩擦係数が高くなることによってプレス成形性に劣ることになる。また、合金化温度が（−３０ｌｏｇ（Ｐ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２）＋４９０）℃を超えると良好なめっき密着性が得られなくなる。更に、図６から明らかなように、Ｐ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２が上昇するとともに必要な合金化温度は低下して、Ｆｅ−Ｚｎの合金化反応が促進されていることがわかる。そして、前述したようにＣ帯加熱でのＰ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２の上昇と共に機械特性値が向上する。所望の機械特性を得るためには溶融めっき後の合金化温度も精密に制御する必要があることがわかる。

以上より、合金化処理では、上記式（５）を満足する温度Ｔａで処理を行うこととする。

また、合金化温度と同様な理由から合金化時間は１０〜６０秒間とする。

合金化処理後の合金化度（めっき層内のＦｅ濃度）は特に制限されるものではないが、７〜１５質量％の合金化度が好ましい。７質量％未満ではη相が残存してプレス成形性に劣り、１５質量％を超えるとめっき密着性に劣る。

表２に示す化学成分の鋼を溶製した後に、連続鋳造によってスラブとした。

これらのスラブを１２００℃で加熱した後に、仕上げ温度８９０℃で板厚２．６ｍｍとなるように熱間圧延を施し、表３（表３−１と表３−２を合わせて表３とする）に示す巻き取り温度でコイルとして巻き取り、冷却した後に酸洗によって黒皮スケールを除去して、熱延板とした。この時のコイル長手方向かつ幅方向の中央部のＳｉおよび／またはＭｎの内部酸化量を下記に示す方法で測定した。

次いで、冷間圧延によって板厚を１．２ｍｍの冷延板とした後に、ＣＧＬでの焼鈍および溶融めっき処理を行った。Ａ帯加熱はノズルミックス型バーナーを有するＤＦＦ型加熱炉により表３に示す条件にて行った。次いでプレミックス型バーナーを有するＤＦＦ型加熱炉にて表３に示す条件でＢ帯加熱を行った。Ｃ帯加熱はラジアントチューブ型の加熱炉で表３に示す条件にて行った。Ｃ帯加熱の後に、一部の条件（Ｎｏ．１９、２０）では２０℃／ｓｅｃの冷却速度で表３に示す冷却到達温度まで冷却した後に、４７０℃まで加熱し１００秒間保持した。引き続き、表３に示すＡｌ濃度を含有した４６０℃の浴を用いて溶融亜鉛めっき処理を施した後にガスワイピングで目付け量を約５０ｇ／ｍ^２に調整した。一部の条件では、更に表３に示す温度、時間の範囲で合金化処理を行った。

＜熱間圧延後の内部酸化量＞
内部酸化量は、「インパルス炉溶融―赤外線吸収法」により測定する。熱延板両面の表層部（コイルの中央（幅方向中央かつ長手方向中央））を１０ｍｍ×７０ｍｍの領域を１０μｍ研磨する前と後で、それぞれの鋼中酸素濃度を測定した。更に、それらの測定値の差から、鋼板表面から１０μｍの領域に存在する片面単位面積当たりの酸素量を求め、Ｓｉおよび／またはＭｎの内部酸化量（ｇ／ｍ^２）とした。熱延板の表層部に形成した内部酸化物が、Ｓｉおよび／またはＭｎの酸化物であることは、熱延板を樹脂に埋め込み断面を研磨した後に、ＳＥＭによる観察およびＥＤＳによる元素分析によって確認した。内部酸化量を表３に示した。

続いて、以上により得られた高強度溶融亜鉛めっき鋼板について対して、外観性およびめっき密着性を評価した。めっき密着性の評価は幅方向の中央部と、鋼帯の端から５０ｍｍの位置でそれぞれ評価した。さらに、引張特性について調査した。以下に、測定方法および評価方法を示す。

＜外観性＞
鋼板の外観を目視観察し、不めっき、ピックアップ現象による押し疵、または合金化ムラなどの外観不良がないものを「○」、外観不良がわずかにあるがおおむね良好であるものを「△」、合金化ムラ、不めっき、または押し疵があるものは「×」とした。

＜めっき密着性＞
合金化処理を行わない高強度溶融亜鉛めっき鋼板では、ボールインパクト試験（１０００ｇの錘を１ｍの高さから落下）を行い、加工部をテープ剥離し、めっき層の剥離有無を目視判定した。以下の基準で評価した。
○：めっき層の剥離無し
×：めっき層が剥離

合金化処理を行った高強度溶融亜鉛めっき鋼板では、めっき鋼板にセロハンテープ（登録商標）を貼り、テープ面を９０度曲げ、曲げ戻しをし、加工部の内側（圧縮加工側）に、曲げ加工部と平行に巾２４ｍｍのセロハンテープを押し当てて引き離し、セロハンテープの長さ４０ｍｍの部分に付着した亜鉛量を蛍光Ｘ線によるＺｎカウント数として測定し、Ｚｎカウント数を単位長さ（１ｍ）当たりに換算した量を、下記の基準に照らしてランク１〜２のものを良好 （○）、３のものを良好（△）、４以上のものを不良（×）と評価した。
蛍光Ｘ線カウント数 ランク
０−５００未満 ：１（良）
５００−１０００未満 ：２
１０００−２０００未満：３
２０００−３０００未満：４
３０００以上 ：５（劣）
＜引張特性＞
圧延方向を引張方向としてＪＩＳ５号試験片を用いてＪＩＳ Ｚ２２４１に準拠した方法で行った。ＴＳ（ＭＰａ）×ＥＬ（％）が１５０００（ＭＰａ・％）以上を良好と評価した。

以上により得られた結果を製造条件と併せて表３に示す。

表３より、本発明例は、Ｓｉ、Ｍｎを含有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板であるにもかかわらず、めっき密着性に優れ、めっき外観も良好であり、延性にも優れる。一方、本発明範囲外で製造された比較例は、めっき密着性、めっき外観のいずれか一つ以上が劣る。

本発明の製造方法で得られた高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、外観性およびめっき密着性に優れ、自動車の車体そのものを軽量化かつ高強度化するための表面処理鋼板として利用することができる。

Claims (6)

1. 質量％で、Ｃ：０．０５〜０．３０％、Ｓｉ：０．１〜２．０％、Ｍｎ：１．０〜４．０％含むスラブを熱間圧延した後、下記式（１）を満足する温度Ｔ_Ｃでコイルに巻き取り、酸洗する熱間圧延工程と、
   前記熱間圧延工程で得られた熱延板に対して冷間圧延を施す冷間圧延工程と、
   前記冷間圧延工程で得られた冷延板に対して、下記（Ａ帯加熱）〜（Ｃ帯加熱）を有する焼鈍を施す焼鈍工程と、
   前記焼鈍工程後の焼鈍板に対して、０．１２〜０．２２質量％のＡｌを含有した溶融亜鉛めっき浴で溶融亜鉛めっき処理を施す溶融亜鉛めっき処理工程と、を有することを特徴とする高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
   （Ａ帯加熱）前記冷延板を、ＤＦＦ型加熱炉の空気比をα、２００℃以上での平均昇温速度が１０〜５０℃／ｓｅｃの条件で、下記式（２）を満たす加熱到達温度Ｔ_１（℃）まで加熱する。
   （Ｂ帯加熱）前記Ａ帯加熱後の冷延板を、ＤＦＦ型加熱炉で空気比≦０．９、Ｔ_１超えでの平均加熱速度が５〜３０℃／ｓｅｃの条件で、下記式（３）を満たす加熱到達温度Ｔ_２（℃）まで加熱する。
   （Ｃ帯加熱）前記Ｂ帯加熱後の冷延板を、Ｈ_２、Ｈ_２Ｏを含有し、残部がＮ_２及び不可避的不純物から成る雰囲気中でｌｏｇ（Ｐ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２）が−３．４以上−１．１以下、Ｔ_２超えでの平均加熱速度が０．１〜１０℃／ｓｅｃの条件で、７００〜９００℃の所定の加熱到達温度Ｔ_３（℃）まで加熱し、該Ｔ_３に１０〜５００秒保持する。
   Ｔ_Ｃ≦−６０（[Ｓｉ]＋[Ｍｎ]）＋７７５ （１）
   Ｔ_１≧２８．２[Ｓｉ]＋７．９５[Ｍｎ]−８６．２α＋６６６ （２）
   Ｔ_２≧Ｔ_１＋３０ （３）
   但し、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］は前記スラブに含まれるＳｉおよびＭｎ含有量を表す。また、αは１．５以下である。また、ｌｏｇ（Ｐ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２）はｌｏｇ（Ｈ_２Ｏの分圧（Ｐ_Ｈ２Ｏ）／Ｈ_２の分圧（Ｐ_Ｈ２））を意味する。
2. 前記熱間圧延工程で得られた熱延板の、鋼板表面から１０μｍ以内の鋼板表層部に生成したＳｉ内部酸化物及びＭｎ内部酸化物の合計が、熱間圧延後の巻き取りコイルの長手方向および幅方向の中央位置において酸素量として片面当たり０．１０ｇ／ｍ^２以下であることを特徴とする請求項１に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
3. 前記Ａ帯加熱のＤＦＦ型加熱炉のバーナーがノズルミックス型バーナーであり、
   前記Ｂ帯加熱のＤＦＦ型加熱炉のバーナーがプレミックス型バーナーであることを特徴とする請求項１または２に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
4. 前記Ｃ帯加熱で、前記ｌｏｇ（Ｐ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２）が下記式（４）を満足することを特徴とする請求項１〜３のいずれか一項に記載の外観性とめっき密着性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
   ０．６［Ｓｉ］−３．４≦ｌｏｇ(Ｐ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２)≦０．８［Ｓｉ］−２．７ （４）
   但し、［Ｓｉ］は鋼中のＳｉ含有量を表す。
5. 前記溶融亜鉛めっき浴は０．１２〜０．１７質量％のＡｌを含有し、
   前記溶融亜鉛めっき処理工程後の鋼板に対して、下記式（５）を満足する合金化温度Ｔａで１０〜６０秒間の合金化処理を施す合金化処理工程をさらに有することを特徴とする請求項１〜４のいずれかに一項に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
   −４５ｌｏｇ（Ｐ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２）＋３９５≦Ｔａ≦−３０ｌｏｇ（Ｐ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２）＋４９０ （５）
6. 前記Ｃ帯加熱の後に、平均冷却速度が１０℃／ｓｅｃ以上の条件で、７５０℃から１５０〜３５０℃の所定の冷却到達温度Ｔ_４（℃）まで冷却した後、３５０〜６００℃の所定の再加熱温度Ｔ_５（℃）まで加熱し、該温度Ｔ_５で１０〜６００秒保持する冷却加熱工程をさらに有することを特徴とする請求項１〜５のいずれか一項に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。

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