WO2021166350A1 - 高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 - Google Patents

高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 Download PDF

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俊佑 山本
聖太郎 寺嶋
裕紀 竹田
櫻井　理孝
克弥 星野
由康 川崎
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Ｊｆｅスチール株式会社
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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 hot-dip galvanized steel sheet using a high-strength steel sheet containing Si and Mn as a base material.
  • hot-dip galvanized steel sheets that can be manufactured at low cost and have excellent rustproof properties, and alloyed hot-dip galvanized steel sheets.
  • Steel plate is used.
  • hot-dip galvanized steel sheets are manufactured by the following methods. First, a thin steel plate obtained by hot rolling, cold rolling, or optionally heat-treating a steel slab is used as a base steel plate. The surface of the base steel sheet is cleaned by at least one pretreatment step of degreasing or pickling, or the pretreatment step is omitted and the oil on the surface of the base steel sheet is burned and removed in a preheating furnace, and then non-oxidizing.
  • Recrystallization annealing is performed by heating in an atmosphere or a reducing atmosphere. Then, the steel sheet is cooled to a temperature suitable for plating in a non-oxidizing atmosphere or a reducing atmosphere, and immersed in a hot-dip zinc bath to which a trace amount of Al is added without being exposed to the atmosphere.
  • the alloyed hot-dip galvanized steel sheet is manufactured by hot-dip galvanizing and then heat-treating the steel sheet in an alloying furnace to alloy the plating layer.
  • Si and Mn form oxides on the outermost layer of the steel sheet in an annealed atmosphere, deteriorating the wettability between the base steel sheet and hot-dip zinc.
  • the plating appearance was inferior, and there was a risk that surface defects such as non-plating would occur. It is considered that the surface defects are caused by the oxides of Si and Mn formed on the outermost layer of the steel sheet remaining at the interface between the plating layer and the base steel sheet.
  • Patent Document 1 discloses a technique for performing reduction annealing after performing oxidation treatment.
  • the present invention has been made in view of such a problem, and an object of the present invention is to perform hot-dip galvanizing treatment on a steel strip containing Si in a predetermined amount or more.
  • the purpose is to obtain a high-strength hot-dip galvanized steel sheet having an excellent plated appearance.
  • the present inventors obtained the following findings.
  • a high-strength steel sheet containing Si and Mn is used as the base material, it is reduced after the oxidation treatment in order to suppress the oxidation of Si and Mn on the outermost layer of the steel sheet, which causes a decrease in the wettability of the steel sheet and hot-dip galvanized steel.
  • Annealing is effective, but when Mn is excessively added to Si, the surface of the Si and Mn steel sheets can be surfaced by appropriately controlling the outlet temperature of the oxidation treatment and the dew point in the reduction annealing. It was found that a high-strength hot-dip galvanized steel sheet with excellent plating appearance can be obtained by suppressing oxidation in the steel sheet.
  • the present invention is based on the above findings, and its features are as follows.
  • High strength using a continuous hot-dip galvanizing apparatus having an annealing furnace in which a heating zone, a soaking zone, and a cooling zone are juxtaposed in this order, and a hot-dip galvanizing facility provided after the cooling zone.
  • a method for manufacturing hot-dip galvanized steel sheets A step of transporting the steel strip inside the annealing furnace in the order of the heating zone, the soaking zone, and the cooling zone, and annealing the steel strip.
  • the steel strip discharged from the cooling zone is hot-dip galvanized to obtain a high-strength hot-dip galvanized steel sheet.
  • the steel strip contains Mn: 1.7% or more and 3.5% or less, and Si: 0.2% or more and 1.05% or less in mass%, and [Si] / [Mn] ⁇ 0. It has a component composition that satisfies 30 A method for producing a high-strength hot-dip galvanized steel sheet, wherein the component composition, the dew point of the atmosphere in the solitary tropics, and the outlet temperature of the heating zone satisfy the following formula (1).
  • P. Dew point (° C) of the atmosphere in the tropics (however, -50 ° C ⁇ DP ⁇ -5 ° C)
  • T Steel strip exit side temperature (° C.) (400 ° C. ⁇ T ⁇ 850 ° C.) of the heating zone Is.
  • the heating zone is equipped with a direct-fired burner furnace divided into a front stage and a rear stage.
  • the air ratio of the atmosphere in the previous stage is set to 1.0 or more and less than 1.3.
  • the hydrogen concentration in the tempered tropical atmosphere is set to 5% by volume or more and 30% by volume or less, and the steel strip is in a temperature range of 700 ° C. or higher and 900 ° C. or lower for 10 seconds or more and 300 seconds or less.
  • the high-strength hot-dip galvanized steel sheet is further alloyed by heating at a temperature of 460 ° C. or higher and 600 ° C. or lower for 10 seconds or longer and 60 seconds or shorter.
  • composition of the components is further increased by mass%.
  • C 0.8% or less
  • P 0.1% or less
  • S 0.03% or less
  • Al 0.1% or less
  • composition of the components is further increased by mass%.
  • N 0.010% or less
  • Cr 1.0% or less
  • Cu 1.0% or less
  • Ni 1.0% or less
  • Mo 1.0% or less
  • Nb 0.20% or less
  • V 0.5% or less
  • Sb 0.200% or less
  • Ta 0.1% or less
  • W 0.5% or less
  • Zr 0.1% or less
  • Sn 0.20% or less
  • Ca 0.005% or less
  • the present invention it is possible to obtain a high-strength hot-dip galvanized steel sheet having an excellent plating appearance even when a hot-dip galvanized steel strip containing Si in a predetermined amount or more is subjected to hot-dip galvanizing treatment. ..
  • the unit of the content of each element in the steel component composition and the content of each element in the plating layer component composition are both “mass%”, and are simply indicated by “%” unless otherwise specified.
  • the unit of gas concentration is “volume%”, and is simply indicated by “%” unless otherwise specified.
  • the term "high strength" of a steel sheet means that the tensile strength of the steel sheet is 340 MPa or more.
  • the manufacturing method of high-strength hot-dip galvanized steel sheet is High-strength hot-dip galvanizing using a continuous hot-dip galvanizing apparatus having an annealing furnace in which a heating zone, a soaking zone, and a cooling zone are juxtaposed in this order, and a hot-dip galvanizing facility provided after the cooling zone. It is a method of manufacturing steel sheets. A step of transporting the steel strip inside the annealing furnace in the order of the heating zone, the soaking zone, and the cooling zone, and annealing the steel strip. Using the hot-dip galvanizing equipment, the steel strip discharged from the cooling zone is hot-dip galvanized to obtain a high-strength hot-dip galvanized steel sheet.
  • the steel strip contains Mn: 1.7% or more and 3.5% or less, and Si: 0.2% or more and 1.05% or less in mass%, and [Si] / [Mn] ⁇ 0. It has a component composition that satisfies 30 A method for producing a high-strength hot-dip galvanized steel sheet, wherein the component composition, the dew point of the atmosphere in the solitary tropics, and the outlet temperature of the heating zone satisfy the following formula (1).
  • P. Dew point (° C) of the atmosphere in the tropics (however, -50 ° C ⁇ DP ⁇ -5 ° C)
  • T Steel strip exit side temperature (° C.) (400 ° C. ⁇ T ⁇ 850 ° C.) of the heating zone Is.
  • Mn 1.7% or more and 3.5% or less
  • Mn is an element effective for increasing the strength of steel.
  • the amount of Mn is set to 1.7% or more.
  • the amount of Mn exceeds 3.5%, Mn-only oxide is excessively formed, and it is good even if the temperature on the steel strip side of the heating zone and the dew point of the solitary tropics are appropriately controlled based on the formula (1). The plated appearance cannot be obtained. Therefore, the amount of Mn is set to 1.7% or more and 3.5% or less.
  • the amount of Mn is preferably 2.0% or more, more preferably 2.3% or more.
  • the amount of Mn is preferably 3.3% or less, more preferably 3.0% or less.
  • Si 0.2% or more and 1.05% or less Si is an element effective for strengthening steel to obtain a good material. If the amount of Si is less than 0.2%, it is necessary to add other expensive alloying elements in order to obtain high strength, which is economically unfavorable. Further, if the amount of Si is less than 0.2%, there is little need to apply the production method of the present invention. The reason is not always clear, but since a sufficient amount of iron oxide is produced by the oxidation treatment described below, oxidation of Si and Mn in the outermost layer of the steel sheet during reduction annealing can be suppressed, and the plating appearance is large. It can be estimated that it will not be a problem.
  • the upper limit of the amount of Si is 1.05%. Therefore, the amount of Si is set to 0.3% or more and 1.05% or less.
  • the amount of Si is preferably 0.3% or more, more preferably 0.4% or more.
  • the amount of Si is preferably 0.9% or less, more preferably 0.7% or less.
  • [Si] / [Mn] is set to 0.30 or less.
  • Si / Mn is preferably 0.25 or less.
  • the component composition may further optionally contain the following components.
  • C 0.8% or less C improves workability by forming martensite or the like as a steel structure.
  • the amount of C is preferably 0.8% or less, and more preferably 0.30% or less in order to obtain good weldability.
  • the lower limit of C is not particularly limited, but in order to obtain good workability, C is preferably 0.03% or more, and more preferably 0.05% or more.
  • P 0.1% or less (not including 0%) By suppressing the content of P, it is possible to prevent a decrease in weldability. Further, it is possible to prevent P from segregating at the grain boundaries and prevent deterioration of ductility, bendability, and toughness.
  • the amount of P is preferably 0.1% or less in order to suppress ferrite transformation and obtain fine crystal grains.
  • the lower limit of P is not particularly limited, and may be more than 0% and 0.001% or more due to restrictions in production technology.
  • the amount of S is preferably 0.03% or less, and more preferably 0.02% or less.
  • the amount of S is preferably 0.03% or less, and more preferably 0.02% or less.
  • Al 0.1% or less Al is thermodynamically most easily oxidized, so it oxidizes before Si and Mn, suppresses the oxidation of Si and Mn on the outermost layer of the steel sheet, and oxidizes Si and Mn inside the steel sheet. Has the effect of promoting. This effect is obtained when the amount of Al is 0.01% or more. On the other hand, if the amount of Al exceeds 0.1%, the cost will increase. Therefore, when added, the amount of Al is preferably 0.1% or less.
  • the lower limit of Al is not particularly limited, and can be more than 0% and 0.001% or more.
  • B 0.005% or less B is an element effective for improving the hardenability of steel.
  • the amount of B is preferably 0.0003% or more, and more preferably 0.0005% or more.
  • the amount of B is preferably 0.005% or less. This is because by setting the amount of B to 0.005% or less, oxidation of Si in the outermost layer of the steel sheet can be suppressed and good plating adhesion can be obtained.
  • Ti 0.2% or less
  • the amount of Ti is preferably 0.2% or less, more preferably 0.05% or less. This is because good plating adhesion can be obtained by setting the Ti amount to 0.2% or less.
  • the lower limit of Ti is not particularly limited, but it is preferably 0.005% or more in order to obtain the effect of strength adjustment.
  • composition of the components is further optional, N: 0.010% or less, Cr: 1.0% or less, Cu: 1.0% or less, Ni: 1.0% or less, Mo: 1.0% or less, Nb: 0.20 or less, V: 0.5% or less, Sb: 0.200% or less, Ta: 0.1% or less, W: 0.5% or less, Zr: 0.1% or less, Sn: 0.20 It may contain one or more selected from the group consisting of% or less, Ca: 0.005% or less, Mg: 0.005% or less, and REM: 0.005% or less.
  • N 0.010% or less (not including 0%)
  • the N content is preferably 0.010% or less.
  • N forms coarse nitrides at high temperatures such as Ti, Nb, and V, which impairs the effect of increasing the strength of the steel sheet by adding Ti, Nb, and V. Can be prevented.
  • a decrease in toughness can be prevented.
  • by setting the N content to 0.010% or less it is possible to prevent slab cracking and surface flaws from occurring during hot rolling.
  • the content of N is more preferably 0.005% or less, further preferably 0.003% or less, and most preferably 0.002% or less.
  • the lower limit of the content of N is not particularly limited, and may be more than 0% and 0.0005% or more due to restrictions in production technology.
  • the amount of Cr is preferably 0.005% or more. By setting the amount of Cr to 0.005% or more, the hardenability can be improved and the balance between strength and ductility can be improved. When added, the amount of Cr is preferably 1.0% or less from the viewpoint of preventing cost increase.
  • the amount of Cu is preferably 0.005% or more.
  • the amount of Cu is preferably 1.0% or less from the viewpoint of preventing cost increase.
  • Ni 1.0% or less
  • the amount of Ni is preferably 0.005% or more.
  • the amount of Ni is preferably 1.0% or less from the viewpoint of preventing cost increase.
  • the amount of Mo is preferably 0.005% or more.
  • the amount of Mo is preferably 0.05% or more and 1.0% or less from the viewpoint of preventing cost increase.
  • Nb 0.20% or less
  • the amount of Nb is preferably 0.20% or less from the viewpoint of preventing cost increase.
  • V 0.5% or less
  • the amount of V is preferably 0.5% or less from the viewpoint of preventing cost increase.
  • Sb 0.200% or less
  • Sb can be contained from the viewpoint of suppressing decarburization of the steel sheet surface in a region of several tens of microns caused by nitriding, oxidation, or oxidation of the steel sheet surface.
  • Sb suppresses nitriding and oxidation of the surface of the steel sheet, thereby preventing the amount of martensite produced on the surface of the steel sheet from decreasing, and improving the fatigue characteristics and surface quality of the steel sheet.
  • the amount of Sb is preferably 0.001% or more.
  • the amount of Sb is preferably 0.200% or less.
  • Ta 0.1% or less Ta is 0.001% or more to obtain the effect of improving strength.
  • the amount of Ta is preferably 0.1% or less from the viewpoint of preventing cost increase.
  • W 0.5% or less
  • the amount of W is preferably 0.5% or less from the viewpoint of preventing cost increase.
  • Zr 0.1% or less
  • the amount of Zr is preferably 0.1% or less from the viewpoint of preventing cost increase.
  • Sn 0.20% or less
  • Sn is an element that suppresses denitrification, deboronization, etc., and is effective in suppressing a decrease in steel strength. In order to obtain such an effect, it is preferable that each is 0.002% or more. On the other hand, in order to obtain good impact resistance, the Sn amount is preferably 0.20% or less.
  • Ca 0.005% or less Ca can control the morphology of sulfide and improve the ductility and toughness by containing 0.0005% or more. Further, from the viewpoint of obtaining good ductility, the amount of Ca is preferably 0.005% or less.
  • Mg 0.005% or less
  • the amount of Mg is preferably 0.005% or less from the viewpoint of preventing cost increase.
  • REM 0.005% or less
  • the amount of REM is preferably 0.005% or less from the viewpoint of obtaining good toughness.
  • the rest other than the above can be Fe and unavoidable impurities.
  • the steel strip having the above-mentioned composition is subjected to hot-dip galvanizing treatment by the method for producing a high-strength hot-dip galvanized steel sheet described later, or further alloyed to obtain a high-strength hot-dip galvanized steel sheet.
  • the method for obtaining the steel strip is not particularly limited, but a steel slab having the above-mentioned composition can be hot-rolled, pickled, and then cold-rolled according to a known method to obtain a steel strip.
  • the thickness of the steel strip is not particularly limited, but is usually 0.3 mm or more and 2.8 mm or less.
  • a method for producing high-strength hot-dip galvanizing is continuous hot-dip galvanizing having a heating zone, a soaking zone, an annealing furnace in which a cooling zone is juxtaposed in this order, and a hot-dip galvanizing facility provided after the cooling zone.
  • a method for manufacturing high-strength hot-dip galvanized steel sheets using a plating device A step of transporting the steel strip inside the annealing furnace in the order of the heating zone, the soaking zone, and the cooling zone, and annealing the steel strip.
  • the steel strip discharged from the cooling zone is hot-dip galvanized to obtain a high-strength hot-dip galvanized steel sheet.
  • the steel strip contains Mn: 1.7% or more and 3.5% or less, and Si: 0.2% or more and 1.05% or less in mass%, and [Si] / [Mn] ⁇ 0. It has a component composition that satisfies 30.
  • This is a method for producing a high-strength hot-dip galvanized steel sheet, wherein the component composition, the dew point of the atmosphere in the solitary tropics, and the outlet temperature of the heating zone satisfy the following formula (1).
  • P. Dew point (° C) of the atmosphere in the tropics (however, -50 ° C ⁇ DP ⁇ -5 ° C)
  • T Steel strip exit side temperature (° C.) (400 ° C. ⁇ T ⁇ 850 ° C.) of the heating zone Is.
  • a steel strip (thin steel plate) having the above-mentioned composition is obtained according to a known method.
  • a steel slab is heated by slab and then hot-rolled to obtain a hot-rolled plate.
  • the hot-rolled plate is pickled, and then the hot-rolled plate is cold-rolled once or two or more times with intermediate annealing sandwiched between them to obtain a steel strip to be used as a base steel plate.
  • the continuous hot-dip galvanizing apparatus 100 includes an annealing furnace 20 in which heating zones 10, soaking zones 12 and cooling zones 14 and 16 are juxtaposed in this order, and a hot-dip galvanizing bath as a hot-dip galvanizing facility provided after the cooling zones 16. 22 and an alloying facility 23 provided after the hot-dip galvanizing bath 22.
  • the heating zone 10 includes a first heating zone 10A and a second heating zone 10B. The tip of the snout 18 connected to the cooling zone 16 is immersed in the hot-dip galvanizing bath 22, and the annealing furnace 20 and the hot-dip galvanizing bath 22 are connected by the snout 18.
  • the steel strip P is introduced into the first heating zone 10A from the steel strip introduction port at the lower part of the first heating zone 10A, and then introduced into the second heating zone 10B connected to the first heating zone 10A.
  • Each band 10, 12, 14, 16 is provided with one or more hearth rolls at the top and bottom.
  • the steel strip P is conveyed in the predetermined strip of the annealing furnace 20 a plurality of times in the vertical direction to form a plurality of paths.
  • FIG. 1 an example of 10 passes in the solitary tropics 12, 2 passes in the first cooling zone 14, and 2 passes in the second cooling zone 16 is shown, but the number of passes is not limited to this and depends on the processing conditions. It can be set as appropriate.
  • the steel strip P is turned at a right angle without being folded back, and the steel strip P is moved to the next strip. In this way, the steel strip P can be conveyed in the order of the heating zone 10, the soaking zone 12, and the cooling zones 14 and 16 inside the annealing furnace 20 to perform annealing on the steel strip P.
  • the oxidation treatment applied to the steel strip P in the heating strip 10 will be described. As described above, it is effective to add Si, Mn, etc. to the steel in order to increase the strength of the steel sheet. However, in the steel strip P to which these elements are added, oxides of Si and Mn are generated on the outermost layer of the steel sheet in the annealing performed before the hot-dip galvanizing treatment, and the plating appearance is deteriorated.
  • the plating appearance is improved by adjusting the annealing conditions to be performed before the hot-dip galvanizing treatment and suppressing the oxidation of Si and Mn in the outermost layer of the steel sheet. It was found that the reactivity between the plating and the steel strip P can be enhanced and the plating adhesion is improved.
  • the second heating zone 10B used for the oxidation treatment into two zones, the front stage on the upstream side in the steel sheet moving direction and the rear stage on the downstream side, and control the air ratio of the atmosphere of each of the front stage and the rear stage. become.
  • the oxidation treatment (pre-stage treatment) in the front stage of the second heating zone 10B and the oxidation treatment (post-stage treatment) in the latter stage of the second heating zone 10B will be described.
  • the air ratio of the atmosphere in the first stage of the second heating zone 10B is 1.0 or more. It is preferably less than 3.
  • the air ratio of the atmosphere in the first stage of the second heating zone 10B is more preferably 1.1 or more. Further, the air ratio of the atmosphere in the first stage of the second heating zone 10B is more preferably 1.2 or less.
  • the heating temperature of the pretreatment is preferably 400 ° C. or higher in order to promote the oxidation of iron.
  • the heating temperature of the pretreatment is preferably 850 ° C. or lower. This is because by setting the heating temperature of the pre-stage treatment to 850 ° C. or lower, the amount of iron oxide produced can be kept within a suitable range, and the occurrence of pickup in the next step can be prevented.
  • the air ratio of the atmosphere in the latter stage of the second heating zone 10B is preferably 0.7 or more, and preferably less than 1.0.
  • the heating temperature of the post-stage treatment is preferably 600 ° C. or higher.
  • the heating temperature of the post-stage treatment is preferably 850 ° C. or lower. By setting the heating temperature to 850 ° C. or lower, the cost required for heating can be reduced.
  • the second heating zone 10B needs to be composed of at least two or more zones.
  • the atmosphere of each of the two zones may be controlled as described above.
  • the second heating zone 10B is composed of three or more zones, any continuous zone can be regarded as one zone by controlling the atmosphere in the same manner. It is also possible to perform the pre-stage treatment and the post-stage treatment in separate oxidation furnaces. However, considering the industrial productivity and the implementation of the present invention by improving the current production line, it is preferable to divide the same furnace into two or more zones and control the atmosphere in each zone. As shown in FIG.
  • the second heating zone 10B is divided into four groups (# 1 to # 4), and the three groups (# 1 to # 3) on the upstream side in the steel sheet moving direction are the front stages.
  • the final zone (# 4) is the latter stage.
  • the second heating zone 10B may be either a direct fire burner furnace (Direct Field Furnace; DFF) or a non-oxidizing furnace (Non Oxidizing Furnace; NOF).
  • DFF Direct Field Furnace
  • NOF Non Oxidizing Furnace
  • the second heating zone 10B is an open flame burner furnace.
  • DFF is often used in continuous hot-dip galvanizing lines, and the air ratio of each band can be easily controlled.
  • the temperature of the steel strip can be raised quickly (the rate of temperature rise is high), so that there is an advantage that the furnace length of the heating zone 10 can be shortened and the line speed can be increased. From the viewpoint of efficiency, it is preferable to use DFF.
  • DFF heats a steel sheet by mixing and burning fuel such as coke oven gas (COG), which is a by-product gas of a steel mill, and air. Therefore, if the ratio of air to fuel is increased, unburned oxygen remains in the flame, and the oxygen can promote the oxidation of the steel sheet.
  • COG coke oven gas
  • a plurality of burners are dispersedly arranged on the inner wall of the second heating zone 10B so as to face the steel strip P. It is preferable that a plurality of burners are divided into a plurality of groups, and the combustion rate and the air ratio can be controlled independently for each group.
  • the heating burner of the second heating zone 10B is divided into four groups (# 1 to # 4), and the three groups (# 1 to # 3) on the upstream side in the steel sheet moving direction are used for the pretreatment.
  • the oxidation burner and the final zone (# 4) are reduction burners used for the subsequent treatment, and the air ratio of the oxidation burner and the reduction burner can be controlled individually.
  • the air ratio of the atmosphere in the front stage and the rear stage of the second heating zone 10B is a value obtained by dividing the amount of air actually introduced into each burner by the amount of air required for complete combustion of the fuel gas.
  • the temperature T on the steel strip out side of the heating zone 10, that is, the steel strip out side of the second heating zone 10B is controlled so as to satisfy the following equation (1).
  • C exp (T / 100) / [Si] And [Si]: Si concentration (mass%) [Mn]: Mn concentration (mass%) D. P.
  • T Steel strip exit side temperature (° C.) (400 ° C. ⁇ T ⁇ 850 ° C.) of the heating zone Is.
  • a radiation thermometer is used to measure the temperature T on the steel strip exit side of the heating zone 10.
  • the measurement method of the radiation thermometer is a method that uses multiple reflections that are not easily affected by the surface of the steel sheet.
  • the radiation thermometer is installed immediately after the second heating zone 10B (in FIG. 1, near the second hearth roll 11 from the steel strip exit side of the second heating zone 10B).
  • the temperature T on the steel strip exit side of the heating zone 10 is more than 400 ° C. and lower than 850 ° C.
  • the steel strip exit side temperature T is 850 ° C.
  • the temperature T on the steel strip exit side of the heating zone 10 is more preferably 750 ° C. or lower, and even more preferably 700 ° C. or lower.
  • the reduction annealing performed in the average tropics 12 following the oxidation treatment will be described.
  • the iron oxide formed on the surface of the steel sheet by the oxidation treatment is reduced, and Si and Mn become internal oxides inside the steel strip due to the oxygen supplied from the iron oxide.
  • a reduced iron layer in which iron oxide is reduced is formed on the outermost layer of the steel sheet, and Si and Mn remain inside the steel strip as internal oxides, so that oxidation of Si and Mn on the outermost layer of the steel sheet is suppressed.
  • the decrease in wettability between the steel strip P and the plating is prevented.
  • the present inventors suppress the formation of Si and Mn oxides on the outermost layer of the steel sheet by controlling the temperature on the steel strip exit side of the heating zone 10 and the dew point of the atmosphere of the solitary tropics 12, and improve the plating appearance. I devised a technology to improve it.
  • the steel strip 15 vol% of H 2 concentration of the atmosphere in the soaking zone 12, a soaking temperature of 800 ° C., was subjected to reduction annealing by changing the dew point of the soaking zone 12.
  • the steel strip was subjected to hot-dip galvanizing treatment using a hot-dip galvanizing bath having a component composition of effective Al concentration in the bath: 0.132% by mass and the balance consisting of Zn and unavoidable impurities, and then hot-dip galvanized at 530 ° C. for 20 seconds.
  • the alloying treatment was carried out in (1) to obtain an alloyed high-strength hot-dip galvanized steel sheet.
  • FIG. 4 shows an example of the GDS profile observed in the experiment.
  • the GDS profiles of Si and Mn each had a surface enrichment peak due to surface enrichment and an internal oxidation peak due to internal oxidation.
  • the surface concentration of Si and Mn was calculated for each steel sheet after reduction annealing.
  • the amount of surface enrichment is defined as the integrated value of the surface enrichment peak in the GDS profile.
  • FIG. 2A is a graph showing the relationship between the dew point in a tropical atmosphere and the surface concentration of Si in the comparative example.
  • FIG. 2B is a graph showing the relationship between the dew point of a solitary tropical atmosphere and the amount of surface concentration of Mn in the comparative example.
  • FIG. 2C is a graph showing the relationship between the dew point of the atmosphere of the solitary tropics 12 and the amount of surface concentration of Si in the invention example.
  • FIG. 2D is a graph showing the relationship between the dew point of the atmosphere of the solitary tropics 12 and the amount of surface concentration of Mn in the comparative example. As can be seen from the comparison of FIGS.
  • the dew point temperature of the heating zone 10 is 650 ° C. or 700 ° C.
  • the surface concentration of Mn increases, and the surface concentration of Mn is such that the dew point of the atmosphere of the tropical 12 is around -20 ° C (medium dew point).
  • FIG. 3 shows that for the steel grades [Si] / [Mn] ⁇ 0.30 and the steel grades [Si] / [Mn]> 0.30, the dew point of the atmosphere of the average tropical 12 is the low dew point (-35 ° C ⁇ 5 ° C). ) And the dew point (-15 ° C ⁇ 5 ° C) to explain the precipitation morphology of the oxide.
  • the dew point of the atmosphere of the average tropical 12 is the low dew point (-35 ° C ⁇ 5 ° C).
  • the dew point (-15 ° C ⁇ 5 ° C) to explain the precipitation morphology of the oxide.
  • the steel grade of [Si] / [Mn]> 0.30 since the amount of Si is large relative to the amount of Mn, Si—Mn surface oxide is easily formed, and Si— has an effect on the appearance of plating. The influence of Mn surface oxides is dominant.
  • the Si—Mn surface oxide 31 is formed on the surface of the steel sheet P, so that the plating layer 30 is not plated. However, at the dew point, internal oxidation is promoted, the formation of Si—Mn surface oxide 31 is suppressed, and an excellent plating appearance can be obtained.
  • the steel type of [Si] / [Mn] ⁇ 0.30 since the amount of Si is small with respect to the amount of Mn, the composite oxide of Si—Mn is precipitated in the steel sheet as the Si—Mn internal oxide 32. The amount of Mn is small, that is, excess Mn is likely to be surface-concentrated, and Mn-only oxide is likely to be formed.
  • the present inventors appropriately control the temperature on the exit side of the steel strip of the heating zone 10 and the dew point of the atmosphere of the solitary tropical region 12, and hot-dip galvanize the steel strip of [Si] / [Mn] ⁇ 0.30.
  • Each high-strength hot-dip galvanized steel sheet was prepared in the same manner as in the preliminary experiment described above, except that the dew point was changed.
  • the relationship between the composition, the temperature on the steel strip exit side of the heating zone 10, the dew point of the atmosphere of the solitary tropics 12, and Mn is double-returned, and the left side of the equation (1).
  • the plating appearance was judged by the same criteria as in the examples described later.
  • FIG. 5A shows an outline of the experimental data used for the multiple regression analysis.
  • the amount of Mn surface concentration tended to increase as the dew point increased, and the plating appearance deteriorated when the amount of surface concentration was high.
  • the left side of the equation (1) was compared with the plating appearance, and the threshold value of the left side of the equation (1) was obtained to obtain a good plating appearance.
  • FIG. 5 (b) it was found that a good plating appearance can be obtained when the value on the left side of the formula (1) is less than 140, and the following formula (1) is derived. .. A ⁇ 50 + BC / 30 ⁇ 140 ...
  • P. Dew point (° C) of the atmosphere in the tropics (however, -50 ° C ⁇ DP ⁇ -5 ° C)
  • T Steel strip exit side temperature (° C.) (400 ° C. ⁇ T ⁇ 850 ° C.) of the heating zone Is.
  • Dew point D. in the atmosphere of the tropical 12 P. Controls to satisfy Eq. (1).
  • D. P. Is more than -50 ° C and less than -5 ° C.
  • the lower the P the more the oxidation of the outermost layers of the Si and Mn steel sheets is suppressed, but on the other hand, the dehumidification cost is high. Therefore, D. P. Is over -50 ° C.
  • D. P. If the temperature exceeds -5 ° C, the appearance and adhesion of the plating may deteriorate due to approaching the iron oxide region.
  • the temperature should be -5 ° C or lower.
  • the temperature is preferably ⁇ 30 ° C. or lower.
  • D. P. Is measured at the dew point measurement port provided in the tropics.
  • the dew point measurement port is arranged at a position 1 m or more away from the supply port for supplying the humidifying gas into the tropics, and at a position 1 m or more away from the inner wall position of the tropics 12 facing each supply port.
  • the method of controlling the gas is not particularly limited, but a method of introducing heated steam into the tropics 12 and at least one of N 2 gas and H 2 gas humidified by bubbling or the like are introduced into the tropics 12. There are methods and so on.
  • the H 2 concentration in the atmosphere of the solitary tropics 12 is preferably 5% by volume or more, and preferably 30% by volume or less. By setting the H 2 concentration in the atmosphere of the solitary tropics 12 to 5% by volume or more, the reduction of iron oxide can be further promoted and the occurrence of pickup can be further prevented.
  • the H 2 concentration in the atmosphere of the solitary tropics 12 is more preferably 10% by volume or more. Further, the H 2 concentration in the atmosphere of the solitary tropics 12 is more preferably 20% by volume or less. Further, by setting the H 2 concentration in the atmosphere of the solitary tropics 12 to 30% by volume or less, the cost aspect is good. Further, it is preferable that the rest of the atmosphere of the solitary tropics 12 other than H 2 is N 2 and unavoidable impurities.
  • the reduction annealing in the average tropics 12 is preferably applied to the steel strip P in a temperature range of 700 ° C. or higher, and is preferably applied to the steel strip P in a temperature range of 900 ° C. or lower.
  • the reduction annealing is more preferably performed in a temperature range of 750 ° C. or higher.
  • the reduction annealing is more preferably performed in a temperature range of 850 ° C. or lower. From the viewpoint of further improving the mechanical properties of the steel sheet, reduction annealing is preferably performed for 10 seconds or longer, and preferably for 300 seconds or shorter.
  • the high-strength hot-dip galvanized steel sheet manufactured by the manufacturing method of this high-strength hot-dip galvanized steel sheet surely has a good plated appearance.
  • each steel strip has the above-mentioned formula (1) based on the Si concentration and Mn concentration of each steel strip.
  • D. P. And T are preferably managed to be controlled.
  • all the steel strips satisfy the formula (1). P. By controlling and T, it is possible to obtain a high-strength hot-dip galvanized steel sheet having a stable and good plating appearance by using not only steel strips having a specific composition composition but also steel strips having various composition compositions. ..
  • all the steel strips satisfy the above-mentioned formula (1) based on the Si concentration and the Mn concentration of each steel strip.
  • Specific examples of managing and T to be controlled include the following. For example, when the product specifications of the steel strips that are continuously passed through are switched and the Si concentration and Mn concentration of the steel strips are changed, the changed Si concentration and Mn concentration are substituted into the equation (1), and the equation ( D. Satisfying 1). P. Alternatively, at least one of T may be determined. In addition, D. P. Since the control responsiveness of is poor, D. P.
  • substituting into the equation (1) is not limited to the mode of substituting exactly into the same equation as the above (1). It also includes a mode of substituting equation (1) into a narrower range of inequalities that always satisfies. Further, in order to satisfy the equation (1) according to the state in the annealing furnace, D. P. And T are controlled as long as the equation (1) is satisfied. P. Alternatively, it includes an embodiment in which at least one of T is fixed. In this embodiment, the composition of the steel strip may be switched so as to satisfy the formula (1). Specifically, D. P.
  • Mn concentration D.I. P.
  • a manufacturing condition determination method may be carried out as a part of a step of the manufacturing method of a high-strength hot-dip galvanized steel sheet, or may be carried out as a single step.
  • the steel strips P are cooled in the cooling zones 14 and 16.
  • the steel strip P is cooled to about 480 to 530 ° C. in the first cooling zone 14 and to about 470 to 500 ° C. in the second cooling zone 16.
  • the steel strip P discharged from the cooling zone 16 is hot-dip galvanized using the hot-dip galvanizing bath 22 to obtain a high-strength hot-dip galvanized steel sheet.
  • the hot-dip galvanizing treatment is preferably carried out in a hot-dip galvanizing bath having an effective Al concentration in the bath: 0.095% by mass or more and 0.175% by mass or less, and the balance being Zn and unavoidable impurities.
  • the effective Al concentration in the bath is a value obtained by subtracting the Fe concentration in the bath from the Al concentration in the bath.
  • the effective Al concentration in the bath is preferably 0.095% by mass or more and 0.175% by mass or less.
  • the effective Al concentration in the bath is more preferably 0.115% by mass or less.
  • the bath temperature of the hot-dip galvanizing bath is usually in the range of 440 to 500 ° C, and the plate temperature of the steel strip P is 440 to 550 ° C. May be infiltrated into the hot-dip galvanizing bath.
  • the amount of plating adhered can be adjusted by gas wiping or the like.
  • the high-strength hot-dip galvanized steel sheet is further alloyed using the alloying facility 24 to alloy the high-strength hot-dip galvanized steel sheet.
  • a plated steel plate may be obtained.
  • the alloying treatment is preferably carried out at a temperature of 460 ° C. or higher, and preferably at a temperature of 600 ° C. or lower. By setting the alloying treatment to 460 ° C. or higher, it is possible to provide a steel sheet having excellent press formability without leaving the ⁇ phase. Further, by setting the alloying treatment to 600 ° C. or lower, the plating adhesion is good.
  • the alloying time is preferably 10 s or more, and preferably 60 s or less.
  • the steel slab obtained by melting the steel having the composition shown in Table 1 was made into a cold-rolled steel sheet having a plate thickness of 1.4 mm by hot rolling, pickling, and cold rolling.
  • the second heating zone is a DFF type heating furnace, and as shown in FIG. 1, the second heating zone is divided into four groups (# 1 to # 4), and three groups (# 1) on the upstream side in the steel sheet moving direction.
  • the first stage of the second heating zone with respect to the steel strip under the conditions shown in Table 2-1 and Table 2-2.
  • the oxidation treatment was performed in the latter stage.
  • the air ratio of the atmosphere in the first stage was 1.15, and the air ratio of the atmosphere in the second stage was 0.85.
  • reduction annealing was performed under the conditions shown in Table 2-1 and Table 2-2.
  • Reduction annealing was applied for 85 seconds. After cooling the steel strip to 440-550 ° C, hot-dip zinc was subsequently applied to the steel strip using a hot-dip galvanized bath at 460 ° C, consisting of effective Al concentration in the bath: 0.197% by mass, the balance being Zn and unavoidable impurities. After the plating treatment, the grain size was adjusted to about 50 g / m 2 by gas wiping to prepare a sample of a high-strength hot-dip galvanized steel sheet (GI).
  • GI high-strength hot-dip galvanized steel sheet
  • the steel strip was continuously melted using a hot-dip galvanizing bath at 460 ° C., in which the effective Al concentration in the bath: 0.132% by mass% was composed of Zn and unavoidable impurities.
  • the grain size is adjusted to about 50 g / m 2 by gas wiping to obtain a high-strength hot-dip galvanized steel sheet.
  • the plating appearance of the high-strength hot-dip galvanized steel sheet (GI) or alloyed high-strength hot-dip galvanized steel sheet (GA) obtained as described above was evaluated.
  • the measurement method and evaluation method are shown below.
  • ⁇ Plating appearance> The appearance of the surface of the steel sheet was visually observed, and those without unplated appearance defects were marked with ⁇ , those with no unplated appearance defects but with uneven appearance were marked with ⁇ , and those with non-plating were marked with ⁇ . If it is ⁇ or ⁇ , it is considered as a pass.
  • Table 2-1 and Table 2-2 The results obtained from the above are shown in Table 2-1 and Table 2-2 together with the manufacturing conditions.
  • the “judgment” was evaluated as ⁇ if the equation (1) was satisfied, and ⁇ if the equation (1) was not satisfied.
  • the method for producing a high-strength hot-dip galvanized steel sheet of the present invention it is possible to provide a high-strength hot-dip galvanized steel sheet having an excellent plated appearance and capable of reducing the weight and increasing the strength of the automobile body itself.

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Abstract

Ｓｉに対してＭｎが所定以上含有されている鋼帯に溶融亜鉛めっき処理を施した場合であっても，めっき外観に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を得ること。 連続溶融亜鉛めっき装置を用いた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法であって，鋼帯を焼鈍炉の内部で搬送して，該鋼帯に対して焼鈍を行う工程と，前記溶融亜鉛めっき設備を用いて，前記冷却帯から排出される鋼帯に溶融亜鉛めっきを施して溶融亜鉛めっき鋼板を得る工程と，を有し，前記鋼帯は，質量％で，Ｍｎ：１．７％以上３．５％以下，およびＳｉ：０．２％以上１．０５％以下を含有し，かつ[Ｓｉ]／[Ｍｎ]≦０．３０を満足する成分組成を有し，前記成分組成，前記均熱帯内の雰囲気の露点，および前記加熱帯の出側温度が式（１）を満足する，溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。

Description

高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
　本発明は，Ｓｉ，Ｍｎを含有する高強度鋼板を母材とする高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に関する。
　自動車，家電，建材等の分野においては，鋼板に防錆性を付与した表面処理鋼板が使用されており，中でも安価に製造できかつ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。一般的に，溶融亜鉛めっき鋼板は，以下の方法にて製造される。まず，鋼スラブを熱間圧延，冷間圧延，あるいはさらに任意で熱処理して得た薄鋼板を母材鋼板とする。該母材鋼板の表面を脱脂または酸洗の少なくとも一方の前処理工程によって洗浄するか，あるいは前処理工程を省略して予熱炉内で母材鋼板表面の油分を燃焼除去した後，非酸化性雰囲気中あるいは還元性雰囲気中で加熱する再結晶焼鈍を施す。その後，非酸化性雰囲気中あるいは還元性雰囲気中で鋼板をめっきに適した温度まで冷却して，大気に触れさせることなく微量Ａｌを添加した溶融亜鉛浴中に浸漬する。また合金化溶融亜鉛めっき鋼板は，溶融亜鉛めっき後，鋼板を合金化炉内で熱処理してめっき層を合金化させることで製造される。
　ところで，近年，鋼板の軽量化が推進され，また鋼板の高強度化が求められており，防錆性を兼ね備えた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の使用が増加している。鋼板の高強度化には，Ｓｉおよび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，強度と延性とのバランスの向上が要求される。この点，Ｓｉ，Ｍｎ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，Ｍｎ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，Ｍｎ含有鋼を母材として高強度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およびＭｎは焼鈍雰囲気中で鋼板最表層に酸化物を形成し，母材鋼板と溶融亜鉛との濡れ性を劣化させる。その結果，Ｓｉ，Ｍｎ含有鋼を母材として高強度溶融亜鉛めっき鋼板を製造した場合，めっき外観に劣り，さらには不めっきなどの表面欠陥が発生する虞があった。該表面欠陥は，鋼板最表層に形成されたＳｉおよびＭｎの酸化物が，めっき層と母材鋼板との界面に残存することによるものと考えられる。このような問題に関し，ＳｉおよびＭｎを含む高強度鋼板を母材として，母材鋼板と溶融亜鉛との濡れ性を劣化させる原因となるＳｉおよびＭｎの鋼板最表層での酸化を抑制するため，酸化処理を行った後に還元焼鈍を行う技術が特許文献１に開示されている。
特開２０１６－５３２１１号公報
　ＳｉおよびＭｎの鋼板最表層での酸化を防ぐには，特許文献１に記載のように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。しかし，Ｓｉに対してＭｎが所定以上添加されている場合，還元焼鈍の条件によってはめっき外観が劣ることが分かった。ここで，ＳｉとＭｎとは複合酸化物を形成しやすいことが知られている。Ｓｉに対してＭｎが過剰に添加されている場合，余剰なＭｎが単独で鋼板最表層に多くの酸化物を形成するためにめっき外観が劣化したものと考えられる。特許文献１においては，これら事情について何ら考慮がなされていない。
　本発明は，このような課題に鑑みてなされたものであって，その目的は，Ｓｉに対してＭｎが所定以上含有されている鋼帯に溶融亜鉛めっき処理を施した場合であっても，めっき外観に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を得ることにある。
　上記課題を解決するために検討を重ねた結果，本発明者らは以下の知見を得た。Ｓｉおよび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およびＭｎの鋼板最表層での酸化を抑制するため，酸化処理を行った後に還元焼鈍を行うことが有効であるが，Ｓｉに対してＭｎが過剰に添加されている場合，酸化処理の出側温度と還元焼鈍での露点を適正に制御することで，ＳｉおよびＭｎの鋼板表面での酸化を抑制し，めっき外観に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を得られることが分かった。
　本発明は上記知見に基づくものであり，特徴は以下の通りである。
［１］加熱帯と，均熱帯と，冷却帯とがこの順に並置された焼鈍炉と，該冷却帯の後に設けられた溶融亜鉛めっき設備と，を有する連続溶融亜鉛めっき装置を用いた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法であって，
　鋼帯を前記焼鈍炉の内部で，前記加熱帯，前記均熱帯，および前記冷却帯の順に搬送して，該鋼帯に対して焼鈍を施す工程と，
　前記溶融亜鉛めっき設備を用いて，前記冷却帯から排出される鋼帯に溶融亜鉛めっきを施して高強度溶融亜鉛めっき鋼板を得る工程と，
を有し，
　前記鋼帯は，質量％で，Ｍｎ：１．７％以上３．５％以下，およびＳｉ：０．２％以上１．０５％以下を含有し，かつ[Ｓｉ]／[Ｍｎ]≦０．３０を満足する成分組成を有し，
　前記成分組成，前記均熱帯内の雰囲気の露点，および前記加熱帯の出側温度が下式（１）を満足する，高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
　Ａ×５０＋Ｂ－Ｃ／３０＜１４０・・・（１）
ここで，Ａ＝［Ｍｎ］－［Ｓｉ］×４
　　　　Ｂ＝－０．００６８×（Ｄ．Ｐ．）３－０．５９×（Ｄ．Ｐ．）２－１１．７×（Ｄ．Ｐ．）＋１２０
　　　　Ｃ＝ｅｘｐ（Ｔ／１００）／［Ｓｉ］
であり，
　　　 ［Ｓｉ］：Ｓｉ濃度（質量％）
　　　 ［Ｍｎ］：Ｍｎ濃度（質量％）
　　　　Ｄ．Ｐ．：前記均熱帯内の雰囲気の露点（℃）（ただし，－５０℃＜Ｄ．Ｐ．＜－５℃）
　　　　Ｔ：前記加熱帯の鋼帯出側温度（℃）（４００℃＜Ｔ＜８５０℃）
である。
［２］前記加熱帯は，前段および後段に分かれた直火バーナ炉を備え，
　前記前段の雰囲気の空気比を，１．０以上１．３未満とし，
　前記後段の雰囲気の空気比を，０．７以上１．０未満とする，前記［１］に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［３］前記均熱帯内において，該均熱帯の雰囲気の水素濃度を５体積％以上３０体積％以下として，前記鋼帯に７００℃以上９００℃以下の温度域にて１０秒以上３００秒以下の還元焼鈍を施す，前記［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］前記溶融亜鉛めっきを施した後，前記高強度溶融亜鉛めっき鋼板にさらに４６０℃以上６００℃以下の温度で１０秒以上６０秒以下加熱する合金化処理を施す，前記［１］から［３］のいずれか１項に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［５］前記成分組成がさらに，質量％で，
C：０．８％以下，
P：０．１％以下，
S：０．０３％以下，
Ａｌ：０．１％以下，
Ｂ：０．００５％以下および
Ｔｉ：０．２％以下を含有し，残部がFeおよび不可避的不純物からなる，前記［１］から［４］のいずれか１項に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［６］前記成分組成がさらに，質量％で，
Ｎ：０．０１０％以下，
Ｃｒ：１．０％以下，
Ｃｕ：１．０％以下，
Ｎｉ：１．０％以下，
Ｍｏ：１．０％以下，
Ｎｂ：０．２０％以下，
Ｖ：０．５％以下，
Ｓｂ：０．２００％以下，
Ｔａ：０．１％以下，
Ｗ：０．５％以下，
Ｚｒ：０．１％以下，
Ｓｎ：０．２０％以下，
Ｃａ：０．００５％以下，
Ｍｇ：０．００５％以下および
ＲＥＭ：０．００５％以下
からなる群から選ばれる１種または２種以上を含有する，前記［１］から［５］のいずれか１項に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［７］前記成分組成を満たし，かつ互いに異なる成分組成を有する複数種類の鋼帯に対し，各鋼帯のＳｉ濃度およびＭｎ濃度に基づいて，いずれの鋼帯も前記式（１）を満足するように，前記Ｄ．Ｐ．および前記Ｔを制御する，前記［１］から［６］のいずれか１項に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［８］前記Ｄ．Ｐ．は－３０℃以下である，前記［１］から［７］のいずれか１項に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
　本発明によれば，Ｓｉに対してＭｎが所定以上含有されている鋼帯に溶融亜鉛めっき処理を施した場合であっても，めっき外観に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を得ることにある。
連続溶融亜鉛めっき装置の構成を示す模式図である。 均熱帯の雰囲気の露点と，ＳｉおよびＭｎの表面濃化量との関係を示すグラフである。 Ｓｉ／Ｍｎ比の異なる溶融亜鉛めっき鋼板表面の低露点および中露点における酸化物析出形態を説明するための図である。 グロー放電発光分光分析により鋼板を板厚方向に測定したＧＤＳプロファイルの一例を示す図である。 式（１）を導くに至った解析について説明するための図である。
　以下で，本発明について具体的に説明する。なお，以下の説明において，鋼成分組成の各元素の含有量，めっき層成分組成の各元素の含有量の単位はいずれも「質量％」であり，特に断らない限り単に「％」で示す。また，気体濃度の単位はいずれも「体積％」であり，特に断らない限り単に「％」で示す。
　なお，本明細書中で鋼板が「高強度」であるとは，鋼板の引張強さが３４０ＭＰａ以上であることを意味する。
　高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法は，
　加熱帯と，均熱帯と，冷却帯とがこの順に並置された焼鈍炉と，該冷却帯の後に設けられた溶融亜鉛めっき設備と，を有する連続溶融亜鉛めっき装置を用いた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法であって，
　鋼帯を前記焼鈍炉の内部で，前記加熱帯，前記均熱帯，および前記冷却帯の順に搬送して，該鋼帯に対して焼鈍を施す工程と，
　前記溶融亜鉛めっき設備を用いて，前記冷却帯から排出される鋼帯に溶融亜鉛めっきを施して高強度溶融亜鉛めっき鋼板を得る工程と，
を有し，
　前記鋼帯は，質量％で，Ｍｎ：１．７％以上３．５％以下，およびＳｉ：０．２％以上１．０５％以下を含有し，かつ［Ｓｉ］／［Ｍｎ］≦０．３０を満足する成分組成を有し，
　前記成分組成，前記均熱帯内の雰囲気の露点，および前記加熱帯の出側温度が下式（１）を満足する，高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
　Ａ×５０＋Ｂ－Ｃ／３０＜１４０・・・（１）
ここで，Ａ＝［Ｍｎ］－［Ｓｉ］×４
　　　　Ｂ＝―０．００６８×（Ｄ．Ｐ．）３－０．５９×（Ｄ．Ｐ．）２－１１．７×（Ｄ．Ｐ．）＋１２０
　　　　Ｃ＝ｅｘｐ（Ｔ／１００）／［Ｓｉ］
であり，
　　　 ［Ｓｉ］：Ｓｉ濃度（質量％）
　　　 ［Ｍｎ］：Ｍｎ濃度（質量％）
　　　　Ｄ．Ｐ．：前記均熱帯内の雰囲気の露点（℃）（ただし，－５０℃＜Ｄ．Ｐ．＜－５℃）
　　　　Ｔ：前記加熱帯の鋼帯出側温度（℃）（４００℃＜Ｔ＜８５０℃）
である。
　まず，母材鋼板となる鋼帯の成分組成について説明する。
　Ｍｎ：１．７％以上３．５％以下
　上述したように，Ｍｎは鋼の高強度化に有効な元素である。Ｍｎ量が１．７％未満では，以下で説明するように，Ｍｎ単独酸化物が過剰に形成されず，本発明の製造方法を適用する必要性に乏しい。そのため，Ｍｎ量は１．７％以上とする。一方，Ｍｎ量が３．５％を超えるとＭｎ単独酸化物が過剰に形成され，式（１）に基づき加熱帯の鋼帯出側温度および均熱帯の露点を適切に制御しても，良好なめっき外観を得られない。したがって，Ｍｎ量は１．７％以上３．５％以下とする。Ｍｎ量は，好ましくは，２．０％以上，より好ましくは，２．３％以上とする。また，Ｍｎ量は，好ましくは，３．３％以下，より好ましくは，３．０％以下とする。
　Ｓｉ：０．２％以上１．０５％以下
　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量が０．２％未満では高強度を得るために他の高価な合金元素を添加することが必要になり，経済的に好ましくない。また，Ｓｉ量が０．２％未満では本発明の製造方法を適用する必要性に乏しい。その理由は必ずしも明らかではないが，以下で説明する酸化処理によって十分な量の鉄酸化物が生成されるため，還元焼鈍時の鋼板最表層におけるＳｉおよびＭｎの酸化を抑制でき，めっき外観が大きな課題になることはないと推定できる。一方，後述するように［Ｓｉ］／［Ｍｎ］≦０．３０を満足するために，Ｓｉ量の上限は１．０５％とする。したがって，Ｓｉ量は０．３％以上１．０５％以下とする。Ｓｉ量は，好ましくは，０．３％以上，より好ましくは０．４％以上とする。また，Ｓｉ量は，好ましくは，０．９％以下，より好ましくは，０．７％以下とする。
　［Ｓｉ］／［Ｍｎ］≦０．３０
ここで，［Ｓｉ］：Ｓｉ濃度（質量％），［Ｍｎ］：Ｍｎ濃度（質量％）である。
　以下で説明するように，［Ｓｉ］／［Ｍｎ］＞０．３０では，めっき外観に及ぼすＳｉ－Ｍｎ表面酸化物（ＳｉおよびＭｎの複合酸化物）による影響が支配的となり，式（１）に基づき加熱帯の鋼帯出側温度，および均熱帯の雰囲気の露点を制御する必要性に乏しい。これに対し，［Ｓｉ］／［Ｍｎ］≦０．３０においては，めっき外観に及ぼすＭｎ単独酸化物による影響が支配的となり，式（１）に基づき加熱帯の鋼帯出側温度，および均熱帯の雰囲気の露点を制御することにより，めっき外観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。したがって，［Ｓｉ］／［Ｍｎ］は０．３０以下とする。Ｓｉ／Ｍｎは，好ましくは，０．２５以下とする。
　成分組成はさらに，任意で以下の成分を含有し得る。
　Ｃ：０．８％以下
　Ｃは，鋼組織としてマルテンサイトなどを形成させることで加工性を向上する。Ｃを含有させる場合，良好な溶接性を得るため，Ｃ量は０．８％以下とすることが好ましく，０．３０％以下とすることがより好ましい。Ｃの下限は特に限定されないが，良好な加工性を得るためにはＣを０．０３％以上とすることが好ましく，０．０５％以上含有させることがより好ましい。
　Ｐ：０．１％以下（０％を含まない）
　Ｐの含有量を抑制することで，溶接性の低下を防ぐことができる。さらにＰが粒界に偏析することを防いで，延性，曲げ性，および靭性が劣化することを防ぐことができる。フェライト変態を抑制して微細な結晶粒を得るため，Ｐ量は０．１％以下とすることが好ましい。Ｐの下限は特に限定されず，生産技術上の制約から０％超であり得，０．００１％以上であり得る。
　Ｓ：０．０３％以下（０％を含まない）
　Ｓ量は０．０３％以下とすることが好ましく，０．０２％以下とすることがより好ましい。Ｓ量を抑制することで，溶接性の低下を防ぐとともに，熱間時の延性の低下を防いで，熱間割れを抑制し，表面性状を著しく向上することができる。さらに，Ｓ量を抑制することで，不純物元素として粗大な硫化物を形成することにより，鋼板の延性，曲げ性，伸びフランジ性の低下を防ぐことができる。これらの問題はＳ量が０．０３０％を超えると顕著となり，Ｓの含有量は極力低減することが望ましい。Ｓの下限は特に限定されず，生産技術上の制約から０％超であり得，０．０００１％以上であり得る。
　Ａｌ：０．１％以下
　Ａｌは熱力学的に最も酸化しやすいため，ＳｉおよびＭｎに先だって酸化し，ＳｉおよびＭｎの鋼板最表層での酸化を抑制し，ＳｉおよびＭｎの鋼板内部での酸化を促進する効果がある。この効果はＡｌ量が０．０１％以上で得られる。一方，Ａｌ量が０．１％を超えるとコストアップになる。したがって，添加する場合，Ａｌ量は０．１％以下とすることが好ましい。Ａｌの下限は特に限定されず，０％超であり得，０．００１％以上であり得る。
　Ｂ：０．００５％以下
　Ｂは鋼の焼入れ性を向上させるのに有効な元素である。焼入れ性を向上するためには，Ｂ量は０．０００３％以上とすることが好ましく，０．０００５％以上とすることがより好ましい。また，Ｂ量は０．００５％以下とすることが好ましい。Ｂ量を０．００５％以下とすることで，Ｓｉの鋼板最表層における酸化を抑制して，良好なめっき密着性を得ることができるためである。
　Ｔｉ：０．２％以下
　Ｔｉを添加する場合，Ｔｉ量は０．２％以下とすることが好ましく，０．０５％以下とすることがより好ましい。Ｔｉ量を０．２％以下とすることで，良好なめっき密着性を得ることができるためである。またＴｉの下限は特に限定されないが，強度調整の効果を得るためには，０．００５％以上とすることが好ましい。
　成分組成はさらに，任意で，Ｎ：０．０１０％以下，Ｃｒ：１．０％以下，Ｃｕ：１．０％以下，Ｎｉ：１．０％以下，Ｍｏ：１．０％以下，Ｎｂ：０．２０以下，Ｖ：０．５％以下，Ｓｂ：０．２００％以下，Ｔａ：０．１％以下，Ｗ：０．５％以下，Ｚｒ：０．１％以下，Ｓｎ：０．２０％以下，Ｃａ：０．００５％以下，Ｍｇ：０．００５％以下，およびＲＥＭ：０．００５％以下からなる群から選ばれる１種または２種以上を含有し得る。
　Ｎ：０．０１０％以下（０％を含まない）
　Ｎの含有量は０．０１０％以下とすることが好ましい。Ｎの含有量を０．０１０％以下とすることで，ＮがＴｉ，Ｎｂ，Ｖと高温で粗大な窒化物を形成することでＴｉ，Ｎｂ，Ｖ添加による鋼板の高強度化の効果が損なわれることを防ぐことができる。また，Ｎの含有量を０．０１０％以下とすることで靭性の低下も防ぐことができる。さらに，Ｎの含有量を０．０１０％以下とすることで，熱間圧延中にスラブ割れ，表面疵が発生することを防ぐことができる。Ｎの含有量は，より好ましくは０．００５％以下であり，さらに好ましくは０．００３％以下であり，最も好ましくは０．００２％以下である。Ｎの含有量の下限は特に限定されず，生産技術上の制約から０％超であり得，０．０００５％以上であり得る。
　Ｃｒ：１．０％以下
　Ｃｒ量は０．００５％以上とすることが好ましい。Ｃｒ量を０．００５％以上とすることで，焼き入れ性を向上し，強度と延性とのバランスを向上することができる。添加する場合，コストアップを防ぐ観点から，Ｃｒ量は１．０％以下とすることが好ましい。
　Ｃｕ：１．０％以下
　Ｃｕ量は０．００５％以上とすることが好ましい。Ｃｕ量を０．００５％以上とすることで，残留γ相の形成を促進することができ，またＮｉおよびＭｏとの複合添加時においてめっき密着性を改善することができる。また，Ｃｕ量を添加する場合，コストアップを防ぐ観点から，Ｃｕ量は１．０％以下とすることが好ましい。
　Ｎｉ：１．０％以下
　Ｎｉ量は０．００５％以上とすることが好ましい。Ｎｉ量を０．００５％以上とすることで，残留γ相の形成を促進することができ，またＣｕとＭｏとの複合添加時においてめっき密着性を改善することができる。また，Ｎｉを添加する場合，コストアップを防ぐ観点から，Ｎｉ量は１．０％以下とすることが好ましい。
　Ｍｏ：１．０％以下
　Ｍｏ量は０．００５％以上とすることが好ましい。Ｍｏ量を０．００５％以上とすることで，強度調整の効果を得ることができ，またＮｂ，Ｎｉ，Ｃｕとの複合添加時においてめっき密着性を改善することができる。また，Ｍｏを添加する場合，コストアップを防ぐ観点から，Ｍｏ量は０．０５％以上１．０％以下が好ましい。
　Ｎｂ：０．２０％以下
　Ｎｂは，０．００５％以上含有することで強度向上の効果が得られる。また，Ｎｂを含有する場合，コストアップを防ぐ観点から，Ｎｂ量は０．２０％以下とすることが好ましい。
　Ｖ：０．５％以下
　Ｖは，０．００５％以上含有することで強度向上の効果が得られる。また，Ｖを含有する場合，コストアップを防ぐ観点から，Ｖ量は０．５％以下とすることが好ましい。
　Ｓｂ：０．２００％以下
　Ｓｂは鋼板表面の窒化，酸化，あるいは酸化により生じる鋼板表面の数十ミクロン領域の脱炭を抑制する観点から含有することができる。Ｓｂは，鋼板表面の窒化および酸化を抑制することで，鋼板表面においてマルテンサイトの生成量が減少するのを防止し，鋼板の疲労特性および表面品質を改善する。このような効果を得るために，Ｓｂ量は０．００１％以上とすることが好ましい。一方，良好な靭性を得るためには，Ｓｂ量は０．２００％以下とすることが好ましい。
　Ｔａ：０．１％以下
　Ｔａは，０．００１％以上含有することで強度向上の効果が得られる。また，Ｔａを含有する場合，コストアップを防ぐ観点から，Ｔａ量は０．１％以下とすることが好ましい。
　Ｗ：０．５％以下
　Ｗは，０．００５％以上含有することで強度向上の効果が得られる。また，Ｗを含有する場合，コストアップを防ぐ観点から，Ｗ量は０．５％以下とすることが好ましい。
　Ｚｒ：０．１％以下
　Ｚｒは，０．０００５％以上含有することで強度向上の効果が得られる。また，Ｚｒを含有する場合，コストアップを防ぐ観点から，Ｚｒ量は０．１％以下とすることが好ましい。
　Ｓｎ：０．２０％以下
　Ｓｎは脱窒，脱硼等を抑制して，鋼の強度低下抑制に有効な元素である。こうした効果を得るにはそれぞれ０．００２％以上とすることが好ましい。一方，良好な耐衝撃性を得るために，Ｓｎ量は０．２０％以下とすることが好ましい。
　Ｃａ：０．００５％以下
　Ｃａは，０．０００５％以上含有することで硫化物の形態を制御し，延性，靭性を向上させることができる。また，良好な延性を得る観点から，Ｃａ量は０．００５％以下とすることが好ましい。
　Ｍｇ：０．００５％以下
　Ｍｇは，０．０００５％以上含有することで硫化物の形態を制御し，延性，靭性を向上させることができる。また，Ｍｇを含有する場合，コストアップを防ぐ観点から，Ｍｇ量は０．００５％以下とすることが好ましい。
　ＲＥＭ：０．００５％以下
　ＲＥＭは，０．０００５％以上含有することで硫化物の形態を制御し，延性，靭性を向上させることができる。また，ＲＥＭを含有する場合，良好な靭性を得る観点から，ＲＥＭ量は０．００５％以下とすることが好ましい。
　上記以外の残部はＦｅおよび不可避的不純物であり得る。
　上述した成分組成を有する鋼帯に，後述する高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法によって溶融亜鉛めっき処理を施し，あるいはさらに合金化処理を施して，高強度溶融亜鉛めっき鋼板とする。鋼帯を得る方法は特に限定されないが，公知の方法に従って，上述した成分組成を有する鋼スラブを，熱間圧延し，酸洗し，次いで冷間圧延して，鋼帯を得ることができる。鋼帯の厚みは特に限定されないが，通常，０．３ｍｍ以上２．８ｍｍ以下である。
　次に，高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法について説明する。高強度溶融亜鉛めっきの製造方法は，加熱帯と，均熱帯と，冷却帯とがこの順に並置された焼鈍炉と，該冷却帯の後に設けられた溶融亜鉛めっき設備と，を有する連続溶融亜鉛めっき装置を用いた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法であって，
　鋼帯を前記焼鈍炉の内部で，前記加熱帯，前記均熱帯，および前記冷却帯の順に搬送して，該鋼帯に対して焼鈍を施す工程と，
　前記溶融亜鉛めっき設備を用いて，前記冷却帯から排出される鋼帯に溶融亜鉛めっきを施して高強度溶融亜鉛めっき鋼板を得る工程と，
を有し，
　前記鋼帯は，質量％で，Ｍｎ：１．７％以上３．５％以下，およびＳｉ：０．２％以上１．０５％以下を含有し，かつ［Ｓｉ］／［Ｍｎ］≦０．３０を満足する成分組成を有し，
　前記成分組成，前記均熱帯内の雰囲気の露点，および前記加熱帯の出側温度が下式（１）を満足する，高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法である。
　Ａ×５０＋Ｂ－Ｃ／３０＜１４０・・・（１）
ここで，Ａ＝［Ｍｎ］－［Ｓｉ］×４
　　　　Ｂ＝－０．００６８×（Ｄ．Ｐ．）３－０．５９×（Ｄ．Ｐ．）２－１１．７×（Ｄ．Ｐ．）＋１２０
　　　　Ｃ＝ｅｘｐ（Ｔ／１００）／［Ｓｉ］
であり，
　　　 ［Ｓｉ］：Ｓｉ濃度（質量％）
　　　 ［Ｍｎ］：Ｍｎ濃度（質量％）
　　　　Ｄ．Ｐ．：前記均熱帯内の雰囲気の露点（℃）（ただし，－５０℃＜Ｄ．Ｐ．＜－５℃）
　　　　Ｔ：前記加熱帯の鋼帯出側温度（℃）（４００℃＜Ｔ＜８５０℃）
である。
　はじめに，公知の手法に従って上述した成分組成を有する鋼帯（薄鋼板）を得る。一例においては，鋼スラブをスラブ加熱後，熱間圧延を施して熱延板とする。次いで，該熱延板に酸洗を施し，次いで，前記熱延板に一回または中間焼鈍をはさむ２回以上の冷間圧延を施して，母材鋼板とする鋼帯を得る。
　次いで，鋼帯に対して，連続溶融亜鉛めっき装置を用いて焼鈍を施す。図１を用いて，本発明に係る連続溶融亜鉛めっき装置の構成について説明する。連続溶融亜鉛めっき装置１００は，加熱帯１０，均熱帯１２及び冷却帯１４，１６がこの順に並置された焼鈍炉２０と，冷却帯１６の後に設けられた溶融亜鉛めっき設備としての溶融亜鉛めっき浴２２と，この溶融亜鉛めっき浴２２の後に設けられた合金化設備２３と，を有する。本実施形態において加熱帯１０は，第１加熱帯１０Ａ及び第２加熱帯１０Ｂを含む。冷却帯１６と連結したスナウト１８は，先端が溶融亜鉛めっき浴２２に浸漬しており，焼鈍炉２０と溶融亜鉛めっき浴２２とがスナウト１８によって接続されている。
　鋼帯Ｐは，第１加熱帯１０Ａの下部の鋼帯導入口から第１加熱帯１０Ａ内に導入され，次いで第１加熱帯１０Ａに連結された第２加熱帯１０Ｂに導入される。各帯１０，１２，１４，１６には，上部及び下部に１つ以上のハースロールが配置される。ハースロールを起点に鋼帯Ｐが１８０度折り返される場合，鋼帯Ｐは焼鈍炉２０の所定の帯の内部で上下方向に複数回搬送され，複数パスを形成する。図１においては，均熱帯１２で１０パス，第１冷却帯１４で２パス，第２冷却帯１６で２パスの例を示したが，パス数はこれに限定されず，処理条件に応じて適宜設定可能である。また，一部のハースロールでは，鋼帯Ｐを折り返すことなく直角に方向転換させて，鋼帯Ｐを次の帯へと移動させる。このようにして，焼鈍炉２０の内部で，加熱帯１０，均熱帯１２及び冷却帯１４，１６の順に鋼帯Ｐを搬送して，鋼帯Ｐに対して焼鈍を行うことができる。
　まず，加熱帯１０内で鋼帯Ｐに対して施される酸化処理について説明する。上述したように，鋼板を高強度化するためには，鋼にＳｉおよびＭｎなど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帯Ｐにおいては，溶融亜鉛めっき処理を施す前に実施する焼鈍において，鋼板最表層にＳｉおよびＭｎの酸化物が生成され，めっき外観が劣化する。
　そこで本発明者らが検討したところ，溶融亜鉛めっき処理を施す前に実施する焼鈍の条件を調整して，ＳｉおよびＭｎの鋼板最表層における酸化を抑制することで，めっき外観が向上し，更にはめっきと鋼帯Ｐとの反応性を高めることができ，めっき密着性が改善することがわかった。
　そして，ＳｉおよびＭｎの鋼板最表層における酸化を抑制するためには，加熱帯１０において酸化処理を行い，その後，還元焼鈍，溶融めっき，必要に応じて合金化処理を行うことが有効であり，さらに，酸化処理に用いる加熱帯１０の鋼帯出側温度と，還元焼鈍に用いる均熱帯１２の雰囲気の露点とを適正に制御することで，ＳｉおよびＭｎの鋼板最表層での酸化を抑制することが重要であることがわかった。
　しかしながら，酸化処理で一定量以上の鉄酸化物が形成したまま，鋼帯Ｐに対して還元焼鈍を施すと，ピックアップ（ハースロール上に何らかの反応物が形成され，それが鋼板に転写されることで押し疵が発生すること）が発生する虞がある。そのため，酸化処理に用いる第２加熱帯１０Ｂを，鋼板移動方向上流側の前段と，下流側の後段との２つのゾーンに分けて，前段，後段それぞれの雰囲気の空気比を制御することが重要になる。以下，第２加熱帯１０Ｂの前段における酸化処理（前段処理）と第２加熱帯１０Ｂの後段における酸化処理（後段処理）とについて説明する。
　［前段処理］
　第２加熱帯１０Ｂの前段においては，鋼板最表層におけるＳｉおよびＭｎの酸化を抑制し，鉄酸化物を生成させるために，積極的に酸化処理を行う。十分な量の鉄酸化物を得て最終的に美麗なめっき外観を得るためには，第２加熱帯１０Ｂの前段の雰囲気の空気比を，１．０以上とすることが好ましく，また１．３未満とすることが好ましい。第２加熱帯１０Ｂの前段の雰囲気の空気比は，より好ましくは，１．１以上とする。また，第２加熱帯１０Ｂの前段の雰囲気の空気比は，より好ましくは，１．２以下とする。更に，前段処理の加熱温度は，鉄の酸化を促進させるために，４００℃以上とすることが好ましい。また，前段処理の加熱温度は，８５０℃以下とすることが好ましい。前段処理の加熱温度を８５０℃以下とすることで，鉄酸化物の生成量を好適範囲内とし，次工程でピックアップが発生することを防ぐことができるためである。
　［後段処理］
　ピックアップを防止して，押し疵などのない美麗なめっき外観を得るためには，一旦酸化された鉄酸化物の表層を還元することが重要である。このような還元処理を行うには，第２加熱帯１０Ｂの後段の雰囲気の空気比を０．７以上とすることが好ましく，１．０未満とすることが好ましい。第２加熱帯１０Ｂの後段の雰囲気の空気比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，均熱帯１２のロールと鉄酸化物とが直接接触することを避け，ピックアップを防止することができる。また，後段処理の加熱温度は６００℃以上とすることが好ましい。後段処理の加熱温度を６００℃以上とすることで，良好に鋼板最表層を還元することができる。また，後段処理の加熱温度は８５０℃以下とすることが好ましい。加熱温度を８５０℃以下とすることで，加熱に要するコストを低減することができる。
　上述したように前段処理と後段処理とで雰囲気の空気比を互いに独立して調節するために，第２加熱帯１０Ｂは少なくとも２つ以上のゾーンから構成されている必要がある。第２加熱帯１０Ｂが２つのゾーンから構成される場合は，該２つのゾーンをそれぞれ上記の通りに雰囲気制御すればよい。第２加熱帯１０Ｂが３つ以上のゾーンから構成される場合は，連続する任意のゾーンを同様に雰囲気制御することで１つのゾーンとみなすことが出来る。また，前段処理と後段処理をそれぞれ別々の酸化炉で行うことも可能である。しかし工業的な生産性，および現行の製造ラインの改善で本発明を実施すること等を考慮すると，同一炉内を２ゾーン以上に区画し，それぞれで雰囲気制御することが好ましい。図１に示すように，本実施形態においては，第２加熱帯１０Ｂを４つの群（＃１～＃４）に分け，鋼板移動方向上流側の３つの群（＃１～＃３）を前段，最終ゾーン（＃４）を後段としている。
　第２加熱帯１０Ｂは，直火バーナ炉（Ｄｉｒｅｃｔ　Ｆｉｒｅｄ　Ｆｕｒｎａｃｅ；ＤＦＦ），または無酸化炉（Ｎｏｎ　Ｏｘｉｄｉｚｉｎｇ　Ｆｕｒｎａｃｅ；ＮＯＦ）のいずれであってもよい。好ましくは，第２加熱帯１０Ｂは直火バーナ炉である。ＤＦＦは連続溶融亜鉛めっきラインに多く用いられており，各帯の空気比の制御も容易に行える。また，ＤＦＦを用いれば鋼帯を速やかに昇温することができる（昇温速度が速い）ため，加熱帯１０の炉長を短くしたり，ラインスピードを速くしたりできる利点があるため，生産効率の点からＤＦＦを使用することが好ましい。ＤＦＦは，例えば，製鉄所の副生ガスであるコークス炉ガス（Ｃｏｋｅｓ　Ｏｖｅｎ　Ｇａｓ；ＣＯＧ）等の燃料と空気とを混ぜて燃焼させて鋼板を加熱する。そのため，燃料に対する空気の割合を多くすると，未燃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。
　図１においては図示しないが，第２加熱帯１０Ｂの内壁には，複数のバーナが鋼帯Ｐに対向して分散配置される。複数のバーナは複数のグループに分けられ，グループごとに燃焼率および空気比を独立に制御可能とすることが好ましい。本実施形態では，第２加熱帯１０Ｂの加熱用バーナを４つの群（＃１～＃４）に分割し，鋼板移動方向上流側の３つの群（＃１～＃３）は前段処理に用いる酸化用バーナ，最終ゾーン（＃４）は後段処理に用いる還元用バーナとし，酸化用バーナ及び還元用バーナの空気比を個別に制御可能とした。なお，第２加熱帯１０Ｂの前段および後段の雰囲気の空気比は，各バーナに実際に導入した空気量を，燃料ガスを完全燃焼するために必要な空気量で割った値である。
　また後述するように，加熱帯１０の鋼帯出側，すなわち第２加熱帯１０Ｂの鋼帯出側の温度Ｔは，下記の式（１）を満足するように制御する。
　Ａ×５０＋Ｂ－Ｃ／３０＜１４０・・・（１）
ここで，Ａ＝［Ｍｎ］－［Ｓｉ］×４
　　　　Ｂ＝―０．００６８×（Ｄ．Ｐ．）３－０．５９×（Ｄ．Ｐ．）２－１１．７×（Ｄ．Ｐ．）＋１２０
　　　　Ｃ＝ｅｘｐ（Ｔ／１００）／［Ｓｉ］
であり，
　　　 ［Ｓｉ］：Ｓｉ濃度（質量％）
　　　 ［Ｍｎ］：Ｍｎ濃度（質量％）
　　　　Ｄ．Ｐ．：前記均熱帯内の雰囲気の露点（℃）（ただし，－５０℃＜Ｄ．Ｐ．＜－５℃）
　　　　Ｔ：前記加熱帯の鋼帯出側温度（℃）（４００℃＜Ｔ＜８５０℃）
である。
　ここで加熱帯１０の鋼帯出側温度Ｔの測定には，放射温度計を用いる。放射温度計の測定方式としては，鋼板表面の影響を受けにくい多重反射を利用した方法とする。放射温度計は，第２加熱帯１０Ｂ直後（図１においては，第２加熱帯１０Ｂの鋼帯出側から２つ目のハースロール１１の付近）に設置する。加熱帯１０の鋼帯出側温度Ｔは，４００℃超８５０℃未満とする。鋼帯出側温度Ｔを４００℃超とすることで，余剰なＭｎの表面濃化を抑制し，良好なめっき外観を得ることができる。一方，鋼帯出側温度Ｔが８５０℃以上では，第１加熱帯で必要以上の鉄酸化物が形成し，第２加熱帯で鉄酸化物が十分に還元されず，ピックアップが発生する虞がある。加熱帯１０の鋼帯出側温度Ｔは，より好ましくは，７５０℃以下，さらに好ましくは，７００℃以下とする。
　次に，酸化処理に続いて均熱帯１２内で行われる還元焼鈍について説明する。還元焼鈍においては，酸化処理で鋼板表面に形成された鉄酸化物が還元されるとともに，鉄酸化物から供給される酸素によって，ＳｉおよびＭｎが鋼帯内部で内部酸化物となる。結果として，鋼板最表層には鉄酸化物が還元された還元鉄層が形成され，ＳｉおよびＭｎは内部酸化物として鋼帯内部に留まるため，鋼板最表層でのＳｉおよびＭｎの酸化が抑制され，鋼帯Ｐとめっきとの濡れ性の低下が防止される。
　しかしながら，Ｓｉに対してＭｎが過剰に添加されている場合，還元焼鈍の条件によっては，還元焼鈍を施してもなおめっき外観が劣ることが分かった。このめっき外観の劣化は，ＳｉとＭｎとが還元焼鈍によって複合酸化物として内部酸化物を形成する一方，過剰に添加されているＭｎが単独の酸化物となって鋼板最表層に多く形成したために起こったと考えられる。そこで，本発明者らは良好なめっき外観を得るための検討を行った。その結果，本発明者らは加熱帯１０の鋼帯出側温度と均熱帯１２の雰囲気の露点とを制御することで，鋼板最表層におけるＳｉおよびＭｎの酸化物の形成を抑制し，めっき外観を改善させる技術を考案した。
　以下で，本発明を発明する契機となった予備実験について説明する。本予備実験においては，Ｃ：０．０９％，Ｓｉ：０．６１％，Ｍｎ：２．６７％，Ｎｂ：０．０２０％，Ｖ：０．０１０％，Ｔｉ：０．０２０％，Ｃｕ：０．０４０％，Ｎｉ：０．０２０％，Ｃｒ：０．０３％，Ｍｏ：０．０３％，Ａｌ：０．０５％の成分組成を有する鋼帯（［Ｓｉ］／［Ｍｎ］＝０．２３；発明例）に対し，第２加熱帯１０Ｂの前段の雰囲気の空気比を１．１５，第２加熱帯１０Ｂの後段の雰囲気の空気比を０．８５，加熱帯１０の鋼帯出側温度を６５０℃または７００℃として酸化処理を施した。次いで，該鋼帯に，均熱帯１２の雰囲気のＨ２濃度を１５体積％，均熱温度を８００℃として，均熱帯１２内の露点を変化させて還元焼鈍を施した。次いで，鋼帯に浴中有効Ａｌ濃度：０．１３２質量％，残部は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を用いて溶融亜鉛めっき処理を施した後，５３０℃，２０秒で合金化処理を施して合金化高強度溶融亜鉛めっき鋼板を得た。また，比較例として，Ｃを０．１２％，Ｓｉを０．９１％，およびＭｎを２．１１％含む鋼帯（［Ｓｉ］／［Ｍｎ］＝０．４３）に対し，７００℃の鋼帯出側温度で酸化処理を行い，次いで，均熱帯１２の雰囲気のＨ２濃度を１５体積％，均熱温度を８００℃として，均熱帯１２内の露点を変化させて還元焼鈍を施した。次いで，鋼帯に溶融めっき処理を施した後，５２０℃，２０秒で合金化処理を施して合金化高強度溶融亜鉛めっき鋼板を得た。
　以上により得られた各還元焼鈍後の鋼板について，グロー放電発光分光分析（Ｇｌｏｗ　Ｄｉｓｃｈａｒｇｅ　Ｏｐｔｉｃａｌ　Ｅｍｉｓｓｉｏｎ　Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ；ＧＤＳ）により鋼板を深さ方向に分析し，鋼板表面におけるＳｉおよびＭｎの濃化量を定量した。ＧＤＳ装置としてはＨＯＲＩＢＡ製ＧＤＳ－Ｐｒｏｆｉｌｅｒ２を用い，高周波，分析径はφ４ｍｍ，出力３５［Ｗ］の条件で定量を行った。図４に，該実験で観察されるＧＤＳプロファイルの一例を示す。図４に示すように，ＳｉおよびＭｎのＧＤＳプロファイルはそれぞれ，表面濃化に起因する表面濃化ピーク，および内部酸化に起因する内部酸化ピークを有していた。該ＧＤＳプロファイルから，各還元焼鈍後の鋼板について，ＳｉおよびＭｎの表面濃化量を算出した。ここで，表面濃化量は，ＧＤＳプロファイルにおける表面濃化ピークの積算値と定義した。結果を図２に示す。
　図２（ａ）は，比較例における，均熱帯の雰囲気の露点と，Ｓｉの表面濃化量との関係を示すグラフである。図２（ｂ）は，比較例における，均熱帯の雰囲気の露点と，Ｍｎの表面濃化量との関係を示すグラフである。図２（ｃ）は，発明例における，均熱帯１２の雰囲気の露点と，Ｓｉの表面濃化量との関係を示すグラフである。図２（ｄ）は，比較例における，均熱帯１２の雰囲気の露点と，Ｍｎの表面濃化量との関係を示すグラフである。図２（ａ），（ｃ）の比較からわかるように，Ｓｉ／Ｍｎ比が異なっても，Ｓｉの表面濃化挙動は同様であり，均熱帯１２の雰囲気の露点が上昇するに従い，内部酸化が促進されてＳｉの表面濃化量が減少することがわかった。一方，図２（ｂ），（ｄ）の比較からわかるように，Ｍｎの表面濃化挙動は，［Ｓｉ］／［Ｍｎ］比によって大きくことなることがわかった。図２（ｂ）に示すように，［Ｓｉ］／［Ｍｎ］比が０．４３の比較例においては，Ｍｎの表面濃化量は，Ｓｉの表面濃化量と同様，均熱帯１２の雰囲気の露点が上昇するに従って減少することがわかった。これに対し，図２（ｄ）に示すように，［Ｓｉ］／［Ｍｎ］比が０．２３の発明例においては，加熱帯１０の鋼帯出側温度が６５０℃，７００℃のいずれにおいても，均熱帯１２の雰囲気の露点が上昇するのに伴って，Ｍｎの表面濃化量が上昇し，Ｍｎの表面濃化量は，均熱帯１２の雰囲気の露点が－２０℃付近（中露点）にピークを有することがわかった。
　図２の結果について，図３を用いて説明する。図３は，［Ｓｉ］／［Ｍｎ］≦０．３０の鋼種および［Ｓｉ］／［Ｍｎ］＞０．３０の鋼種について，均熱帯１２の雰囲気の露点が低露点（－３５℃±５℃）および中露点（－１５℃±５℃）である場合における酸化物の析出形態を説明するための図である。図３に示すように，［Ｓｉ］／［Ｍｎ］＞０．３０の鋼種においては，Ｍｎ量に対するＳｉ量が多いことから，Ｓｉ－Ｍｎ表面酸化物を形成しやすく，めっき外観に及ぼすＳｉ－Ｍｎ表面酸化物の影響が支配的である。低露点においては鋼板Ｐの表面にＳｉ－Ｍｎ表面酸化物３１が形成されることで，めっき層３０に不めっきが生じる。しかしながら，中露点においては，内部酸化が促進され，Ｓｉ－Ｍｎ表面酸化物３１の形成を抑制して，優れためっき外観を得ることができる。これに対して，［Ｓｉ］／［Ｍｎ］≦０．３０の鋼種においては，Ｍｎ量に対するＳｉ量が少ないため，Ｓｉ－Ｍｎの複合酸化物がＳｉ－Ｍｎ内部酸化物３２として鋼板内に析出する量が少なく，すなわち余剰Ｍｎが表面濃化しやすく，Ｍｎ単独酸化物を形成しやすい。よって，［Ｓｉ］／［Ｍｎ］≦０．３０の鋼種においては，めっき外観に及ぼすＭｎ表面酸化物の影響が支配的である。均熱帯１２の雰囲気が低露点では，ＳｉとＭｎとが複合酸化物として内部酸化物を形成している一方，中露点においては，余剰なＭｎがＭｎ単独酸化物３３となって鋼板最表層に多く形成したため，めっき外観が劣化したと考えることができる。また，図２（ｄ）の結果から明らかなように，加熱帯１０の鋼帯出側温度の上昇により，Ｍｎの表面濃化量のピークは減少する。したがって，本発明者らは，加熱帯１０の鋼帯出側温度と均熱帯１２の雰囲気の露点とを適切に制御して，［Ｓｉ］／［Ｍｎ］≦０．３０の鋼帯に溶融亜鉛めっき処理を施した場合であっても，めっき外観に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を得ることを考えた。
　本発明者らは，鋼板の成分組成に応じた適切な加熱帯１０の鋼帯出側温度，および均熱帯１２の雰囲気の露点を調査するために，上記予備実験の発明例のデータを基に，重回帰により，前記の式（１）を求めた。図５を用いて，式（１）を導くに至った解析の概要について説明する。良好なめっき外観を得るための閾値について調べるために，上述した発明例（［Ｓｉ］／［Ｍｎ］＝０．２３）の鋼種について，加熱帯１０の鋼帯出側温度および均熱帯１２の雰囲気の露点を変化させたこと以外は，上述した予備実験と同様にして各高強度溶融亜鉛めっき鋼板を作製した。得られた高強度溶融亜鉛めっき鋼板について，成分組成，加熱帯１０の鋼帯出側温度，および均熱帯１２の雰囲気の露点と，Ｍｎのとの関係を重回帰して，式（１）の左辺を得た。また，各高強度溶融亜鉛めっき鋼板について，めっき外観を後述する実施例と同様の基準で判定した。図５（ａ）は，重回帰分析に用いた実験データの概要を示す。Ｍｎ表面濃化量は露点が高いほど増加する傾向を示し，表面濃化量が高いものではめっき外観は劣化する挙動を示した。次いで，式（１）の左辺と，めっき外観とを比較して，良好なめっき外観が得られる式（１）の左辺の閾値を求めた。その結果，図５（ｂ）に示すように，式（１）の左辺の値が１４０未満であれば良好なめっき外観を得ることができることを見出し，以下の式（１）を導くに至った。
　Ａ×５０＋Ｂ－Ｃ／３０＜１４０・・・（１）
ここで，Ａ＝［Ｍｎ］－［Ｓｉ］×４
　　　　Ｂ＝―０．００６８×（Ｄ．Ｐ．）３－０．５９×（Ｄ．Ｐ．）２－１１．７×（Ｄ．Ｐ．）＋１２０
　　　　Ｃ＝ｅｘｐ（Ｔ／１００）／［Ｓｉ］
であり，
　　　 ［Ｓｉ］：Ｓｉ濃度（質量％）
　　　 ［Ｍｎ］：Ｍｎ濃度（質量％）
　　　　Ｄ．Ｐ．：前記均熱帯内の雰囲気の露点（℃）（ただし，－５０℃＜Ｄ．Ｐ．＜－５℃）
　　　　Ｔ：前記加熱帯の鋼帯出側温度（℃）（４００℃＜Ｔ＜８５０℃）
である。
　また，後述する実施例で示すように，さまざまな鋼種について，上記式（１）が満足されていれば，良好なめっき外観を得ることができることを実証した。
　均熱帯１２の雰囲気の露点Ｄ．Ｐ．は，式（１）を満足するように制御する。Ｄ．Ｐ．は，－５０℃超－５℃未満とする。Ｄ．Ｐは低ければ低いほどＳｉおよびＭｎの鋼板最表層の酸化が抑制されるが，一方で除湿コストがかかる。そのため，Ｄ．Ｐ．は－５０℃超とする。また，Ｄ．Ｐ．が－５℃を超えると，鉄の酸化領域に近づくことでめっき外観および密着性が劣化する虞があるため，Ｄ．Ｐ．は－５℃以下とする。好ましくは－３０℃以下とする。Ｄ．Ｐ．が－３０℃以下であれば，めっき外観が特に良好なためである。なお，Ｄ．Ｐ．は，均熱帯内に設けられた露点測定口において測定する。露点測定口は，均熱帯内へ加湿ガスを供給する供給口から１ｍ以上離れた位置で，かつ各々の供給口に対向する均熱帯１２の内壁位置から１ｍ以上離れた位置に配置する。
　Ｄ．Ｐ．を制御する方法は特に制限されるものではないが，加熱蒸気を均熱帯１２内に導入する方法，ならびにバブリングなどによって加湿したＮ２ガスおよびＨ２ガスの少なくとも一方を均熱帯１２内に導入する方法等がある。Ｄ．Ｐ．の制御性が特に良好であることから，中空糸膜を利用した膜交換によって均熱帯１２の雰囲気を加湿して，Ｄ．Ｐ．を制御することが好ましい。
　均熱帯１２の雰囲気のＨ２濃度は５体積％以上とすることが好ましく，また３０体積％以下とすることが好ましい。均熱帯１２の雰囲気のＨ２濃度を５体積％以上とすることで，鉄酸化物の還元をより促進し，ピックアップの発生をより防ぐことができる。均熱帯１２の雰囲気のＨ２濃度は，より好ましくは，１０体積％以上とする。また，均熱帯１２の雰囲気のＨ２濃度は，より好ましくは，２０体積％以下とする。また，均熱帯１２の雰囲気のＨ２濃度を３０体積％以下とすることで，コスト面が良好である。また，均熱帯１２の雰囲気のＨ２以外の残部は，Ｎ２および不可避的不純物とすることが好ましい。
　均熱帯１２内における還元焼鈍は，７００℃以上の温度域にて鋼帯Ｐに施すことが好ましく，また９００℃以下の温度域にて鋼帯Ｐに施すことが好ましい。還元焼鈍を７００℃以上にて施すことで，鉄酸化物の還元をより促し，さらに鋼板の機械特性を向上することができる。還元焼鈍は，より好ましくは，７５０℃以上の温度域にて施す。また，還元焼鈍を９００℃以下にて施すことで，鋼板の機械特性を向上することができる。還元焼鈍は，より好ましくは，８５０℃以下の温度域にて施す。また，鋼板の機械特性をより向上する観点からは，還元焼鈍は１０秒以上施すことが好ましく，また３００秒以下施すことが好ましい。
　本高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法によって製造された高強度溶融亜鉛めっき鋼板は，確実に良好なめっき外観を有する。好ましくは，上述した成分組成を満たし，かつ互いに異なる成分組成を有する複数種類の鋼帯に対し，各鋼帯のＳｉ濃度およびＭｎ濃度に基づいて，いずれの鋼帯も上述した式（１）を満足するように，Ｄ．Ｐ．およびＴを制御するよう管理することが好ましい。さまざまな成分組成を有する鋼帯について，そのＳｉ濃度およびＭｎ濃度に基づいて，いずれの鋼帯も式（１）を満足するようにＤ．Ｐ．およびＴを制御することで，特定の成分組成の鋼帯だけでなく，さまざまな成分組成の鋼帯を用いて，安定して良好なめっき外観を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。
　上述した成分組成を満たし，かつ互いに異なる成分組成を有する複数種類の鋼帯に対し，各鋼帯のＳｉ濃度およびＭｎ濃度に基づいて，いずれの鋼帯も上述した式（１）を満足するように，Ｄ．Ｐ．およびＴを制御するよう管理する具体的例として，以下を挙げることができる。例えば，連続して通板する鋼帯の製品仕様が切り替わり，鋼帯のＳｉ濃度およびＭｎ濃度が変更されるときに，式（１）に変更後のＳｉ濃度およびＭｎ濃度を代入し，式（１）を満足するＤ．Ｐ．またはＴの少なくとも一方を決定してもよい。なお，Ｄ．Ｐ．の制御応答性は悪いため，Ｄ．Ｐ．を変更する場合には，式を満たすように炉内の加湿量をフィードフォワード制御することが，より好ましい。ここで，式（１）に代入するとは，厳密に前記（１）と同一の式に代入する態様に限られない。式（１）を常に満足する，より狭い範囲の不等式に代入する態様も含む。また，焼鈍炉内の状態に応じて式（１）を満足するようにＤ．Ｐ．およびＴを制御するとは，式（１）を満足する限りにおいて，Ｄ．Ｐ．またはＴの少なくともいずれか一方を固定する態様を含む。この態様において，式（１）を満足するように鋼帯の成分組成を切り替えても構わない。具体的には，Ｄ．Ｐ．およびＴを固定し，Ｓｉ濃度およびＭｎ濃度が式（１）を満足するように次に通板する鋼帯の成分組成を選択することが考えられる。以上，高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法における操業中の例を説明したが，操業開始前に予め創業条件が式（１）を満足するか否かを確認し，満足しない場合に，Ｓｉ濃度，Ｍｎ濃度，Ｄ．Ｐ．またはＴの少なくとも一つを予め変更する，高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造条件決定方法として実施しても構わない。このような製造条件決定方法は，高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法の一部の工程として実施してもよいし，単独の工程として実施してもよい。
　（冷却帯）
　均熱帯１２内における還元焼鈍に次いで，冷却帯１４，１６で，鋼帯Ｐを冷却する。鋼帯Ｐは，第１冷却帯１４では４８０～５３０℃程度にまで冷却され，第２冷却帯１６では４７０～５００℃程度にまで冷却される。
　次いで，冷却帯１６から排出される鋼帯Ｐに，溶融亜鉛めっき浴２２を用いて，溶融亜鉛めっきを施して高強度溶融亜鉛めっき鋼板を得る。
　溶融亜鉛めっき処理は，浴中有効Ａｌ濃度：０．０９５質量％以上０．１７５質量％以下，残部は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うことが好ましい。ここで浴中有効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。浴中有効Ａｌ濃度を０．０９５質量％以上とすることで，合金化処理後に鋼帯とめっき層との界面に固くて脆いＦｅ－Ｚｎ合金であるγ相が形成されることを防ぎ，良好なめっき密着性を得ることができる。また，浴中有効Ａｌ濃度を０．１７５％以下とすることで，合金化温度を低減し，良好な機械特性を得ることができる。また，浴中有効Ａｌ濃度を０．１７５％以下とすることで，めっき浴中でのドロスの発生量を低減し，ドロスが鋼板に付着して表面欠陥が起こることを防ぐことができる。また，浴中有効Ａｌ濃度を０．１７５％以下とすることで，コスト面も良好である。よって，浴中有効Ａｌ濃度は０．０９５質量％以上０．１７５質量％以下とすることが好ましい。高強度溶融亜鉛めっき鋼板にさらに合金化処理を施す場合，浴中有効Ａｌ濃度はより好ましくは０．１１５質量％以下とする。
　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，溶融亜鉛めっき浴の浴温は通常の４４０～５００℃の範囲とし，鋼帯Ｐの板温を４４０～５５０℃として鋼板を溶融亜鉛めっき浴中に浸入させればよい。めっきの付着量は，ガスワイピングなどで調整することができる。
　鋼帯Ｐに溶融亜鉛めっきを施して高強度溶融亜鉛めっき鋼板を得た後，合金化設備２４を用いて，高強度溶融亜鉛めっき鋼板にさらに合金化処理を施して，合金化高強度溶融亜鉛めっき鋼板を得てもよい。合金化処理により，鋼帯Ｐに施された溶融亜鉛めっきが加熱合金化される。合金化処理は，４６０℃以上の温度で行うことが好ましく，６００℃以下の温度で行うことが好ましい。合金化処理を４６０℃以上とすることで，η相を残存させずにプレス成形性に優れた鋼板を提供することができる。また，合金化処理を６００℃以下とすることで，めっき密着性が良好である。なお，合金化時間は，１０ｓ以上とすることが好ましく，６０ｓ以下とすることが好ましい。
　まず，表１に示す成分組成の鋼を溶製して得た鋼スラブを，熱間圧延，酸洗，冷間圧延によって板厚１．４ｍｍの冷延鋼板とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　次いで，第２加熱帯がＤＦＦ型加熱炉であり，図１に示すように第２加熱帯を４つの群（＃１～＃４）に分け，鋼板移動方向上流側の３つの群（＃１～＃３）を前段，最終ゾーン（＃４）を後段とした連続溶融亜鉛めっき装置により，表２－１および表２－２に示す条件にて，鋼帯に対して第２加熱帯の前段および後段にて酸化処理を施した。なお，前段の雰囲気の空気比は１．１５とし，後段の雰囲気の空気比は０．８５とした。次いで，表２－１および表２－２に示す条件にて還元焼鈍を施した。還元焼鈍は８５秒間施した。鋼帯を４４０～５５０℃まで冷却した後，引き続き，鋼帯に，浴中有効Ａｌ濃度：０．１９７質量％残部はＺｎおよび不可避的不純物からなる４６０℃の溶融亜鉛めっき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／ｍ２に調整して，高強度溶融亜鉛めっき鋼板のサンプルを作製した（ＧＩ）。また，同様の酸化・還元焼鈍を施した後，引き続き，鋼帯に，浴中有効Ａｌ濃度：０．１３２質量％残部はＺｎおよび不可避的不純物からなる４６０℃の溶融亜鉛めっき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／ｍ２に調整して，高強度溶融亜鉛めっき鋼板とし，溶融亜鉛めっき処理に次いで，５２０℃，２０秒で高強度溶融亜鉛めっき鋼板に合金化処理を施して合金化高強度溶融亜鉛めっき鋼板としたサンプルも併せて作製した（ＧＡ）。
　以上により得られた高強度溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ），または合金化高強度溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）について，めっき外観を評価した。以下に，測定方法および評価方法を示す。
＜めっき外観＞
　鋼板表面の外観を目視観察し，不めっきの外観不良がないものを◎，不めっきの外観不良はないが，外観ムラがあるものを〇，不めっきがあるものは×とした。なお，◎，〇であれば合格とした。
　以上により得られた結果を，製造条件と併せて表２－１および表２－２に示す。なお，表２－１および表２－２中で「判定」は，式（１）が満足されていれば〇，満足されていなければ×とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表２－１および表２－２の結果から明らかなように，本発明例においては，Ｓｉに対してＭｎが所定以上含有されている高強度鋼板にめっきを施したにもかかわらず，めっき外観も良好であった。一方，本発明の範囲外の条件で製造された比較例においては，めっき外観が劣位であった。なお，Ｍｎ量が１．７％未満の参考例Ｎｏ．３９～４２については，Ｍｎ量が低いことから，Ｍｎ単独酸化物が多量に生じず，本発明を適用せずとも良好なめっき外観が得られている。［Ｓｉ］／［Ｍｎ］が０．３０超の参考例Ｎｏ．３５～３９，６３～６６については，図２，３で説明したように，酸化物の析出形態が［Ｓｉ］／［Ｍｎ］≦０．３０の場合と異なるため，判定とめっき外観とが必ずしも整合していない。なお，Ｓｉ量が０．２％未満の参考例Ｎｏ．１～４については，Ｓｉ量が低いことから，酸化処理によって十分な量の鉄酸化物が生成されていると考えられ，本発明を適用せずとも良好なめっき外観が得られている。
　本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法によれば，めっき外観に優れ，自動車の車体そのものを軽量化かつ高強度化することができる，高強度溶融亜鉛めっき鋼板を提供することができる。
　１００　連続溶融亜鉛めっき装置
　１０　加熱帯
　１０Ａ　第１加熱帯
　１０Ｂ　第２加熱帯（直火型加熱炉）
　１１　ハースロール
　１２　均熱帯
　１４，１６　冷却帯
　１８　スナウト
　２０　焼鈍炉
　２２　溶融亜鉛めっき浴
　２３　合金化設備
　Ｐ　鋼帯
　３０　めっき層
　３１　Ｓｉ－Ｍｎ表面酸化物
　３２　Ｓｉ－Ｍｎ内部酸化物
　３３　Ｍｎ単独酸化物

Claims (8)

  1. 　加熱帯と，均熱帯と，冷却帯とがこの順に並置された焼鈍炉と，該冷却帯の後に設けられた溶融亜鉛めっき設備と，を有する連続溶融亜鉛めっき装置を用いた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法であって，
    　鋼帯を前記焼鈍炉の内部で，前記加熱帯，前記均熱帯，および前記冷却帯の順に搬送して，該鋼帯に対して焼鈍を施す工程と，
    　前記溶融亜鉛めっき設備を用いて，前記冷却帯から排出される鋼帯に溶融亜鉛めっきを施して高強度溶融亜鉛めっき鋼板を得る工程と，
    を有し，
    　前記鋼帯は，質量％で，Ｍｎ：１．７％以上３．５％以下，およびＳｉ：０．２％以上１．０５％以下を含有し，かつ［Ｓｉ］／［Ｍｎ］≦０．３０を満足する成分組成を有し，
    　前記成分組成，前記均熱帯内の雰囲気の露点，および前記加熱帯の出側温度が下式（１）を満足する，高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
    　Ａ×５０＋Ｂ－Ｃ／３０＜１４０・・・（１）
    ここで，Ａ＝［Ｍｎ］－［Ｓｉ］×４
    　　　　Ｂ＝－０．００６８×（Ｄ．Ｐ．）３－０．５９×（Ｄ．Ｐ．）２－１１．７×（Ｄ．Ｐ．）＋１２０
    　　　　Ｃ＝ｅｘｐ（Ｔ／１００）／［Ｓｉ］
    であり，
    　　　 ［Ｓｉ］：Ｓｉ濃度（質量％）
    　　　 ［Ｍｎ］：Ｍｎ濃度（質量％）
    　　　　Ｄ．Ｐ．：前記均熱帯内の雰囲気の露点（℃）（ただし，－５０℃＜Ｄ．Ｐ．＜－５℃）
    　　　　Ｔ：前記加熱帯の鋼帯出側温度（℃）（４００℃＜Ｔ＜８５０℃）
    である。
  2. 　前記加熱帯は，前段および後段に分かれた直火バーナ炉を備え，
    　前記前段の雰囲気の空気比を，１．０以上１．３未満とし，
    　前記後段の雰囲気の空気比を，０．７以上１．０未満とする，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. 　前記均熱帯内において，該均熱帯の雰囲気の水素濃度を５体積％以上３０体積％以下として，前記鋼帯に７００℃以上９００℃以下の温度域にて１０秒以上３００秒以下の還元焼鈍を施す，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. 　前記溶融亜鉛めっきを施した後，前記高強度溶融亜鉛めっき鋼板にさらに４６０℃以上６００℃以下の温度で１０秒以上６０秒以下加熱する合金化処理を施す，請求項１から３のいずれか１項に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  5. 　前記成分組成がさらに，質量％で，
    C：０．８％以下，
    P：０．１％以下，
    S：０．０３％以下，
    Ａｌ：０．１％以下，
    Ｂ：０．００５％以下および
    Ｔｉ：０．２％以下を含有し，残部がFeおよび不可避的不純物からなる，請求項１から４のいずれか１項に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  6. 　前記成分組成がさらに，質量％で，
    Ｎ：０．０１０％以下，
    Ｃｒ：１．０％以下，
    Ｃｕ：１．０％以下，
    Ｎｉ：１．０％以下，
    Ｍｏ：１．０％以下，
    Ｎｂ：０．２０％以下，
    Ｖ：０．５％以下，
    Ｓｂ：０．２００％以下，
    Ｔａ：０．１％以下，
    Ｗ：０．５％以下，
    Ｚｒ：０．１％以下，
    Ｓｎ：０．２０％以下，
    Ｃａ：０．００５％以下，
    Ｍｇ：０．００５％以下および
    ＲＥＭ：０．００５％以下
    からなる群から選ばれる１種または２種以上を含有する，請求項１から５のいずれか１項に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  7. 　前記成分組成を満たし，かつ互いに異なる成分組成を有する複数種類の鋼帯に対し，各鋼帯のＳｉ濃度およびＭｎ濃度に基づいて，いずれの鋼帯も前記式（１）を満足するように，前記Ｄ．Ｐ．および前記Ｔを制御する，請求項１から６のいずれか１項に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  8. 　前記Ｄ．Ｐ．は－３０℃以下である，請求項１から７のいずれか１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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