WO2022191006A1 - 鋼板の製造方法 - Google Patents

鋼板の製造方法 Download PDF

Info

Publication number
WO2022191006A1
WO2022191006A1 PCT/JP2022/008962 JP2022008962W WO2022191006A1 WO 2022191006 A1 WO2022191006 A1 WO 2022191006A1 JP 2022008962 W JP2022008962 W JP 2022008962W WO 2022191006 A1 WO2022191006 A1 WO 2022191006A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
mass
steel sheet
content
less
steel
Prior art date
Application number
PCT/JP2022/008962
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
修也 前川
昌平 中久保
亮介 大友
Original Assignee
株式会社神戸製鋼所
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Priority claimed from JP2021204254A external-priority patent/JP2022136964A/ja
Application filed by 株式会社神戸製鋼所 filed Critical 株式会社神戸製鋼所
Priority to CN202280018902.0A priority Critical patent/CN117120638A/zh
Priority to EP22766965.2A priority patent/EP4296385A1/en
Priority to KR1020237031385A priority patent/KR20230145590A/ko
Publication of WO2022191006A1 publication Critical patent/WO2022191006A1/ja

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/26—Methods of annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23G—CLEANING OR DE-GREASING OF METALLIC MATERIAL BY CHEMICAL METHODS OTHER THAN ELECTROLYSIS
    • C23G1/00—Cleaning or pickling metallic material with solutions or molten salts
    • C23G1/02—Cleaning or pickling metallic material with solutions or molten salts with acid solutions
    • C23G1/08—Iron or steel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/74—Methods of treatment in inert gas, controlled atmosphere, vacuum or pulverulent material
    • C21D1/76—Adjusting the composition of the atmosphere

Definitions

  • the present invention relates to a method for producing a steel sheet that is suitable for use as a base sheet for hot-dip galvanized steel sheets with high Si content and high strength and high workability and alloyed hot-dip galvanized steel sheets.
  • ultra-high-strength steel sheets having a tensile strength of 980 MPa or more are applied to automobile members such as automobile bodies.
  • a method of adding inexpensive Si to the chemical composition of the steel sheet is known. By including Si in the chemical composition of the steel sheet, not only the strength of the steel sheet but also the workability can be improved.
  • hot-dip galvanized steel sheets GI steel sheets
  • alloyed hot-dip galvanized steel sheets GI steel sheets
  • alloyed hot-dip galvanized steel sheets GA steel plate
  • hot-dip galvanized steel sheets in which Si is added to steel sheets, cover the steel sheet surface with a Si oxide layer during the manufacturing process. It is easy to cause problems such as Furthermore, problems such as peeling of the coating may occur during processing of the alloyed hot-dip galvanized steel sheet.
  • a hot-dip galvanized steel sheet containing Si in the steel material is manufactured using an oxidation-reduction method using an annealing furnace having an oxidation heating zone and a reduction heating zone.
  • the iron oxide generated in the oxidation heating zone is generated in the reduced Fe layer during the reduction annealing, so that the plating wettability during plating can be improved.
  • a method is also used in which an internal oxide layer containing SiO 2 and the like necessary for plating is formed in advance on a steel sheet by increasing the coiling temperature in hot rolling.
  • Patent Document 1 in mass %, C: 0.05 to 0.25%, Si: 0.3 to 2.5%, Mn: 1.5 to 2.8%, P: 0.03% or less, S: 0.02% or less, Al: 0.005 to 0.5%, N: 0.0060% or less, with the balance being Fe and unavoidable impurities.
  • Patent Document 2 discloses a method for producing a high-strength hot-dip galvanized steel sheet excellent in coating adhesion, workability and appearance, wherein C: 0.05 to 0.30%, A hot rolling step of hot rolling a slab containing Si: 0.1 to 2.0% and Mn: 1.0 to 4.0%, winding it into a coil at a specific temperature T C , and pickling it; A cold rolling step in which the hot rolled sheet obtained in the hot rolling step is cold rolled, and an annealing step in which the cold rolled sheet obtained in the cold rolling step is annealed under specific conditions.
  • Patent Document 3 a cold-rolled steel plate, which is a raw steel piece, is hot-rolled, with black scale attached, in an atmosphere in which reduction does not substantially occur. After performing heat treatment in the temperature range of ° C. to form an internal oxide layer on the surface layer of the base iron of the steel sheet, it is obtained by pickling, cold rolling and recrystallization annealing according to the usual method. A rolled steel sheet is described.
  • the present invention provides a method for producing a steel sheet that has a high Si content, can suppress uneven alloying, and has good pickling property without actually including a pickling property evaluation step. With the goal.
  • the present inventors arrived at the present invention as a result of diligent studies aimed at solving the above problems.
  • a steel material having a Si content of 1.0% by mass or more is Formula 1 below, and the following formula 2, (In formulas 1 and 2, T is the soaking holding temperature (° C.) during annealing at 500° C. or higher, t is the soaking holding time (seconds) during annealing, and P (H 2 ) is the H2 concentration ( % by volume) in the surrounding gas atmosphere during annealing) including the step of annealing under conditions that satisfy
  • a steel sheet manufacturing method is a steel material having a Si content of 1.0% by mass or more and a Cr content of 1.0% by mass or less, When the Cr content of the steel material is 0.2% by mass or more and 0.6% by mass or less, the following formula 1A, When the Cr content of the steel material is less than 0.2% by mass, the following formula 1B, Alternatively, when the Cr content of the steel material is more than 0.6% by mass and 1.0% by mass or less, the following formula 1C, (In formulas 1A, 1B, and 1C, T is the soaking holding temperature (° C.) during annealing that is 500° C. or higher, t is the soaking holding time (seconds) during annealing, and Cr [ %] is the Cr content (% by mass) of the steel material) including the step of annealing under conditions that satisfy
  • FIG. 1 is a graph showing the correlation between the amount of dissolved Si (% by weight) and the amount of internal oxide layer (g/m 2 ) in Example 1.
  • FIG. 2 is a graph showing the relationship between the reduced iron area ratio (%) and the grain boundary oxidation depth ( ⁇ m) in the pickling property evaluation test in Example 3.
  • FIG. 3 is a graph showing the correlation between the soaking temperature during annealing and the H 2 concentration based on the pickling property evaluation results in Example 4.
  • Patent Documents 1 to 3 are methods for manufacturing hot-dip galvanized steel sheets and the like in which the Si content of the steel sheets is increased to 1% by mass or more, and methods for forming an internal oxide layer satisfactorily. It is a technology related to
  • the Si content is increased to 1% by mass or more in order to obtain a hot-dip galvanized steel sheet having a tensile strength of 980 MPa or more and high workability
  • the entire surface of the coil cannot be covered by the conventional manufacturing method alone. It is difficult to obtain a uniformly alloyed galvannealed steel sheet.
  • the zinc plating is more uniform near the coil width direction edge (hereinafter also simply referred to as "width direction edge”) of the steel sheet. difficult to alloy with.
  • the coil when the coil is cooled after coiling in hot rolling, the coil is cooled steeply near the edge in the width direction of the steel plate. Therefore, in the vicinity of the edges in the width direction of the steel sheet, it is difficult for the internal oxide layer to grow, and the layer is formed thin. On the other hand, in the vicinity of the center in the width direction of the steel sheet, the internal oxide layer grows sufficiently to form a thick layer. Furthermore, in the subsequent pickling process, the inner oxide layer in the vicinity of the edges in the width direction is preferentially dissolved. Due to the difference in the thickness of the internal oxide layer in the coil width direction, non-uniform alloying occurs.
  • Patent Document 3 according to the method of heat-treating the steel sheet after hot rolling again, more internal oxide layers can be formed.
  • heat treatment of the steel sheet again increases the oxide scale formed on the surface of the steel sheet.
  • the oxide scale is not sufficiently removed and remains, which may cause a problem of poor pickling performance.
  • the oxide scale on the surface of the steel sheet is partially reduced to become reduced iron.
  • the heat treatment temperature is high, the surface of the steel sheet is covered with reduced iron, making it impossible to remove the scale by pickling.
  • reduced iron tends to be formed more in the vicinity of the edges in the width direction of the steel plate than in the vicinity of the center in the width direction of the steel plate due to the influence of the atmosphere in the furnace. Furthermore, such reduced iron is formed more as the amount of Si added to the steel increases.
  • the evaluation of the pickling property of the oxide scale on the steel sheet surface is based on the fact that if the scale is removed after the actual pickling, the pickling property is considered to be good, and the scale cannot be removed. If not, it is evaluated as poor pickling property. In other words, there is no index for quantitatively evaluating the pickling property when the pickling property is good and when the pickling property is poor.
  • the present inventors have developed a steel sheet that can suppress alloying unevenness even if the Si content is high and has good pickling property without actually including a pickling property evaluation process.
  • Various studies have been conducted on the manufacturing method. Then, in the annealing step of the steel sheet manufacturing method, when the soaking holding temperature T, soaking holding time t, and H 2 concentration P (H 2 ) in the surrounding gas atmosphere satisfy a predetermined relational expression, uneven alloying It has been found that the problem of contamination and the problem of pickling can be solved.
  • the soaking holding temperature T, the soaking holding time t, and the Cr content are expressed by a predetermined relational expression according to the Cr content contained in the steel material. It has been found that the problem of uneven alloying and the problem of pickling can be solved by satisfying
  • a method for producing a steel sheet that has a high Si content, can suppress uneven alloying, and has good pickling property without actually including a pickling property evaluation step. can be provided.
  • the term “internal oxide layer” refers to an internal oxide layer containing SiO2 that can be formed inside the steel sheet during heating for hot rolling and annealing (both intergranular and intragranular oxidation (including parts). Furthermore, in the steel sheet produced by the method in the embodiment of the present invention, the internal oxide layer is between the surface layer of the steel sheet and the steel sheet base portion, which is the inner portion of the steel sheet that does not contain oxides such as SiO2 . exists in Further, as will be described in detail later in Examples, the amount of the internal oxide layer can be measured as the amount dissolved per unit area (g/m 2 ) by immersing and dissolving in an acid solution such as hydrochloric acid. can.
  • edges in the coil width direction basically mean both edges in the coil width direction, that is, both ends in the sheet width direction, unless a specific position is indicated.
  • in the vicinity of the edge in the coil width direction (of the steel sheet) means a location around the position of the edge in the coil width direction.
  • steel plate manufacturing method In the steel plate manufacturing method according to the first embodiment of the present invention, a steel material (steel or steel plate) having a Si content of 1.0 mass% or more is used, and the H 2 concentration relationship as described later It is not particularly limited as long as it includes an annealing step under conditions that satisfy a predetermined relational expression including formula.
  • a steel material (steel or steel plate) having a Si content of 1.0% by mass or more and a Cr content of 1.0% by mass or less is used, which will be described later. It is not particularly limited as long as it includes an annealing step under conditions that satisfy a predetermined relational expression according to the Cr content.
  • the first and second embodiments of the present invention may include arbitrary steps as described below.
  • a steel material such as a slab for rolling having a chemical composition in which the Si content is 1.0% by mass or more is produced.
  • a rolling steel having a chemical composition in which the Si content is 1.0 mass% or more and the Cr content is 1.0 mass% or less A steel material such as a slab is produced.
  • the details of the chemical composition of the steel material will be described later.
  • a steel material such as a slab can be prepared by any known method.
  • a method for producing a slab for example, a method of producing a slab by melting steel having a chemical composition described later and performing ingot casting or continuous casting can be used. If necessary, a cast material obtained by ingot casting or continuous casting may be bloomed to obtain a slab.
  • the obtained steel material such as slab is hot-rolled to obtain a hot-rolled steel sheet.
  • Hot rolling may be performed by any known method.
  • the winding temperature is preferably 500°C to 700°C. By setting the winding temperature to 500° C. or higher, the internal oxide layer can be sufficiently grown, and the internal oxide layer can be easily secured in the vicinity of the edges in the width direction after the subsequent steps.
  • the winding temperature is more preferably 520° C. or higher, still more preferably 530° C. or higher. By setting the coiling temperature to 700° C. or lower, the amount of reduced iron generated by cooling after hot rolling can be more reliably reduced, and a steel sheet having better pickling properties can be obtained.
  • the winding temperature is more preferably 680° C. or lower, still more preferably 660° C. or lower.
  • hot rolling the slab before hot rolling is soaked and held at a temperature of 1000° C. to 1300° C. or less according to a conventional method, the finish rolling temperature is set to 800° C. or more, and then coiled as a steel sheet. Just do it.
  • the hot-rolled steel sheet wound up after hot rolling may be naturally cooled to room temperature.
  • the coiled steel sheet is annealed under the conditions of the first embodiment or the second embodiment described below.
  • the coiled steel sheet is annealed so as to satisfy the following relational expression.
  • the steel plate is expressed by the following formula 1, and the following formula 2, (In formulas 1 and 2, T is the soaking holding temperature (° C.) during annealing at 500° C. or higher, t is the soaking holding time (seconds) during annealing, and P (H 2 ) is the H2 concentration ( % by volume) in the surrounding gas atmosphere during annealing).
  • the coiled steel plate is annealed so as to satisfy the following relational expression according to the Cr content contained in the steel material.
  • the steel sheet is annealed under conditions satisfying the following formula 1A.
  • the steel sheet is annealed under conditions that satisfy Formula 1B below.
  • the steel sheet is annealed under the conditions satisfying the following formula 1C.
  • T is the soaking holding temperature (° C.) during annealing that is 500 ° C. or higher
  • t is the soaking holding time (seconds) during annealing
  • Cr [%] is the Cr content (% by mass) of the steel material.
  • the steel sheet manufacturing method of the second embodiment it is preferable to anneal the coiled steel sheet so as to satisfy the following conditions according to the Cr content contained in the steel material.
  • the steel sheet is preferably annealed under the conditions satisfying the above formula 1C.
  • T is the soaking holding temperature (° C.) during annealing that is 500° C. or higher
  • t is the soaking holding time (seconds) during annealing
  • Cr [%] is the Cr content (% by mass) of the steel material.
  • the H 2 concentration (volume %) in the surrounding gas atmosphere during annealing is 0 volume %.
  • the internal oxide layer is allowed to grow satisfactorily to the vicinity of the edges in the width direction of the steel sheet and remain. can be done. As a result, a steel sheet that can be alloyed evenly can be obtained.
  • a steel sheet that can be alloyed evenly can be obtained.
  • the internal oxide layer can be favorably grown and left up to the trailing end (hereinafter also referred to as “rolling direction trailing end”).
  • annealing is performed under the conditions defined by the upper limit value of Formula 1 and Formula 2, or under the conditions defined by the upper limit value of Formula 1A, Formula 1B, or Formula 1C according to the Cr content.
  • the production of reduced iron on the surface of the steel sheet can be sufficiently suppressed.
  • a steel sheet having good pickling property can be obtained without an actual pickling property evaluation step, and therefore scale removal in subsequent pickling is not difficult.
  • the amount x (g/m 2 ) of the internal oxide layer formed during annealing is given by the following formula, where T (°C) is the soaking holding temperature during annealing and t (seconds) is the soaking holding time during annealing. Proportional to the value represented by 3.
  • Equation 4 A is a coefficient.
  • x 2 obtained by substituting the conditions of a soaking holding temperature T of 540 ° C. and a soaking holding time t of 30 hours (108000 seconds) into the above formula 4, as represented by the following formula 5, the lower limit Specified as a value.
  • the regulation of this lower limit value can be used as a condition for producing a steel sheet capable of suppressing uneven alloying.
  • such a lower limit is also simply referred to as "lower limit for alloying unevenness of the internal oxide layer" or "lower limit”. If the soaking temperature T is too low, an internal oxide layer cannot be formed, so T in the following formula 5 is 500° C. or higher.
  • the upper limit Defined as The regulation of this upper limit value can be used as a condition for suppressing the production of reduced iron and producing a steel sheet having good pickling properties.
  • such an upper limit value is also simply referred to as "the upper limit value for the pickling property of the internal oxide layer" or "upper limit value”.
  • the formula 1 is derived. Furthermore, the H 2 concentration P (H 2 ) (% by volume) in the ambient gas atmosphere during annealing must also satisfy the condition of Equation 2 above in relation to the soaking temperature T (°C).
  • the method of defining the lower limit "0.19" for the uneven alloying of the internal oxide layer is the same as in the first embodiment.
  • the upper limit value in the second embodiment is defined as follows.
  • the same upper limit is defined based on the numerical value of the upper limit when the Cr content is 0.2% by mass. Specifically, when the Cr content is less than 0.2% by mass, the conditions of a soaking holding temperature T of 620 ° C. and a soaking holding time t of 30 hours (108000 seconds) are substituted into the above formula 4.
  • the resulting x2 is defined as the upper limit for the pickling properties of the internal oxide layer, as expressed in Equation 6 above. This upper limit can be a condition for suppressing the formation of reduced iron when the Cr content is less than 0.2% by mass and for producing a steel sheet having good pickling properties.
  • the same upper limit is specified based on the numerical value of the upper limit when the Cr content is 0.6% by mass.
  • the condition of the soaking holding temperature T of 650 ° C. and the soaking holding time t of 30 hours (108000 seconds) is expressed by the above formula x2 obtained by substituting for 4 is defined as the upper limit value for the pickling property of the internal oxide layer, as expressed in Equation 7 below.
  • This upper limit is a condition for producing a steel sheet that suppresses the generation of reduced iron and has good pickling properties when the Cr content is more than 0.6% by mass and 1.0% by mass or less.
  • the upper limit when the Cr content is 0.2% by mass or more and 0.6% by mass or less is 0.63, and the upper limit when the Cr content is 0.6% by mass.
  • the straight line of the upper limit value for the Cr content passing through the two points of 0.93 is defined as the upper limit value for the pickling property of the inner oxide layer, as represented by the following formula 8.
  • This upper limit is a condition for producing a steel sheet with good pickling properties by suppressing the generation of reduced iron when the Cr content is 0.2% by mass or more and 0.6% by mass or less. can be
  • the formulas 1A, 1B and 1C are derived according to the Cr content in the steel material.
  • the Cr content is 0.2% by mass.
  • a straight line of the upper limit value for the Cr content passing through two points, the upper limit value of 0.63 when the Cr content is 0.6% by mass and the upper limit value of 0.93 when the Cr content is 0.6% by mass, is represented by the above formula 8. It may be defined as an upper limit for the pickling properties of the layer.
  • the pickling method is not particularly limited, and any known method may be applied.
  • the scale may be removed by immersion in hydrochloric acid or the like.
  • annealing is performed under the conditions defined by the upper limit value of the above formula 1 and the above formula 2 in the previous annealing step.
  • the upper limit value of the above formula 1A, the above formula 1B, or the above formula 1C is defined according to the Cr content in the steel material in the previous annealing step. It is annealed under the conditions (preferably the conditions defined by the upper limit of the above formula 1A or the above formula 1C). Therefore, the formation of reduced iron on the surface of the steel sheet is sufficiently suppressed, and the steel sheet to be pickled has good pickling properties.
  • the pickling conditions such as the concentration of the pickling solution, the temperature of the pickling solution, and the pickling time
  • the problem of residual oxide scale does not occur and can be easily removed. And the scale attached to the steel plate can be removed efficiently.
  • the hydrochloric acid concentration is preferably set to 3% by mass or more, more preferably 5% by mass or more.
  • the concentration of hydrochloric acid is preferably set to 20% by mass or less, more preferably 15% by mass or less.
  • the temperature of the pickling solution may be set preferably at 60° C. or higher, more preferably at 70° C. or higher.
  • the temperature of the pickling solution is preferably set to 90° C. or lower, more preferably 80° C. or lower.
  • the pickling time may be appropriately adjusted according to the concentration and temperature of the pickling solution.
  • the steel plate after pickling may be subjected to cold rolling.
  • the cold rolling method is not particularly limited, and any known method may be applied.
  • the cold rolling rate of cold rolling can be in the range of 10% to 70%.
  • the plate thickness of the steel plate is not particularly limited.
  • the steel sheet in the first embodiment or the second embodiment can be manufactured.
  • Hot-dip galvanized steel sheet and alloyed hot-dip galvanized steel sheet It is suitably used as a base sheet for steel sheets and alloyed hot-dip galvanized steel sheets.
  • An example of a method for manufacturing such a hot-dip galvanized steel sheet and an alloyed hot-dip galvanized steel sheet will be described below.
  • annealing by a redox method is applied to the surface of the steel sheet produced in the above-described first embodiment or second embodiment.
  • an Fe oxide layer is formed on the surface of the steel sheet by subjecting the surface of the steel sheet to oxidation treatment. Further, the Fe oxide layer is subjected to a reduction treatment (also referred to as “reduction annealing treatment” in this specification) in a reducing atmosphere to form a reduced Fe layer.
  • a reduction treatment also referred to as “reduction annealing treatment” in this specification
  • oxygen supplied from the oxidized Fe layer by reduction oxidizes Si and Mn inside the steel sheet.
  • the Fe oxide layer becomes a barrier layer
  • the oxide of Si can be kept inside the steel sheet, and the amount of solid solution Si increases near the surface layer of the steel sheet. can be suppressed.
  • the wettability to hot-dip galvanization can be improved, and finally the alloying unevenness can be more reliably reduced.
  • Oxidation treatment and reduction treatment may be carried out using any known single or plural pieces of equipment.
  • equipment of a continuous galvanizing line CGL
  • CGL continuous galvanizing line
  • the oxidation treatment and reduction treatment by the oxidation-reduction method are performed in, for example, a non-oxidizing furnace (NOF: Non Oxygen Furnace) type or a direct firing furnace (DFF: Direct Fired Furnace) type annealing furnace in a continuous hot-dip galvanizing line. It is more preferable to use
  • NOF Non Oxygen Furnace
  • DFF Direct Fired Furnace
  • the oxidation treatment is preferably performed on the surface of the steel sheet at a steel sheet temperature of 750°C or less in, for example, an oxidizing heating zone in an annealing furnace of NOF or DFF type.
  • a hot-dip galvanized steel sheet having good coating adhesion can be obtained.
  • the steel sheet temperature in the oxidation treatment is preferably 730°C or lower, more preferably 720°C or lower, and even more preferably 700°C or lower.
  • the lower limit of the steel sheet temperature in the oxidation treatment is not particularly limited as long as it is a temperature at which an Fe oxide layer is formed on the surface of the steel sheet in a gas atmosphere, which will be described later.
  • the steel sheet temperature in the oxidation treatment is preferably 650°C or higher, more preferably 670°C or higher.
  • the heating time in the oxidation treatment is preferably 10 seconds or longer, more preferably 15 seconds or longer. Also, for example, the temperature rising time in the oxidation treatment is preferably 120 seconds or less, more preferably 90 seconds or less.
  • the oxidation treatment is not particularly limited, but can be performed in a gas atmosphere containing, for example, O2 , CO2 , N2 and H2O . More specifically, the oxidation treatment is performed in a combustion gas such as coke oven gas (COG) or liquefied petroleum gas (LPG) in a NOF or DFF annealing furnace. Combustion can be carried out in a gas atmosphere with controlled O 2 concentration. It is preferable to control the O 2 concentration in the range of 100 ppm to 17000 ppm. The O2 concentration is more preferably controlled at 500 ppm or higher, more preferably 2000 ppm or higher. Also, the O 2 concentration is more preferably controlled at 15000 ppm or less, more preferably 13000 ppm or less.
  • COG coke oven gas
  • LPG liquefied petroleum gas
  • the heating temperature (soaking temperature) of the steel sheet in the reduction annealing treatment is not particularly limited, and may be performed at a temperature at which the Fe oxide layer formed by the oxidation treatment becomes a reduced Fe layer. Specifically, it is preferable to perform reduction annealing at a soaking temperature of Ac 3 or higher.
  • the Ac 3 point can be calculated by the following formula (i) (“Leslie Iron and Steel Materials Science” (published by Maruzen Co., Ltd., written by William C. Leslie, p273)). Element symbols enclosed in brackets [ ] in formula (i) represent the content (% by mass) of the element.
  • the heating time (soaking holding time) in the reduction treatment is not particularly limited, and may be appropriately adjusted so that the oxidized Fe layer formed by the oxidation treatment becomes the reduced Fe layer.
  • the heating time in the reduction treatment is preferably 30 seconds or longer, more preferably 45 seconds or longer.
  • the heating time in the reduction treatment is preferably 600 seconds or less, more preferably 500 seconds or less.
  • the reduction annealing treatment can be performed by any known treatment method, for example, in a reduction heating zone in a NOF type or DFF type annealing furnace. Specifically, it can be carried out by heating the surface of the steel sheet in a reducing atmosphere mainly containing an inert gas such as H2 gas and N2 .
  • a mixed gas containing H 2 gas and an inert gas such as N 2 for example, the H 2 gas can be contained at a rate of 3% to 25% by volume, and the inert gas such as N 2 can be contained as the balance. .
  • a hot-dip galvanized steel sheet can be produced by subjecting the steel sheet after reduction treatment to hot-dip galvanizing treatment to form a galvanized layer on the surface of the steel sheet.
  • the hot-dip galvanizing method is not particularly limited, and any known method may be applied.
  • a galvanized layer can be formed on the surface of the steel sheet by immersing the steel sheet in a galvanizing bath at a steel sheet temperature of about 400°C to 500°C.
  • the immersion time of the steel sheet in the galvanizing bath may be adjusted according to the desired amount of galvanized coating.
  • the method for producing a galvannealed steel sheet further includes a step of alloying the galvanized layer formed on the galvannealed steel sheet obtained by the above method.
  • the Fe atoms contained in the steel sheet can diffuse into the galvanized layer and alloy the galvanized layer.
  • the alloying method is not particularly limited, and any known method can be applied.
  • the alloying temperature is not particularly limited, it can be preferably set at 480.degree. C. to 650.degree.
  • the heating time at the alloying temperature is also not particularly limited, but can be preferably set to 10 seconds to 40 seconds, for example.
  • the heating for alloying can be carried out, for example, in an air atmosphere.
  • the chemical composition of the steel material used in the steel sheet manufacturing method in the first embodiment is not particularly limited except for Si.
  • the chemical composition of the steel material used in the steel plate manufacturing method in the second embodiment is not particularly limited except for Si and Cr.
  • Si 1% by mass or more
  • Si is an inexpensive steel strengthening element and does not easily affect the workability of the steel sheet.
  • Si is an element that can suppress the decomposition of retained austenite, which is useful for improving the workability of steel sheets, to form carbides.
  • the Si content is 1.0% by mass or more, preferably 1.1% by mass or more, and more preferably 1.2% by mass or more in order to effectively exhibit such effects.
  • the upper limit of the Si content is not particularly limited. may occur and cause surface defects in the steel sheet. Therefore, for example, the Si content is preferably 3.0% by mass or less, more preferably 2.7% by mass or less, and even more preferably 2.5% by mass or less, from the viewpoint of production stability.
  • Mn is also a cheap steel strengthening element and is effective in improving the strength of the steel sheet.
  • Mn is a strengthening element that is particularly effective in ensuring the ultimate tensile strength of a hot-dip galvanized steel sheet of 980 MPa or more by adding it to steel together with Si and, if necessary, together with C.
  • Mn is an element that stabilizes austenite and contributes to the improvement of workability of the steel sheet by forming retained austenite.
  • the Mn content is preferably 1.5% by mass or more, more preferably 1.8% by mass or more, and still more preferably 2.0% by mass or more.
  • the Mn content is preferably 3.0% by mass or less, more preferably 2.8% by mass or less, and even more preferably 2.7% by mass or less.
  • C is an element that is effective in improving the strength of steel sheets.
  • Mn tensile strength of hot-dip galvanized steel sheets of 980 MPa or more
  • C is an element necessary for securing retained austenite and improving workability.
  • the C content is preferably 0.08% by mass or more, more preferably 0.11% by mass or more, and still more preferably 0.13% by mass or more.
  • the C content is preferably 0.30% by mass or less, more preferably 0.25% by mass or less, and even more preferably 0.20% by mass or less.
  • P preferably more than 0% by mass and 0.1% by mass or less
  • P is an element that inevitably exists as an impurity element. Excessive P content may deteriorate weldability. Therefore, the P content is preferably controlled to 0.1% by mass or less, more preferably 0.08% by mass or less, and even more preferably 0.05% by mass or less.
  • S is an element that inevitably exists as an impurity element.
  • steel unavoidably contains S in the order of 0.0005% by mass.
  • Excessive S content forms sulfide inclusions, promotes hydrogen absorption in a corrosive environment, deteriorates the delayed fracture resistance of the steel sheet, and may deteriorate the weldability and workability of the steel sheet. Therefore, the S content is preferably controlled to 0.05% by mass or less, more preferably 0.01% by mass or less, and even more preferably 0.005% by mass or less.
  • Al is an element having a deoxidizing action.
  • the Al content is preferably more than 0% by mass, more preferably 0.005% by mass or more, and still more preferably 0.02% by mass or more. If the Al content is excessive, inclusions such as alumina may increase and the workability of the steel sheet may deteriorate. Therefore, the Al content is preferably 1.0% by mass or less, more preferably 0.8% by mass or less, and even more preferably 0.5% by mass or less.
  • Cr is an element effective in improving the strength of the steel sheet. Furthermore, Cr is an element that improves the corrosion resistance of the steel sheet, and has the effect of suppressing the generation of hydrogen due to corrosion of the steel sheet. Specifically, Cr has the effect of promoting the production of iron oxide ( ⁇ -FeOOH). Iron oxide is said to be thermodynamically stable among rusts that form in the atmosphere and to have protective properties. By promoting the formation of such rust, it is possible to suppress the penetration of the generated hydrogen into the steel sheet, and even when the steel sheet is used in a severe corrosive environment, for example, in the presence of chlorides, hydrogen-induced cracking does not occur. sufficiently suppressed.
  • the Cr content is preferably more than 0% by mass, more preferably 0.003% by mass or more, and still more preferably 0.01% by mass or more.
  • the Cr content is preferably 1.0% by mass or less, more preferably 0.8% by mass or less, and even more preferably 0.6% by mass or less.
  • the Cr content is preferably more than 0% by mass and 0.4% by mass or less in order to more reliably obtain a good effect on pickling property. It is more preferably 1% by mass or more and 0.3% by mass or less, further preferably 0.2% by mass or more and 0.3% by mass or less, and particularly preferably 0.2% by mass.
  • the Cr content should be 1% by mass or less. Specifically, by adjusting the soaking holding temperature T, the soaking holding time t, and the Cr content so as to satisfy a predetermined relational expression according to the Cr content, a good effect on the pickling property can be obtained. Obtainable.
  • Cu is also an element that is effective in improving the strength of the steel sheet, has the effect of suppressing the generation of hydrogen due to corrosion of the steel sheet, and improves the corrosion resistance of the steel sheet.
  • Cu like Cr, also has the effect of promoting the production of iron oxide.
  • the Cu content is preferably more than 0% by mass, more preferably 0.003% by mass or more, and still more preferably 0.05% by mass or more.
  • the Cu content is preferably 1.0% by mass or less, more preferably 0.8% by mass or less, and even more preferably 0.5% by mass or less.
  • Ni preferably more than 0% by mass and 1.0% by mass or less
  • Ni is also an element that is effective in improving the strength of the steel sheet, has the effect of suppressing the generation of hydrogen due to corrosion of the steel sheet, and improves the corrosion resistance of the steel sheet.
  • Ni, like Cr and Cu also has the effect of promoting the production of iron oxide.
  • the Ni content is preferably more than 0% by mass, more preferably 0.003% by mass or more, and still more preferably 0.05% by mass or more. From the viewpoint of workability of the steel sheet, the Ni content is preferably 1.0% by mass or less, more preferably 0.8% by mass or less, and even more preferably 0.5% by mass or less.
  • Ti is also an element that is effective in improving the strength of the steel sheet, has the effect of suppressing the generation of hydrogen due to corrosion of the steel sheet, and improves the corrosion resistance of the steel sheet.
  • Ti, like Cr, Cu and Ni also has the effect of promoting the production of iron oxide.
  • Ti, like B and Cr is an element that is also effective for the delayed fracture resistance of steel sheets, so it can be added in an amount that does not affect workability such as strength and elongation of steel sheets.
  • the Ti content is preferably more than 0% by mass, more preferably 0.003% by mass or more, and still more preferably 0.05% by mass or more. From the viewpoint of workability of the steel sheet, the Ti content is preferably 0.15% by mass or less, more preferably 0.12% by mass or less, and even more preferably 0.10% by mass or less.
  • Nb is an element that is effective in improving the strength of the steel sheet and also refines the austenite grains after quenching to improve the toughness of the steel sheet.
  • the Nb content is preferably more than 0% by mass, more preferably 0.03% by mass or more, and still more preferably 0.005% by mass or more.
  • the Nb content is preferably 0.15% by mass or less, more preferably 0.12% by mass or less, and even more preferably 0.10% by mass or less.
  • V preferably more than 0% by mass and 0.15% by mass or less
  • V is also an element that is effective in improving the strength of the steel sheet and refines the austenite grains after quenching to improve the toughness of the steel sheet.
  • the V content is preferably more than 0% by mass, more preferably 0.03% by mass or more, and still more preferably 0.005% by mass or more.
  • the V content is preferably 0.15% by mass or less, more preferably 0.12% by mass or less, and even more preferably 0.1% by mass or less.
  • B is an element useful for improving the hardenability and weldability of steel sheets.
  • B is an element effective for the delayed fracture resistance of the steel sheet, like Ti and Cr, so it can be added in an amount that does not affect workability such as strength and elongation of the steel sheet.
  • the B content is preferably more than 0% by mass, more preferably 0.0002% by mass or more, still more preferably 0.0003% by mass or more, and particularly preferably 0.0004% by mass. % or more.
  • the B content is preferably 0.005% by mass or less, more preferably 0.004% by mass or less, and even more preferably 0.003% by mass or less.
  • N is an element that inevitably exists as an impurity element. If the N content becomes excessive, there is a possibility that nitrides are formed and the workability of the steel sheet is deteriorated. In particular, when the steel sheet contains B in order to improve hardenability, N combines with B to form BN precipitates and inhibits the effect of B on improving hardenability. Therefore, the N content is preferably controlled to 0.01% by mass or less, more preferably 0.008% by mass or less, and even more preferably 0.005% by mass or less.
  • the chemical composition of the steel material in the first and second embodiments of the present invention further contains other well-known arbitrary components within a range that does not impede strength and sufficient workability. You can also
  • the balance is Fe and unavoidable impurities.
  • unavoidable impurities contamination of trace elements (eg, As, Sb, Sn, etc.) brought in depending on the conditions of raw materials, materials, manufacturing facilities, etc. is allowed.
  • P, S and N as described above can be said to be unavoidable impurities because the smaller the content, the better.
  • the present invention can exhibit its effect by suppressing the content of these elements to a specific range, they are defined as above.
  • "inevitable impurities" constituting the balance is a concept excluding elements whose composition ranges are defined.
  • the Si content is 1% by mass or more
  • the suppression of alloying unevenness and good pickling property are achieved.
  • Compatible steel sheets can be obtained.
  • the annealing conditions of the soaking temperature T, the soaking time t, and the H 2 concentration P (H 2 ) in the surrounding gas atmosphere are A steel sheet having the above effects can be efficiently obtained simply by setting the conditions so as to satisfy a predetermined relational expression.
  • the annealing conditions of the soaking holding temperature T and the soaking holding time t are adjusted according to the Cr content so as to satisfy a predetermined relational expression.
  • a steel sheet having the above effects can be efficiently obtained only by setting the values.
  • a continuous hot-dip galvanizing line is used.
  • oxidation treatment, reduction treatment, hot-dip galvanizing treatment and alloying treatment can be performed continuously in a series of production lines. According to such a production line, it is possible to efficiently produce a high-strength, high-workability hot-dip galvannealed steel sheet with uniform alloying at a low cost while maintaining product quality.
  • the galvannealed steel sheet manufactured in this way can have a tensile strength of 980 MPa or more.
  • a method for manufacturing a steel sheet according to the first aspect of the present invention comprises a steel material having a Si content of 1.0% by mass or more, Formula 1 below, and the following formula 2, (In formulas 1 and 2, T is the soaking holding temperature (° C.) during annealing at 500° C. or higher, t is the soaking holding time (seconds) during annealing, and P (H 2 ) is the H2 concentration ( % by volume) in the surrounding gas atmosphere during annealing) including the step of annealing under conditions that satisfy
  • a steel sheet manufacturing method is a steel material having a Si content of 1.0% by mass or more and a Cr content of 1.0% by mass or less, When the Cr content of the steel material is 0.2% by mass or more and 0.6% by mass or less, the following formula 1A, When the Cr content of the steel material is less than 0.2% by mass, the following formula 1B, Alternatively, when the Cr content of the steel material is more than 0.6% by mass and 1.0% by mass or less, the following formula 1C, (In formulas 1A, 1B, and 1C, T is the soaking holding temperature (° C.) during annealing that is 500° C. or higher, t is the soaking holding time (seconds) during annealing, and Cr [ %] is the Cr content (% by mass) of the steel material) including the step of annealing under conditions that satisfy
  • the steel material having a Si content of 1.0% by mass or more and a Cr content of 1.0% by mass or less is When the Cr content of the steel material is 0.6% by mass or less, the following formula 1A, Alternatively, when the Cr content of the steel material is more than 0.6% by mass and 1.0% by mass or less, the following formula 1C, (In formulas 1A and 1C, T is the soaking holding temperature (° C.) during annealing at 500° C. or higher, t is the soaking holding time (seconds) during annealing, and Cr [%] is Cr content (% by mass) of the steel material) It is preferable to include a step of annealing under conditions satisfying
  • the steel sheet manufacturing method described above further includes a step of hot-rolling the steel material before the annealing and winding the steel material at 500°C to 700°C.
  • the steel sheet manufacturing method described above further includes a step of pickling the steel sheet after the annealing and then cold rolling the steel sheet.
  • Example 1 In Example 1, the lower limit of the amount x (g/m 2 ) of the internal oxide layer that can suppress uneven alloying was determined.
  • a steel plate is actually manufactured using a steel material having a Si content of 1.0% by mass or more, and the solid solution Si amount (% by weight) (in detail, is the average amount of dissolved Si (% by weight)), the amount of the internal oxide layer (g/m 2 ), and the effect of suppressing uneven alloying.
  • a steel material (steel grade A) having a chemical composition shown in Table 1 below was melted in a converter, and then a slab was produced by continuous casting.
  • the resulting slab was hot-rolled to a plate thickness of 2.0 mm at a final rolling temperature of 900° C., coiled at 640° C., and cooled to room temperature.
  • the hot-rolled steel sheet was put into an annealing furnace and annealed.
  • the annealing conditions were as follows: in a non-reducing atmosphere of N 2 -0.5% by volume H 2 , the hot-rolled steel sheet was heated to 580° C. in about 8.5 hours, soaked at 580° C. for 30 hours, Then, it was cooled down to 200° C.
  • the obtained annealed steel sheet was pickled by immersing it in hydrochloric acid having a concentration of 8% by weight at 85° C. for 40 seconds. Finally, the steel sheet was cold-rolled from 2.0 mm to 1.4 mm in thickness to obtain a desired steel sheet.
  • test pieces of 20 mm ⁇ 20 mm ⁇ 1.4 mm (thickness) were cut out from various positions on the obtained steel plate with a shear cutting machine.
  • the solid-solution Si amount (% by weight), more specifically, the average value (% by weight) of the solid-solution Si amount from the surface of the steel sheet to a depth of 1 ⁇ m was measured for each test piece.
  • the amount of solid solution Si on the surface of the steel sheet was measured using a fully automatic scanning X-ray photoelectron spectrometer (manufactured by ULVAC-Phi, Inc., "Quantera-SXM").
  • the amount (g/m 2 ) of the internal oxide layer of the test piece for which the solid solution Si amount (% by weight) was measured was measured.
  • the cut test piece was immersed in hydrochloric acid having a concentration of 10% by mass at a temperature of 80° C., and the dissolution amount per unit area (g/m 2 ) was measured.
  • the graph in FIG. 1 shows the correlation between the solid solution Si amount (% by weight) and the internal oxide layer amount (g/m 2 ) measured in this way.
  • the following equation indicated by a dashed line in the graph of FIG. 1 is an equation derived by regression analysis.
  • a galvannealed steel sheet was manufactured from the obtained steel sheet. did.
  • a continuous hot-dip galvanizing line having an NOF type annealing furnace was applied to the obtained steel sheet, and oxidation treatment, reduction treatment, hot-dip galvanizing treatment and alloying treatment were performed.
  • oxidation treatment a steel sheet temperature of about 710° C. (680° C.-730° C.) is reached with a heating time of 45 seconds in a flue gas atmosphere containing less than 17000 ppm of O 2 and CO 2 , N 2 and H 2 O.
  • the steel plate was heated so that
  • the "steel sheet temperature” means the maximum sheet temperature of the steel sheet heated and controlled in the NOF, which is the oxidation heating zone.
  • the reduction treatment was performed by heating for 50 seconds at a soaking temperature of about 800° C. (770° C. to 820° C.) in a N 2 —H 2 gas atmosphere.
  • the hot dip galvanizing treatment the steel sheet after reduction was immersed in a galvanizing bath at 430° C. to form a hot dip galvanizing layer. A hot-dip galvanized steel sheet was obtained in this manner, and then an alloyed hot-dip galvanized steel sheet was obtained by an alloying treatment.
  • the alloyed hot-dip galvanized steel sheet obtained in this way was evaluated whether or not uneven alloying was suppressed. Specifically, the appearance of the obtained alloyed hot-dip galvanized steel sheet was visually observed, and the case where Zn—Fe alloying progressed and the metallic luster of Zn was lost was evaluated as “ ⁇ ”. On the other hand, the case where the metallic luster of Zn remained was evaluated as "x".
  • the solid solution Si amount from the surface of the steel sheet to a depth of 1 ⁇ m is 1.36% by weight or less, there is no uneven alloying at the surface of the steel sheet with the solid solution Si amount. was found to be able to be suppressed.
  • the solid solution Si amount of 1.36% by weight or less corresponds to the internal oxide layer amount of 4.4 g/m 2 or more. That is, it was found that if the amount of the internal oxide layer is 4.4 g/m 2 or more, uneven alloying can be suppressed at the surface portion of the steel sheet exhibiting the amount of the internal oxide layer.
  • Example 2 first, the coiling temperature for hot rolling was 550°C, the soaking temperature during annealing was 540°C, and the soaking time during annealing was 30 hours (108000 seconds).
  • a steel plate was manufactured by the same method as in Example 1. Furthermore, in the same manner as in Example 1, the amount (g/m 2 ) of the internal oxide layer of the test piece at a predetermined position of the steel plate was measured. In Example 2, a steel plate was manufactured using not only the steel material of steel type A but also the steel material of steel type B shown in Table 2 below, and the amount (g/m 2 ) of the internal oxide layer was measured.
  • a test piece of the steel plate was cut from a position 10 m from the front end in the rolling direction of the steel plate and a position from 0 mm to 20 mm, 20 mm to 40 mm, 40 mm to 60 mm, or 60 mm to 80 mm from the edge of the steel plate in the coil width direction.
  • the test piece at any position exceeded the lower limit (that is, 4.4 g/m 2 ) of the amount of the internal oxide layer capable of suppressing uneven alloying calculated in Example 1 described above.
  • the steel sheet manufactured in Example 2 can suppress alloying unevenness particularly in the coil width direction.
  • x2 which is obtained by substituting the annealing conditions of Example 2 into Equation 4
  • x2 obtained by substituting into the formula 4 can be defined as the lower limit value of the uneven alloying of the internal oxide layer, as represented by the formula 5. This is based on the knowledge that if the amount of the internal oxide layer is too small, the amount of dissolved Si in the vicinity of the surface of the steel sheet increases, resulting in uneven alloying.
  • Table 3 The results of Example 2 are summarized in Table 3 below.
  • Example 3 In Example 3, in order to have a good pickling effect, the reduced iron area ratio (%) with respect to the oxide scale area of the test piece near the width direction edge of the steel sheet after annealing (hereinafter simply referred to as "reduced iron area The upper limit of the ratio (%) was determined.
  • test piece before pickling were manufactured in the same manner as in Example 1 except that the soaking temperature and soaking time during annealing were changed. After that, the area ratio (%) of reduced iron to the oxide scale area of the test piece in the vicinity of the edge in the width direction of each steel plate after annealing was measured. Specifically, the test piece near the edge in the width direction of the steel plate was cut from a portion 0 mm to 100 mm from the edge in the width direction, which is randomly positioned in the direction parallel to the rolling direction of the steel plate.
  • the scale image observed in the cross-sectional SEM image of the test piece is binarized by Otsu's method, and the area ratio of the group with high brightness is calculated to measure the area ratio of the reduced iron. did.
  • the grain boundary oxidation depth ( ⁇ m) in the internal oxide layer was also measured at the same time.
  • the grain boundary oxidation depth is measured from five random points in the direction horizontal to the surface of the test piece, It was measured by calculating the average value.
  • the grain boundary oxidation depth ( ⁇ m) in the internal oxide layer increases, that is, when the amount (g/m 2 ) of the internal oxide layer increases, the reduced iron area ratio (%) increases. do.
  • each of the obtained annealed steel sheets was pickled by immersing it in hydrochloric acid having a concentration of 10% by weight at 80°C for 40 seconds. After the pickling, the state of residual reduced iron in each test piece near the edge in the width direction of the steel sheet was visually observed. Then, the case where the reduced iron does not remain is indicated as " ⁇ ", the case where the reduced iron is peeled off by shaking in the pickling solution is indicated as " ⁇ ”, and the case where the reduced iron remains is indicated as " ⁇ ”.
  • Pickling property was evaluated. Further, with respect to such evaluation, the steel sheets with the evaluation result of "O" were taken as examples of the present invention. These results are shown in Table 4 below together with the results of reduced iron area ratio (%) and grain boundary oxidation depth ( ⁇ m) measured before pickling. Moreover, in FIG. 2, the pickling property evaluation test of Table 4 was graphed.
  • Example 4 with respect to the annealing conditions, the soaking holding time was 30 hours (108000 seconds), the soaking holding temperature and the H2 concentration in the surrounding gas atmosphere during annealing were changed, and other conditions were the same as in Example 1.
  • Various steel sheets before pickling were manufactured by the same method.
  • the reduced iron area ratio (%) was measured by the same method as in Example 3.
  • test no. In 54 the measured reduced iron area ratio was below the upper limit of the reduced iron area ratio (that is, less than 45%) that can have good pickling property calculated in Example 3 described above. Therefore, test no. Steel sheets produced at 54 are meant to have good pickling properties.
  • test no. x2 obtained by substituting the annealing conditions of 54 into the above equation 4 is the square of the amount of the internal oxide layer. Therefore, x2 obtained by the substitution can be defined as the upper limit value of the pickling property of the internal oxide layer, as represented by the above formula 6 . This is based on the knowledge that if the amount of the internal oxide layer increases by increasing the soaking temperature, more reduced iron is produced, and good pickling performance cannot be obtained. .
  • FIG. 3 is a graph plotting the soaking holding temperature during annealing and the H 2 concentration in the surrounding gas atmosphere in Table 5 above.
  • the annealing conditions in No. 55 are plotted together with the pickling evaluation results based on the results of Example 3 above. Specifically, when the reduced iron area ratio showing good pickling property is less than 45%, it is indicated as " ⁇ ", and when the reduced iron area ratio not showing good pickling property is 45% or more, " x” is plotted.
  • the reduced iron area ratio is assumed to be about 42, which is the average of both.
  • Test No. in which the evaluation of pickling property is divided when the H 2 concentration P is 1%. 50 and test no. Under the condition of 600° C., which is an intermediate heat holding temperature T between 53 and 53, the reduced iron area ratio is assumed to be about 31, which is the average of both. All of these correspond to figures of less than 45% which indicate good pickling properties. Therefore, by using these conditions, a relational expression between the H 2 concentration P(H 2 ) and the soaking temperature T can be derived.
  • Test No. 50 H 2 concentration P is 1% by volume and soaking temperature T is 590° C.
  • Test No. 54 the H 2 concentration P is 0% by volume and the soaking temperature T is 620° C.
  • the soaking holding temperature T and the soaking temperature By setting the holding time t and the H 2 concentration P (H 2 ) in the ambient gas atmosphere, it is possible to efficiently obtain a steel sheet that achieves both suppression of alloying unevenness and good pickling property.
  • Example 5 In Example 5, an example of a method for manufacturing a steel sheet from which the lower limit value of "0.19" of Formulas 1A, 1B, and 1C in the second embodiment is derived will be described in detail. Furthermore, in the second embodiment, “0.75Cr [%] + 0.48" which is the upper limit of the formula 1A, "0.63” which is the upper limit of the formula 1B, and the upper limit of the formula 1C An example of the steel plate manufacturing method from which the value "0.93" was derived will also be described in detail.
  • Example 5 not only the steel material of steel type A shown in Table 1 above used in Examples 1 to 4, but also the steel material of steel type C having a different Cr content shown in Table 6 below was used.
  • the soaking holding time was 30 hours ( 108000 seconds)
  • the H2 concentration in the surrounding gas atmosphere during annealing was 0% by volume
  • the soaking holding temperature was changed for each test, before pickling.
  • Various steel sheets were manufactured.
  • Other detailed methods are the same as in the fourth embodiment described above. Further, as can be seen from Table 7 shown later, the test using the steel material of steel type A having a Cr content of 0.2% by mass was the test No. shown in Table 5 of Example 4 above. 54 and test no. 55.
  • the amount of decarburization (mg/cm 2 ) in the produced steel sheets after annealing was measured.
  • the amount of decarburization was confirmed from the carbon concentration profile in the depth direction of the surface of the test piece of each steel plate using a glow discharge emission spectrometer. Specifically, first, the carbon content was confirmed for a portion where the carbon content is 90% or less of the base metal of the steel sheet, at a position deeper than the interface between the oxide film and the steel material. Then, the difference between the carbon content in the portion and the carbon content of the base material of the steel sheet was obtained, and from this result, the carbon content lost per unit area of each steel plate was calculated as the decarburization amount (mg/cm 2 ).
  • decarburization is generally suppressed when the Cr content in the steel material increases.
  • Reduced iron is generated by the combination of carbon in steel and oxygen in scale during decarburization. Therefore, when the amount of decarburization decreases due to an increase in the Cr content, the amount of reduced iron generated decreases, resulting in good pickling performance. can be obtained.
  • the Cr content in the steel material is higher, the soaking temperature during annealing can be increased without generating a large amount of reduced iron, and the amount of the internal oxide layer is increased. can be made Therefore, the higher the Cr content, the higher the upper limit of the pickling property of the internal oxide layer based on x2 obtained by substituting into the formula 4 above.
  • Test No. x2 obtained by substituting the annealing conditions of No. 54 into the above equation 4 can be defined as the upper limit "0.63" for the pickling property of the internal oxide layer, as expressed by the above equation 6.
  • Test No. 1 which had a soaking holding temperature of 650° C. and a soaking holding time of 30 hours (108000 seconds).
  • the estimated reduced iron area ratio was below the upper limit value (that is, less than 45%) of the reduced iron area ratio that can have good pickling property calculated in Example 3 described above. Therefore, test no. Steel sheets produced at 58 are meant to have good pickling properties. Therefore, when the Cr content is 0.6% by mass, Test No. x2 obtained by substituting the annealing conditions of No. 58 into the above formula 4 can be defined as the upper limit value "0.93" for the pickling property of the internal oxide layer, as represented by the above formula 7. .
  • the upper limit value for the pickling property of the internal oxide layer is 54 and test no. 58 results.
  • Cr passing through two points the upper limit "0.63" when the Cr content is 0.2 mass% and the upper limit "0.93" when the Cr content is 0.6 mass%
  • the straight line of the upper limit value with respect to the content can be defined as the upper limit value "0.75 Cr [%] + 0.48" regarding the pickling property of the internal oxide layer according to the Cr content, as represented by the above formula 8. .
  • the Cr content is 0.2% by mass or more and 0.6% by mass
  • the upper limit "0.63" when the Cr content is 0.2 mass% and the upper limit "0.93" when the Cr content is 0.6 mass% From the straight line of the upper limit value for the Cr content passing through, the upper limit value for the pickling property of the internal oxide layer may be defined as "0.75 Cr [%] + 0.48".
  • the above formula 1A, the above formula 1B, or the above formula 1C is satisfied depending on the Cr content contained in the steel material.
  • T the soaking holding temperature
  • t the soaking holding time
  • Cr the Cr content
  • the present invention even if the Si content is high, it is possible to produce a steel sheet that can suppress alloying unevenness and has good pickling properties. Therefore, for example, it is possible to efficiently produce high-strength and high-workability hot-dip galvanized steel sheets and alloyed hot-dip galvanized steel sheets with a tensile strength of 980 MPa or more, which are suitably applied to automobile members such as automobile bodies. .

Abstract

本発明に係る鋼板の製造方法は、Ｓｉ含有量が１．０質量％以上かつＣｒ含有量が１質量％以下である鋼素材を、前記鋼素材のＣｒ含有量が０．２質量％以上０．６質量％以下の場合、下記式１Ａ、 前記鋼素材のＣｒ含有量が０．２質量％未満の場合、下記式１Ｂ、 または、前記鋼素材のＣｒ含有量が０．６質量％超１．０質量％以下の場合、下記式１Ｃ、 （式１Ａ、式１Ｂおよび式１Ｃにおいて、Ｔは５００℃以上である焼鈍時の均熱保持温度（℃）であり、ｔは焼鈍時の均熱保持時間（秒）であり、かつ、Ｃｒ［％］は前記鋼素材のＣｒ含有量（質量％）である）を満たす条件下において焼鈍する工程を含む。

Description

鋼板の製造方法
　本発明は、高Ｓｉ含有の高強度高加工性の溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板の原板として好適に用いられる、鋼板の製造方法に関する。
　自動車業界では、ＣＯ２削減のための燃費向上および衝突安全性能の向上の観点から、自動車のボディー等の自動車用部材の軽量化および高強度化が要求されている。そのため、自動車のボディー等の自動車用部材には引張強度が９８０ＭＰａ以上の超高強度鋼板が適用されている。このような高強度鋼板の加工性を向上させるために、鋼板の化学組成に安価なＳｉを含有させる方法が知られている。鋼板の化学組成にＳｉを含有させることによって、鋼板の強度だけでなく、加工性も向上することができる。
　一般的に、Ｓｉ添加鋼を自動車用部材へ適用する場合、耐食性や溶接性確保の観点から、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ鋼板）および該溶融亜鉛めっき鋼板を合金化した合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ鋼板）が使用される。しかしながら、鋼板にＳｉが添加された溶融亜鉛めっき鋼板は、その製造過程においてＳｉ酸化物層が鋼板表面を覆うため、最終的に、不めっき、めっき密着性の低下、合金化処理における合金化ムラ等の問題を招きやすい。さらに、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の加工時にめっきが剥離する等の問題も生じ得る。このようなＳｉ添加による問題を抑制するために、鋼素材にＳｉを含有する溶融亜鉛めっき鋼板は、酸化加熱帯および還元加熱帯を有する焼鈍炉を用いた酸化還元法を用いて製造されることが多い。酸化還元法によると、酸化加熱帯で生成した酸化鉄を還元焼鈍時において還元Ｆｅ層に生成させるため、めっき時におけるめっき濡れ性を良好にすることができる。さらに、熱間圧延における巻き取り温度を高くすることによって、予めめっきに必要なＳｉＯ２等を含む内部酸化層を鋼板に形成する方法も用いられる。
　また、近年、溶融亜鉛めっき鋼板の強度および加工性のさらなる向上のために、鋼板のＳｉ含有量を１質量％以上まで増加させた溶融亜鉛めっき鋼板や内部酸化層を良好に形成させる方法について、様々な開発が進められている。
　具体的には、例えば、特許文献１には、質量％で、Ｃ：０．０５～０．２５％、Ｓｉ：０．３～２．５％、Ｍｎ：１．５～２．８％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．００５～０．５％、Ｎ：０．００６０％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる高強度鋼板の上に、Ｆｅを含有し、残部がＺｎおよび不可避的不純物からなる合金化溶融亜鉛めっき層を有する鋼板において、高強度鋼板とめっき層との界面から５μｍ以下の鋼板側の結晶粒界と結晶粒内にＳｉを含む酸化物が平均含有率０．６～１０質量％で存在し、めっき層中にＳｉを含む酸化物が平均含有率０．０５～１．５質量％で存在することを特徴とする外観が良好な高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が記載されている。
　また、例えば、特許文献２には、めっき密着性、加工性およ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であって、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、特定の温度ＴＣでコイルに巻き取り、酸洗する熱間圧延工程と、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、冷間圧延工程で得られた冷延板に対して、特定の条件で焼鈍を施す焼鈍工程と、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、を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法が記載されている。
　さらに、例えば、特許文献３には、冷延鋼板であって、素材鋼片を、熱間圧延後、黒皮スケールを付着させたまま、実質的に還元が起きない雰囲気中にて６５０～９５０℃の温度範囲で熱処理を施して、鋼板の地鉄表層部に内部酸化層を形成させたのち、常法に従う酸洗、冷間圧延および再結晶焼鈍を施して得たことを特徴とする冷延鋼板が記載されている。
特開２００６－２３３３３３号公報 国際公開第２０１６／０３８８０１号 特開２０００－３０９８２４号公報
　本発明は、高Ｓｉ含有であり、合金化ムラを抑制することができ、かつ、実際に酸洗性評価の工程を含まなくても良好な酸洗性を有する鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
　本発明者らは、上記課題を解決すべく鋭意検討を行った結果、本発明に到達した。
　すなわち、本発明の第一の局面に係る鋼板の製造方法は、Ｓｉ含有量が１．０質量％以上である鋼素材を、
　下記式１、
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000004
 　および下記式２、
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000005
 　（式１および式２において、Ｔは５００℃以上である焼鈍時の均熱保持温度（℃）であり、ｔは焼鈍時の均熱保持時間（秒）であり、かつ、Ｐ（Ｈ２）は焼鈍時の周囲のガス雰囲気におけるＨ２濃度（体積％）である）
　を満たす条件下において焼鈍する工程を含む。
　あるいは、本発明のもう一つの第一の局面に係る鋼板の製造方法は、Ｓｉ含有量が１．０質量％以上かつＣｒ含有量が１．０質量％以下である鋼素材を、
　前記鋼素材のＣｒ含有量が０．２質量％以上０．６質量％以下の場合、下記式１Ａ、
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000006
 　前記鋼素材のＣｒ含有量が０．２質量％未満の場合、下記式１Ｂ、
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000007
 　または、前記鋼素材のＣｒ含有量が０．６質量％超１．０質量％以下の場合、下記式１Ｃ、
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000008
 （式１Ａ、式１Ｂおよび式１Ｃにおいて、Ｔは５００℃以上である焼鈍時の均熱保持温度（℃）であり、ｔは焼鈍時の均熱保持時間（秒）であり、かつ、Ｃｒ［％］は前記鋼素材のＣｒ含有量（質量％）である）
　を満たす条件下において焼鈍する工程を含む。
図１は、実施例１における固溶Ｓｉ量（重量％）と内部酸化層の量（ｇ／ｍ２）との相関を示すグラフである。 図２は、実施例３における酸洗性の評価試験の還元鉄面積率（％）と粒界酸化深さ（μｍ）との関係を示すグラフである。 図３は、実施例４における酸洗性の評価結果に基づく焼鈍時の均熱保持温度とＨ２濃度との相関を示すグラフである。
　上述したように、特許文献１～特許文献３に記載の技術は、鋼板のＳｉ含有量を１質量％以上まで増加させた溶融亜鉛めっき鋼板等の製造方法や内部酸化層を良好に形成させる方法に関する技術である。
　しかしながら、９８０ＭＰａ以上の引張強度を有する高強度高加工性の溶融亜鉛めっき鋼板を得るために、Ｓｉ含有量を１質量％以上まで増加させた場合、従来の製造方法を適用しただけではコイル全面に均一に合金化された合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ることは難しい。特に、鋼板のコイル幅方向センター（以下、単に「幅方向センター」とも言う）近傍と比べると、鋼板のコイル幅方向エッジ（以下、単に「幅方向エッジ」とも言う）近傍において、亜鉛めっきが均一に合金化し難い。
　具体的には、高Ｓｉ添加鋼を用いる場合、熱間圧延における巻き取り後にコイルが冷却される際、鋼板の幅方向エッジ近傍ではコイルの冷却が急峻である。そのため、鋼板の幅方向エッジ近傍では、内部酸化層が成長し難く、層が薄く形成される。その一方で、鋼板の幅方向センター近傍では、内部酸化層が十分に成長し、層が厚く形成される。さらには、続く酸洗工程において、幅方向エッジ近傍の内部酸化層は、優先的に溶解されてしまう。このようにコイル幅方向において内部酸化層の厚さが異なってしまうことにより、合金化ムラが発生してしまう。
　このような問題は、前述した特許文献に記載の技術を用いても解決することはできない。例えば、特許文献１に記載の鋼板の製造方法においても、幅方向エッジ近傍におけるコイルの急冷について考慮されていないため、幅方向エッジ近傍において内部酸化層を残留させることはできない。また、特許文献２に記載の製造方法については、ＳｉおよびＭｎの含有量が多くなる程巻き取り温度を下げる必要があるため、幅方向エッジ近傍に所定の量の酸化物を生成させることが難しい。その結果、特許文献１および特許文献２に開示されている技術を用いても、鋼板のコイル幅方向に均一に合金化ムラがない合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造することは困難である。
　一方、特許文献３に記載されているように、熱間圧延後の鋼板を再度熱処理する方法によると、内部酸化層をより多く形成させることができる。しかしながら、熱間圧延時の加熱に加え、鋼板に対して再度熱処理を施すことにより、鋼板の表面に形成される酸化スケールがより増加する。その結果、後に酸洗を行っても十分に酸化スケールが除去されずに残存してしまうという酸洗性不良の問題が生じ得る。これは、鋼板の表面の酸化スケールが部分的に還元されて還元鉄となるためである。例えば、特許文献３に記載の製造方法によると、熱処理の温度が高いため、鋼板表面を還元鉄が覆ってしまい、酸洗によってスケールを除去することができなくなる。その結果、鋼板の汚染や鋼板の表面付近の脱炭が進行するため、所定の強度、例えば９８０ＭＰａもの引張強度を有する鋼板を得ることは難しくなる。還元鉄の生成の原理については、例えば、特開２０１７－２２２８８７号公報により詳細に記載されている。還元鉄は、炉内雰囲気等の影響のため、鋼板の幅方向センター近傍と比べて、鋼板の幅方向エッジ近傍により多く形成される傾向にある。さらに、このような還元鉄は、鋼へのＳｉ添加量が増加するほど多く形成される。
　加えて、現在、このような鋼板表面の酸化スケールについての酸洗性評価は、酸洗を実際に行った後、スケールが除去されていれば酸洗性が良好であるとして、スケールが除去できていなければ酸洗性不良として評価されている。換言すれば、酸洗性が良好となる場合および酸洗性不良となる場合における、定量的な酸洗性評価の指標は存在していない。
　従って、高Ｓｉ含有の高強度高加工性の溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板を効率的に製造するためには、合金化ムラの問題と還元鉄の生成による酸洗性評価の指標に関する問題とを同時に解決する鋼板の製造方法が必要とされる。
　そこで、本発明者らは、Ｓｉ含有量が多くても、合金化ムラを抑制することができ、かつ、実際に酸洗性評価の工程を含まなくても良好な酸洗性を有する鋼板の製造方法について、様々な研究を重ねた。そして、鋼板の製造方法の焼鈍工程において、均熱保持温度Ｔと均熱保持時間ｔと周囲のガス雰囲気におけるＨ２濃度Ｐ（Ｈ２）とが所定の関係式を満たすことによって、合金化ムラの問題と酸洗性の問題とを解決できることが分かった。
　さらには、別の観点から、鋼板の製造方法の焼鈍工程において、鋼素材に含まれるＣｒ含有量に応じて、均熱保持温度Ｔと均熱保持時間ｔとＣｒ含有量とが所定の関係式を満たすことによって、合金化ムラの問題と酸洗性の問題とを解決できることが分かった。
　すなわち、本発明によれば、高Ｓｉ含有であり、合金化ムラを抑制することができ、かつ、実際に酸洗性評価の工程を含まなくても良好な酸洗性を有する鋼板の製造方法を提供することができる。
　以下、本発明の実施形態について、第１の実施形態および第２の実施形態を例に挙げて、詳細に説明する。なお、本発明の範囲はここで説明する実施形態に限定されるものではなく、本発明の趣旨を損なわない範囲で種々の変更をすることができる。
　本明細書において、「内部酸化層」とは、熱間圧延および焼鈍の加熱時において鋼板内部に生成させることができる、ＳｉＯ２を含む内部酸化層（粒界酸化および粒内酸化の両方の酸化部分を含む）を意味する。さらに、内部酸化層は、本発明の実施形態における方法で製造される鋼板において、鋼板の表層と、ＳｉＯ２等の酸化物を含有していない鋼板の内側の部分である鋼板素地部分との間に存在する。また、後の実施例で詳細に述べるように、内部酸化層の量は、塩酸等の酸性溶液に浸漬および溶解させることによって、単位面積当たりの溶解量（ｇ／ｍ２）として測定することができる。
　本明細書において、「（鋼板の）コイル幅方向エッジ」は、特定の位置を示していない限り、基本的に、コイル幅方向の両方のエッジ、すなわち板幅方向の両端を意図している。また、本明細書において、「（鋼板の）コイル幅方向エッジ近傍」は、コイル幅方向エッジの位置の周辺箇所を意味する。コイル幅方向エッジから特定の位置を示す場合は、当該幅方向エッジ（換言すると、幅方向０ｍｍの位置）からの距離を併せて記す。
　１．鋼板の製造方法
　本発明の第１の実施形態における鋼板の製造方法では、Ｓｉ含有量が１．０質量％以上である鋼素材（鋼または鋼板）を用い、後述するようなＨ２濃度の関係式を含む所定の関係式を満たす条件での焼鈍工程を含んでいれば、特に限定されない。
　本発明の第２の実施形態における鋼板の製造方法では、Ｓｉ含有量が１．０質量％以上かつＣｒ含有量が１．０質量％以下である鋼素材（鋼または鋼板）を用い、後述するようなＣｒ含有量に応じた所定の関係式を満たす条件での焼鈍工程を含んでいれば、特に限定されない。
　本発明における第１の実施形態および第２の実施形態では、以下に述べるような任意の工程を含んでもよい。
　以下、第１の実施形態および第２の実施形態における鋼板の製造方法の一例について説明する。
　（圧延用の鋼素材の準備）
　まず、Ｓｉ含有量が１．０質量％以上である化学組成を有する圧延用のスラブ等の鋼素材を作製する。Ｃｒ含有量に応じた条件での焼鈍工程を含む第２の実施形態では、Ｓｉ含有量が１．０質量％以上かつＣｒ含有量が１．０質量％以下である化学組成を有する圧延用のスラブ等の鋼素材を作製する。なお、鋼素材の化学組成の詳細は、後に述べる。スラブ等の鋼素材は既知の任意の方法により準備することができる。スラブの作製方法としては、例えば、後述する化学組成を有する鋼を溶製し、造塊または連続鋳造によって、スラブを作製する方法を挙げられる。必要に応じて、造塊または連続鋳造により得た鋳造材を分塊圧延してスラブを得てもよい。
　（熱間圧延）
　次いで、得られたスラブ等の鋼素材を用いて熱間圧延を行い、熱延鋼板を得る。
　熱間圧延は、既知の任意の条件による方法で行ってよい。巻き取り温度は５００℃～７００℃にすることが好ましい。巻き取り温度を５００℃以上に設定することによって、内部酸化層を十分に成長させることができ、後の工程を経た後に、幅方向エッジ近傍において内部酸化層を確保し易くなる。巻き取り温度は、より好ましくは５２０℃以上、さらに好ましくは５３０℃以上である。巻き取り温度を７００℃以下に設定することによって、熱延後の冷却で生成する還元鉄の量をより確実に低減させることができ、より良好な酸洗性を有する鋼板を得ることができる。巻き取り温度は、より好ましくは６８０℃以下、さらに好ましくは６６０℃以下である。
　熱間圧延時における他の条件については、特に限定されない。例えば、熱間圧延では、熱間圧延前のスラブを常法に従って１０００℃～１３００℃以下の温度で均熱保持し、仕上げ圧延温度を８００℃以上に設定し、その後コイル状の鋼板として巻き取ればよい。さらに、熱間圧延後の巻き取った熱延鋼板は、常温まで自然冷却してもよい。
　（焼鈍）
　さらに、巻き取った鋼板を、以下に述べる第１の実施形態または第２の実施形態の条件において、焼鈍する。
　第１の実施形態では、巻き取った鋼板を、以下の関係式を満たように焼鈍する。具体的には、鋼板を、下記式１、
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000009
 　および下記式２、
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000010
 　（式１および式２において、Ｔは５００℃以上である焼鈍時の均熱保持温度（℃）であり、ｔは焼鈍時の均熱保持時間（秒）であり、かつ、Ｐ（Ｈ２）は焼鈍時の周囲のガス雰囲気におけるＨ２濃度（体積％）である）を満たす条件下において焼鈍する。
　第２の実施形態では、巻き取った鋼板を、鋼素材に含まれるＣｒ含有量に応じて、以下の関係式を満たすように焼鈍する。
　Ｃｒ含有量が０．２質量％以上０．６質量％以下の場合、鋼板を、下記式１Ａを満たす条件下において焼鈍する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000011
　Ｃｒ含有量が０．２質量％未満の場合、鋼板を、下記式１Ｂを満たす条件下において焼鈍する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000012
　または、Ｃｒ含有量が０．６質量％超１．０質量％以下の場合、鋼板を、下記式１Ｃを満たす条件下において焼鈍する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000013
　なお、上記式１Ａ、上記式１Ｂおよび上記式１Ｃにおいて、Ｔは５００℃以上である焼鈍時の均熱保持温度（℃）であり、ｔは焼鈍時の均熱保持時間（秒）であり、かつ、Ｃｒ［％］は鋼素材のＣｒ含有量（質量％）である。
　さらに、第２の実施形態における鋼板の製造方法は、巻き取った鋼板を、鋼素材に含まれるＣｒ含有量に応じて、以下の条件を満たすように焼鈍することが好ましい。
　Ｃｒ含有量が０．６質量％以下の場合、鋼板を、上記式１Ａを満たす条件下において焼鈍することが好ましい。
　または、Ｃｒ含有量が０．６質量％超１．０質量％以下の場合、鋼板を、上記式１Ｃを満たす条件下において焼鈍することが好ましい。
　この場合も、上記式１Ａおよび上記式１Ｃにおいて、Ｔは５００℃以上である焼鈍時の均熱保持温度（℃）であり、ｔは焼鈍時の均熱保持時間（秒）であり、かつ、Ｃｒ［％］は鋼素材のＣｒ含有量（質量％）である。
　さらに、第２の実施形態における鋼板の製造方法では、焼鈍時の周囲のガス雰囲気におけるＨ２濃度（体積％）は０体積％であることが好ましい。
　上記式１、上記式１Ａ、上記式１Ｂおよび上記式１Ｃの下限値で規定される条件下で焼鈍することによって、鋼板の幅方向エッジ近傍まで、内部酸化層を良好に成長させて残留させることができる。その結果、ムラなく合金化できる鋼板を得ることができる。好ましくは、鋼板の幅方向センターから幅方向エッジまでだけでなく、鋼板の圧延方向に対して平行な方向の前端（以下、「圧延方向前端」とも言う）から圧延方向に対して平行な方向の後端（以下、「圧延方向後端」とも言う）まで、内部酸化層を良好に成長させて残留させることができる。その結果、鋼板の略全面においてムラなく略均一かつ確実に合金化できる鋼板を得ることができる。なお、前述した熱間圧延時の巻き取りの際の加熱だけでは幅方向エッジまで十分に内部酸化層を成長させることは難しい。
　さらに、上記式１の上限値および上記式２で規定される条件下、または、Ｃｒ含有量に応じた上記式１Ａ、上記式１Ｂもしくは上記式１Ｃの上限値で規定される条件下で焼鈍することによって、鋼板の表面における還元鉄の生成を十分に抑制することができる。その結果、実際の酸洗性評価の工程を挟まなくても、良好な酸洗性を有する鋼板を得ることができているため、後の酸洗におけるスケール除去が困難となることはない。
　ここで、まず、第１の実施形態における、上記式１および上記式２を導くに至った経緯を説明する。
　焼鈍において生成する内部酸化層の量ｘ（ｇ／ｍ２）は、焼鈍時の均熱保持温度をＴ（℃）とし、焼鈍時の均熱保持時間をｔ（秒）とすると、以下の式３で表される値に比例する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000014
　ここで、上記式３において、Ｒは気体定数８．３１［Ｊ／（Ｋ・ｍｏｌ）］であり、Ｑは鉄中の酸素拡散の活性化エネルギー＝８９．５（ｋＪ／ｍｏｌ）である。従って、これらの数値を代入すると、内部酸化層の量ｘ（ｇ／ｍ２）に関する式は、以下の式４のように表すことができる。なお、式４において、Ａは係数である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000015
　ここで、５４０℃の均熱保持温度Ｔかつ３０時間（１０８０００秒間）の均熱保持時間ｔの条件を上記式４に代入することによって得られるｘ２を、下記式５で表すように、下限値として規定する。この下限値の規定は、合金化ムラを抑制できる鋼板を製造するための条件とすることができる。本明細書において、このような下限値を、単に「内部酸化層の合金化ムラに関する下限値」または「下限値」とも言う。なお、均熱保持温度Ｔは低すぎると内部酸化層を形成することができないため、以下の式５におけるＴは５００℃以上である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000016
　さらに、６２０℃の均熱保持温度Ｔかつ３０時間（１０８０００秒間）の均熱保持時間ｔの条件を上記式４に代入することによって得られるｘ２を、下記式６で表すように、上限値として規定する。この上限値の規定は、還元鉄の生成を抑制し、良好な酸洗性を有する鋼板を製造するための条件とすることができる。本明細書において、このような上限値を、単に「内部酸化層の酸洗性に関する上限値」または「上限値」とも言う。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000017
　このように導き出された上記式５と上記式６とをまとめると、前記式１が導かれる。さらに、焼鈍時の周囲のガス雰囲気におけるＨ２濃度Ｐ（Ｈ２）（体積％）は、均熱保持温度Ｔ（℃）との関係において前記式２の条件も満たす必要がある。
　次いで、第２の実施形態における、上記式１Ａ、上記式１Ｂおよび上記式１Ｃを導くに至った経緯を説明する。
　第２の実施形態においても、内部酸化層の合金化ムラに関する下限値「０．１９」の規定方法は、前述した第１の実施形態と同じである。第２の実施形態における上限値は、次のように規定されている。
　Ｃｒ含有量が０．２質量％未満の場合、Ｃｒ含有量が０．２質量％の場合の上限値の数値に基づいて、同じ上限値が規定される。具体的には、Ｃｒ含有量が０．２質量％未満の場合、６２０℃の均熱保持温度Ｔかつ３０時間（１０８０００秒間）の均熱保持時間ｔの条件を上記式４に代入することによって得られるｘ２を、上記式６で表すように、内部酸化層の酸洗性に関する上限値として規定する。この上限値の規定は、Ｃｒ含有量が０．２質量％未満の場合での、還元鉄の生成を抑制し、良好な酸洗性を有する鋼板を製造するための条件とすることができる。
　Ｃｒ含有量が０．６質量％超１．０質量％以下の場合、Ｃｒ含有量が０．６質量％の場合の上限値の数値に基づいて、同じ上限値が規定されている。具体的には、Ｃｒ含有量が０．６質量％超１．０質量％以下の場合、６５０℃の均熱保持温度Ｔかつ３０時間（１０８０００秒間）の均熱保持時間ｔの条件を上記式４に代入することによって得られるｘ２を、下記式７で表すように、内部酸化層の酸洗性に関する上限値として規定する。この上限値の規定は、Ｃｒ含有量が０．６質量％超１．０質量％以下の場合での、還元鉄の生成を抑制し、良好な酸洗性を有する鋼板を製造するための条件とすることができる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000018
　Ｃｒ含有量が０．２質量％以上０．６質量％以下の場合、Ｃｒ含有量が０．２質量％の場合の上限値０．６３とＣｒ含有量が０．６質量％の場合の上限値０．９３の２点を通るＣｒ含有量に対する上限値の直線を、下記式８で表すように、内部酸化層の酸洗性に関する上限値として規定する。この上限値の規定は、Ｃｒ含有量が０．２質量％以上０．６質量％以下の場合での、還元鉄の生成を抑制し、良好な酸洗性を有する鋼板を製造するための条件とすることができる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000019
　このように導き出された上記式６、上記式７および上記式８をまとめると、鋼素材に含まれるＣｒ含有量に応じた、前記式１Ａ、前記式１Ｂおよび前記式１Ｃが導かれる。
　好ましくは、Ｃｒ含有量が０．２質量％未満の場合においても、Ｃｒ含有量が０．２質量％以上０．６質量％以下の場合と同様に、Ｃｒ含有量が０．２質量％の場合の上限値０．６３とＣｒ含有量が０．６質量％の場合の上限値０．９３の２点を通るＣｒ含有量に対する上限値の直線を、上記式８で表すように、内部酸化層の酸洗性に関する上限値として規定してもよい。
　（酸洗）
　次いで、焼鈍後の鋼板を酸洗すると好ましい。酸洗方法は特に限定されず、公知の任意の方法を適用すればよい。例えば、塩酸等を用いて浸漬させることにより、スケールを除去すればよい。
　第１の実施形態における鋼板の製造方法によると、前の焼鈍工程で前記式１の上限値および前記式２で規定される条件下で焼鈍されている。あるいは、第２の実施形態における鋼板の製造方法によっても、前の焼鈍工程で、鋼素材に含まれるＣｒ含有量に応じて、前記式１Ａ、前記式１Ｂまたは前記式１Ｃの上限値で規定される条件下（好ましくは前記式１Ａまたは前記式１Ｃの上限値で規定される条件下）で焼鈍されている。従って、鋼板の表面における還元鉄の生成が十分に抑制されており、酸洗される鋼板は良好な酸洗性を有する。そのため、常法に従って、酸洗液の濃度、酸洗液の温度および酸洗時間等の酸洗条件を、一般的な数値に設定することによって、酸化スケールが残存する問題が生じることなく、容易かつ効率的に鋼板に付着したスケールを除去することができる。
　例えば、酸洗液として塩酸を用いる場合、塩酸濃度は、好ましくは３質量％以上、より好ましくは５質量％以上に設定すればよい。また、酸洗液として塩酸を用いる場合、塩酸濃度は、好ましくは２０質量％以下、より好ましくは１５質量％以下に設定すればよい。さらに、例えば、酸洗液の温度は、好ましくは６０℃以上、より好ましくは７０℃以上に設定すればよい。また、酸洗液の温度は、好ましくは９０℃以下、より好ましくは８０℃以下に設定すればよい。酸洗時間は、酸洗液の濃度および温度に応じて、適宜調整すればよい。
　（冷間圧延）
　さらに、酸洗後の鋼板に冷間圧延を施してもよい。冷間圧延の方法は特に限定されず、公知の任意の方法を適用すればよい。例えば、所望する板厚にするために、冷間圧延の冷延率を１０％～７０％の範囲にすることができる。鋼板の板厚は、特に限定されない。
　上述してきたような焼鈍工程および任意の工程を含むことによって、第１の実施形態または第２の実施形態における鋼板を製造することができる。
　２．溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
　本発明の第１の実施形態または第２の実施形態における方法により製造される鋼板は、高Ｓｉ含有の高強度高加工性の溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板の原板として好適に用いられる。以下、そのような溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法の一例について説明する。
　（酸化処理および還元処理）
　最初に、前述の第１の実施形態または第２の実施形態において製造した鋼板の表面に対して、酸化還元法による焼鈍を適用する。まず、鋼板の表面に酸化処理を施すことによって、鋼板の表面に酸化Ｆｅ層を形成する。さらに、還元性の雰囲気下で当該酸化Ｆｅ層に還元処理（本明細書において、「還元焼鈍処理」とも言う）を施して還元Ｆｅ層を形成する。この際、還元により酸化Ｆｅ層から供給される酸素は、鋼板内部におけるＳｉやＭｎを酸化させる。すなわち、このような酸化還元法による焼鈍を適用することによって、酸化Ｆｅ層がバリアー層となり、Ｓｉの酸化物を鋼板の内部に留めることができ、鋼板の表層付近において固溶Ｓｉ量が増加することを抑制できる。その結果、溶融亜鉛めっきに対する濡れ性を良好とすることができ、最終的に合金化ムラもより確実に減少させることができる。
　酸化処理および還元処理は、公知の任意の単数または複数の設備を用いて実施すればよい。好ましくは、製造効率、コスト面および品質保持の観点から、連続溶融亜鉛めっきライン（ＣＧＬ：Ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ　Ｇａｌｖａｎｉｚｉｎｇ　Ｌｉｎｅ）の設備が用いられる。連続溶融亜鉛めっきラインを用いることによって、酸化還元法による酸化処理および還元処理と、後述する溶融亜鉛めっき処理および合金化処理とを、一連の製造ラインで連続して行うことができる。さらに具体的には、酸化還元法による酸化処理および還元処理は、例えば、無酸化炉（ＮＯＦ：Ｎｏｎ　Ｏｘｙｇｅｎ　Ｆｕｒｎａｃｅ）型または直火炉（ＤＦＦ：Ｄｉｒｅｔ　Ｆｉｒｅｄ　Ｆｕｒｎａｃｅ）型の連続溶融亜鉛めっきラインにおける焼鈍炉を用いて行うことがより好ましい。
　酸化処理は、例えばＮＯＦ型またはＤＦＦ型の焼鈍炉内の酸化加熱帯等において、鋼板の表面に、鋼板温度７５０℃以下の加熱温度で施されると好ましい。鋼板温度を７５０℃以下にすることによって、良好なめっき密着性を有する溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。
　酸化処理における鋼板温度は、好ましくは７３０℃以下、より好ましくは７２０℃以下、さらに好ましくは７００℃以下である。酸化処理における鋼板温度の下限は、特に限定されず、鋼板の表面において後述するガス雰囲気下で酸化Ｆｅ層が形成される温度であればよい。例えば、酸化処理における鋼板温度は、好ましくは６５０℃以上、より好ましくは６７０℃以上である。
　酸化処理における昇温時間は、好ましくは１０秒以上、より好ましくは１５秒以上である。また、例えば、酸化処理における昇温時間は、好ましくは１２０秒以下、より好ましくは９０秒以下である。
　酸化処理は、特に限定されないが、例えば、Ｏ２、ＣＯ２、Ｎ２およびＨ２Ｏを含むガス雰囲気下において行うことができる。より詳細には、酸化処理は、例えばＮＯＦ型またはＤＦＦ型の焼鈍炉等において、コークス炉ガス（ＣＯＧ：Ｃｏｋｅｓ　Ｏｖｅｎ　Ｇａｓ）、液化石油ガス（ＬＰＧ：Ｌｉｑｕｅｆｉｅｄ　Ｐｅｔｒｏｌｅｕｍ　Ｇａｓ）等の燃焼ガス中で、未燃焼のＯ２濃度を制御したガス雰囲気下において行うことができる。Ｏ２濃度は１００ｐｐｍ～１７０００ｐｐｍの範囲で制御すると好ましい。Ｏ２濃度は、より好ましくは５００ｐｐｍ以上、さらに好ましくは２０００ｐｐｍ以上で制御される。また、Ｏ２濃度は、より好ましくは１５０００ｐｐｍ以下、さらに好ましくは１３０００ｐｐｍ以下で制御される。
　還元焼鈍処理における鋼板の加熱温度（均熱保持温度）は、特に限定されず、酸化処理によって形成された酸化Ｆｅ層が還元Ｆｅ層になる温度で行われればよい。具体的には、好ましくはＡｃ３点以上の均熱保持温度で還元焼鈍を行うと好ましい。なお、Ａｃ３点は、下式（ｉ）により算出することができる（「レスリー鉄鋼材料学」（丸善株式会社発行、Ｗｉｌｌｉａｍ　Ｃ．　Ｌｅｓｌｉｅ著、ｐ２７３））。式（ｉ）中の［　］で囲まれた元素記号は、当該元素の含有量（質量％）を表す。
　Ａｃ３（℃）＝９１０－２０３×［Ｃ］１／２－１５．２×［Ｎｉ］＋４４．７×［Ｓｉ］＋１０４×［Ｖ］＋３１．５×［Ｍｏ］＋１３．１×［Ｗ］－｛３０×［Ｍｎ］＋１１×［Ｃｒ］＋２０×［Ｃｕ］－７００×［Ｐ］－４００×［Ａｌ］－１２０×［Ａｓ］－４００×［Ｔｉ］｝　…（ｉ）
　また、還元処理における加熱時間（均熱保持時間）は、特に限定されず、酸化処理により形成された酸化Ｆｅ層が還元Ｆｅ層になるように適切に調整すればよい。例えば、還元処理における加熱時間は、好ましくは３０秒以上、より好ましくは４５秒以上である。また、還元処理における加熱時間は、好ましくは６００秒以下、より好ましくは５００秒以下である。
　還元焼鈍処理は、例えばＮＯＦ型またはＤＦＦ型の焼鈍炉内の還元加熱帯等において、公知の任意の処理方法によって行うことができる。具体的には、主にＨ２ガスおよびＮ２等の不活性ガスを含む還元性の雰囲気下で、鋼板の表面を加熱することによって行うことができる。Ｈ２ガスおよびＮ２等の不活性ガスを含む混合ガスを用いる場合、例えばＨ２ガスを３体積％～２５体積％の割合において含み、Ｎ２等の不活性ガスを残部として含むことができる。
　（溶融亜鉛めっき処理）
　さらに、還元処理後の鋼板に溶融亜鉛めっき処理を施し、鋼板の表面に亜鉛めっき層を形成することによって、溶融亜鉛めっき鋼板を製造することができる。
　溶融亜鉛めっき処理の方法は特に限定されず、公知の任意の方法を適用すればよい。例えば、鋼板を亜鉛めっき浴に４００℃～５００℃程度の鋼板温度で浸漬させることによって、鋼板の表面に亜鉛めっき層を形成することができる。さらに、鋼板の亜鉛めっき浴への浸漬時間は、所望の亜鉛めっき付着量に応じて調整すればよい。
　（合金化処理）
　合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法では、前述の方法で得られた溶融亜鉛めっき鋼板に形成された亜鉛めっき層を合金化する工程をさらに含む。
　具体的には、溶融亜鉛めっき鋼板を所定の合金化温度で加熱することによって、鋼板に含まれるＦｅ原子が亜鉛めっき層に拡散し、亜鉛めっき層を合金化することができる。合金化方法は、特に限定されず、公知の任意の方法を適用することができる。合金化温度は、特に限定されないが、例えば、好ましくは４８０℃～６５０℃で設定することができる。合金化温度での加熱時間も、特に限定されないが、例えば、好ましくは１０秒～４０秒で設定することができる。さらに、合金化の加熱は、例えば大気雰囲気下とすることができる。
　３．鋼素材の化学組成
　第１の実施形態における鋼板の製造方法に使用される鋼素材の化学組成は、Ｓｉ以外は特に限定されない。また、第２の実施形態における鋼板の製造方法に使用される鋼素材の化学組成は、ＳｉおよびＣｒ以外は特に限定されない。
　以下、第１の実施形態および第２の実施形態における鋼素材の化学組成の一例について説明する。
　［Ｓｉ：１質量％以上］
　Ｓｉは、安価な鋼の強化元素であり、かつ、鋼板の加工性に対して影響を与え難い。また、Ｓｉは、鋼板の加工性向上に有用な残留オーステナイトが分解して炭化物が生成することを抑制できる元素である。このような作用を有効に発揮させるため、Ｓｉ含有量は１．０質量％以上、好ましくは１．１質量％以上、さらに好ましくは１．２質量％以上である。Ｓｉ含有量の上限は、特に限定されないが、Ｓｉ含有量が多すぎると、Ｓｉによる固溶強化作用が顕著になって圧延負荷が増大してしまうおそれがあり、熱間圧延の際にＳｉスケールが発生して鋼板の表面欠陥が生じてしまう可能性がある。そのため、例えば、Ｓｉ含有量は、製造安定性の観点から、好ましくは３．０質量％以下、より好ましくは２．７質量％以下、さらに好ましくは２．５質量％以下である。
　［Ｍｎ：好ましくは１．５質量％以上３．０質量％以下］
　Ｍｎも、Ｓｉと同様に、安価な鋼の強化元素であり、鋼板の強度向上に有効である。Ｍｎは、Ｓｉと一緒に、さらに必要に応じてＣも一緒に鋼に添加することによって、最終的に９８０ＭＰａ以上の溶融亜鉛めっき鋼板の引張強度を確保するために特に有効な強化元素である。さらに、Ｍｎは、オーステナイトを安定化し、残留オーステナイトの生成による鋼板の加工性向上に寄与する元素である。このような作用を有効に発揮させるため、Ｍｎ含有量は、好ましくは１．５質量％以上、より好ましくは１．８質量％以上、さらに好ましくは２．０質量％以上である。しかしながら、Ｍｎ含有量が多すぎると、鋼板の延性が低下し、鋼板の加工性に悪影響を及ぼし、鋼板の溶接性が低下するおそれがある。このような観点から、Ｍｎ含有量は、好ましくは３．０質量％以下、より好ましくは２．８質量％以下、さらに好ましくは２．７質量％以下である。
　［Ｃ：好ましくは０．０８質量％以上０．３０質量％以下］
　Ｃは、鋼板の強度向上に有効な元素であり、Ｓｉと一緒に、さらに必要に応じてＭｎも一緒に鋼に添加することによって、最終的に９８０ＭＰａ以上の溶融亜鉛めっき鋼板の引張強度を確保するために特に有効な強化元素である。さらに、Ｃは、残留オーステナイトを確保して加工性を改善するために必要な元素である。このような作用を有効に発揮させるため、Ｃ含有量は、好ましくは０．０８質量％以上、より好ましくは０．１１質量％以上、さらに好ましくは０．１３質量％以上である。鋼板の強度の確保の観点からはＣ含有量が多い方が好ましいが、Ｃ含有量が多すぎると耐食性、スポット溶接性および加工性が劣化するおそれがある。そのため、Ｃ含有量は、好ましくは０．３０質量％以下、より好ましくは０．２５質量％以下、さらに好ましくは０．２０質量％以下である。
　［Ｐ：好ましくは０質量％超０．１質量％以下］
　Ｐは、不純物元素として不可避的に存在する元素である。Ｐ含有量が過剰になると、溶接性を劣化させるおそれがある。そのため、Ｐ含有量は、好ましくは０．１質量％以下、より好ましくは０．０８質量％以下、さらに好ましくは０．０５質量％以下に抑制する。
　［Ｓ：好ましくは０質量％超０．０５質量％以下］
　Ｓは、不純物元素として不可避的に存在する元素である。通常、鋼は、不可避的に０．０００５質量％程度においてＳを含有している。Ｓ含有量が過剰になると、硫化物系介在物を形成し、腐食環境下で水素吸収を促し、鋼板の耐遅れ破壊性を劣化させ、鋼板の溶接性および加工性を劣化させるおそれがある。そのため、Ｓ含有量は、好ましくは０．０５質量％以下、より好ましくは０．０１質量％以下、さらに好ましくは０．００５質量％以下に抑制する。
　［Ａｌ：好ましくは０質量％超１．０質量％以下］
　Ａｌは、脱酸作用を有する元素である。このような作用を有効に発揮させるため、Ａｌ含有量は、好ましくは０質量％超、より好ましくは０．００５質量％以上、さらに好ましくは０．０２質量％以上である。Ａｌ含有量が過剰になると、アルミナ等の介在物が増加し、鋼板の加工性が劣化するおそれがある。そのため、Ａｌ含有量は、好ましくは１．０質量％以下、より好ましくは０．８質量％以下、さらに好ましくは０．５質量％以下である。
　［Ｃｒ：好ましくは０質量％超１．０質量％以下］
　Ｃｒは、鋼板の強度向上に有効な元素である。さらに、Ｃｒは、鋼板の耐食性を向上させる元素であり、鋼板の腐食による水素の発生を抑制する作用を有する。具体的には、Ｃｒは、酸化鉄（α－ＦｅＯＯＨ）の生成を促進させる作用を有する。酸化鉄は、大気中で生成する錆のなかでも熱力学的に安定であり、かつ保護性を有するといわれている。このような錆の生成を促進することによって、発生した水素が鋼板へ侵入することを抑制でき、過酷な腐食環境下、例えば、塩化物の存在下で鋼板を使用した場合でも水素による助長割れを十分に抑制できる。また、Ｃｒは、ＢおよびＴｉと同様に、鋼板の耐遅れ破壊性にも有効な元素であるため、鋼板の強度と伸び等の加工性に影響を与えない量において添加することができる。これらの作用を有効に発揮させるには、Ｃｒ含有量は、好ましくは０質量％超、より好ましくは０．００３質量％以上、さらに好ましくは０．０１質量％以上である。一方、Ｃｒ含有量が過剰になると、鋼板の伸び等の加工性が劣化するおそれがある。そのため、Ｃｒ含有量は、好ましくは１．０質量％以下、より好ましくは０．８質量％以下、さらに好ましくは０．６質量％以下である。
　第１の実施形態における鋼板の製造方法では、酸洗性に関する良好な効果をより確実に得るために、Ｃｒ含有量は、０質量％超０．４質量％以下であることが好ましく、０．１質量％以上０．３質量％以下であることがより好ましく、０．２質量％以上０．３質量％以下であることがさらに好ましく、０．２質量％であることが特に好ましい。
　一方、第２の実施形態における鋼板の製造方法では、Ｃｒ含有量は１質量％以下であればよい。具体的には、Ｃｒ含有量に応じて、均熱保持温度Ｔと均熱保持時間ｔとＣｒ含有量とが所定の関係式を満たすように調整することによって、酸洗性に関する良好な効果を得ることができる。
　［Ｃｕ：好ましくは０質量％超１．０質量％以下］
　Ｃｕも、Ｃｒと同様に、鋼板の強度向上に有効であり、かつ、鋼板の腐食による水素の発生を抑制する作用を有し、鋼板の耐食性を向上させる元素である。Ｃｕも、Ｃｒと同様に、酸化鉄の生成を促進させる作用を有する。これらの作用を有効に発揮させるには、Ｃｕ含有量は、好ましくは０質量％超、より好ましくは０．００３質量％以上、さらに好ましくは０．０５質量％以上である。また、鋼板の加工性の観点から、Ｃｕ含有量は、好ましくは１．０質量％以下、より好ましくは０．８質量％以下、さらに好ましくは０．５質量％以下である。
　［Ｎｉ：好ましくは０質量％超１．０質量％以下］
　Ｎｉも、ＣｒおよびＣｕと同様に、鋼板の強度向上に有効であり、かつ、鋼板の腐食による水素の発生を抑制する作用を有し、鋼板の耐食性を向上させる元素である。Ｎｉも、ＣｒおよびＣｕと同様に、酸化鉄の生成を促進させる作用を有する。これらの作用を有効に発揮させるには、Ｎｉ含有量は、好ましくは０質量％超、より好ましくは０．００３質量％以上、さらに好ましくは０．０５質量％以上である。また、鋼板の加工性の観点から、Ｎｉ含有量は、好ましくは１．０質量％以下、より好ましくは０．８質量％以下、さらに好ましくは０．５質量％以下である。
　［Ｔｉ：好ましくは０質量％超０．１５質量％以下］
　Ｔｉも、Ｃｒ、ＣｕおよびＮｉと同様に、鋼板の強度向上に有効であり、かつ、鋼板の腐食による水素の発生を抑制する作用を有し、鋼板の耐食性を向上させる元素である。Ｔｉも、Ｃｒ、ＣｕおよびＮｉと同様に、酸化鉄の生成を促進させる作用を有する。また、Ｔｉは、ＢおよびＣｒと同様に、鋼板の耐遅れ破壊性にも有効な元素であるため、鋼板の強度と伸び等の加工性に影響を与えない量において添加することができる。これらの作用を有効に発揮させるには、Ｔｉ含有量は、好ましくは０質量％超、より好ましくは０．００３質量％以上、さらに好ましくは０．０５質量％以上である。また、鋼板の加工性の観点から、Ｔｉ含有量は、好ましくは０．１５質量％以下、より好ましくは０．１２質量％以下、さらに好ましくは０．１０質量％以下である。
　［Ｎｂ：好ましくは０質量％超０．１５質量％以下］
　Ｎｂは、鋼板の強度向上に有効であり、かつ、焼入れ後のオーステナイト粒を微細化して鋼板の靭性の改善に作用する元素である。このような作用を有効に発揮させるには、Ｎｂ含有量は、好ましくは０質量％超、より好ましくは０．０３質量％以上、さらに好ましくは０．００５質量％以上である。一方、Ｎｂ含有量が過剰になると、炭化物、窒化物または炭窒化物を多量に生成し、鋼板の加工性または耐遅れ破壊性が劣化するおそれがある。そのため、Ｎｂ含有量は、好ましくは０．１５質量％以下、より好ましくは０．１２質量％以下、さらに好ましくは０．１０質量％以下である。
　［Ｖ：好ましくは０質量％超０．１５質量％以下］
　Ｖも、Ｎｂと同様に、鋼板の強度向上に有効であり、かつ、焼入れ後のオーステナイト粒を微細化して鋼板の靭性の改善に作用する元素である。このような作用を有効に発揮させるには、Ｖ含有量は、好ましくは０質量％超、より好ましくは０．０３質量％以上、さらに好ましくは０．００５質量％以上である。一方、Ｖ含有量が過剰になると、Ｎｂと同様に、炭化物、窒化物または炭窒化物を多量に生成し、鋼板の加工性または耐遅れ破壊性が劣化するおそれがある。そのため、Ｖ含有量は、好ましくは０．１５質量％以下、より好ましくは０．１２質量％以下、さらに好ましくは０．１質量％以下である。
　［Ｂ：好ましくは０質量％超０．００５質量％以下］
　Ｂは、鋼板の焼入れ性および溶接性の向上に有用な元素である。また、Ｂは、ＴｉおよびＣｒと同様に、鋼板の耐遅れ破壊性にも有効な元素であるため、鋼板の強度と伸び等の加工性に影響を与えない量において添加することができる。これらの作用を有効に発揮させるには、Ｂ含有量は、好ましくは０質量％超、より好ましくは０．０００２質量％以上、さらに好ましくは０．０００３質量％以上、特に好ましくは０．０００４質量％以上である。一方、Ｂ含有量が過剰になると、このような効果は飽和し、かつ、延性が低下して加工性が悪くなるおそれがある。そのため、Ｂ含有量は、好ましくは０．００５質量％以下、さらに好ましくは０．００４質量％以下、さらに好ましくは０．００３質量％以下である。
　［Ｎ：好ましくは０質量％超０．０１質量％以下］
　Ｎは、不純物元素として不可避的に存在する元素である。Ｎ含有量が過剰になると、窒化物を形成して鋼板の加工性が劣化するおそれがある。特に、焼入れ性の向上のために鋼板がＢを含有する場合、ＮはＢと結合してＢＮ析出物を形成し、Ｂの焼入れ性向上作用を阻害する。そのため、Ｎ含有量は、好ましくは０．０１質量％以下、より好ましくは０．００８質量％以下、さらに好ましくは０．００５質量％以下に抑制する。
　また、本発明の第１の実施形態および第２の実施形態における鋼素材の化学組成は、上記成分のほか、強度や十分な加工性を阻害しない範囲で、他の周知の任意成分をさらに含有することもできる。
　［残部］
　残部はＦｅおよび不可避不純物である。不可避不純物としては、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる微量元素（例えば、Ａｓ、Ｓｂ、Ｓｎ等）の混入が許容される。なお、前述したようなＰ、ＳおよびＮは、通常含有量が少ないほど好ましいため、不可避不純物ともいえる。しかし、これらの元素は特定の範囲まで含有量を抑えることによって本発明がその効果を発揮することができるため、上記のように規定している。このため、本明細書において、残部を構成する「不可避不純物」は、その組成範囲が規定されている元素を除いた概念である。
　本発明の第１の実施形態および第２の実施形態における鋼板の製造方法によると、Ｓｉ含有量が１質量％以上であるにもかかわらず、合金化ムラの抑制と良好な酸洗性とを両立する鋼板を得ることができる。特に、鋼板の製造工程において、酸洗前および酸洗後における鋼板の表面のスケールについての酸洗性を評価する工程、鋼板の表面に生成した還元鉄の量の測定する工程等を含む必要はない。
　具体的には、第１の実施形態における鋼板の製造方法によると、均熱保持温度Ｔ、均熱保持時間ｔおよび周囲のガス雰囲気におけるＨ２濃度Ｐ（Ｈ２）の焼鈍時の条件を、予め規定された所定の関係式を満たすように設定しておくだけで、前述の効果を有する鋼板を効率的に得ることができる。
　第２の実施形態における鋼板の製造方法によると、Ｃｒ含有量に応じて、均熱保持温度Ｔおよび均熱保持時間ｔの焼鈍時の条件を、予め規定された所定の関係式を満たすように設定しておくだけで、前述の効果を有する鋼板を効率的に得ることができる。
　さらに、前述したように、第１の実施形態または第２の実施形態における方法により製造される鋼板を用いて溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する場合、連続溶融亜鉛めっきラインを用いると、酸化処理、還元処理、溶融亜鉛めっき処理および合金化処理を一連の製造ラインで連続して行うことができる。このような製造ラインによると、製品の品質を保持したままより安価に効率よく合金化ムラのない高強度高加工性の合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造することができる。具体的には、このように製造される合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、９８０ＭＰａ以上の引張強度を有することができる。
　以上、本発明の概要について説明したが、本発明の実施形態における鋼板の製造方法をまとめると下記の通りである。
　本発明の第一の局面に係る鋼板の製造方法は、Ｓｉ含有量が１．０質量％以上である鋼素材を、
　下記式１、
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000020
 　および下記式２、
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000021
 　（式１および式２において、Ｔは５００℃以上である焼鈍時の均熱保持温度（℃）であり、ｔは焼鈍時の均熱保持時間（秒）であり、かつ、Ｐ（Ｈ２）は焼鈍時の周囲のガス雰囲気におけるＨ２濃度（体積％）である）
　を満たす条件下において焼鈍する工程を含む。
　あるいは、本発明のもう一つの第一の局面に係る鋼板の製造方法は、Ｓｉ含有量が１．０質量％以上かつＣｒ含有量が１．０質量％以下である鋼素材を、
　前記鋼素材のＣｒ含有量が０．２質量％以上０．６質量％以下の場合、下記式１Ａ、
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000022
 　前記鋼素材のＣｒ含有量が０．２質量％未満の場合、下記式１Ｂ、
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000023
 　または、前記鋼素材のＣｒ含有量が０．６質量％超１．０質量％以下の場合、下記式１Ｃ、
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000024
 （式１Ａ、式１Ｂおよび式１Ｃにおいて、Ｔは５００℃以上である焼鈍時の均熱保持温度（℃）であり、ｔは焼鈍時の均熱保持時間（秒）であり、かつ、Ｃｒ［％］は前記鋼素材のＣｒ含有量（質量％）である）
　を満たす条件下において焼鈍する工程を含む。
　前述のもう一つの第一の局面に係る鋼板の製造方法において、Ｓｉ含有量が１．０質量％以上かつＣｒ含有量が１．０質量％以下である鋼素材を、
　前記鋼素材のＣｒ含有量が０．６質量％以下の場合、下記式１Ａ、
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000025
 　または、前記鋼素材のＣｒ含有量が０．６質量％超１．０質量％以下の場合、下記式１Ｃ、
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000026
 （式１Ａおよび式１Ｃにおいて、Ｔは５００℃以上である焼鈍時の均熱保持温度（℃）であり、ｔは焼鈍時の均熱保持時間（秒）であり、かつ、Ｃｒ［％］は前記鋼素材のＣｒ含有量（質量％）である）
　を満たす条件下において焼鈍する工程を含むことが好ましい。
　前述の鋼板の製造方法において、前記焼鈍前、前記鋼素材を熱間圧延して、５００℃～７００℃で巻き取る工程をさらに含むことが好ましい。
　前述の鋼板の製造方法において、前記焼鈍後、鋼板を酸洗し、その後冷間圧延する工程をさらに含むことがより好ましい。
　以下に、実施例により本発明をさらに具体的に説明するが、本発明は実施例により何ら限定されるものではない。
　（実施例１）
　実施例１では、合金化ムラを抑制できる内部酸化層の量ｘ（ｇ／ｍ２）の下限値を求めた。
　具体的には、Ｓｉ含有量が１．０質量％以上である鋼素材を用いて、実際に鋼板を製造し、鋼板の表面から深さ１μｍまでの固溶Ｓｉ量（重量％）（詳細には固溶Ｓｉ量の平均値（重量％））と内部酸化層の量（ｇ／ｍ２）と合金化ムラ抑制効果との関連性について調べた。
　まず、後の表１に示す化学組成の鋼材（鋼種Ａ）を転炉にて溶製した後、連続鋳造によりスラブを製造した。得られたスラブを、仕上げ圧延終了温度を９００℃として、板厚２．０ｍｍとなるまで熱間圧延し、６４０℃で巻き取り、得られた熱延鋼板を常温まで冷却した。その後、熱延鋼板を焼鈍炉に投入し、焼鈍を行った。焼鈍条件は、Ｎ２－０．５体積％Ｈ２の非還元性の雰囲気下において、熱延鋼板を５８０℃まで約８．５時間で昇温し、５８０℃で３０時間均熱保持し、次いで２００℃以下まで約５時間かけて冷却した。その後、得られた焼鈍後の鋼板を、濃度８重量％である塩酸を用いて８５℃において４０秒間浸漬させることによって酸洗した。最後に、鋼板が板厚２．０ｍｍから１．４ｍｍになるまで冷間圧延を行い、目的の鋼板を得た。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000027
　まず、得られた鋼板における様々な位置から２０ｍｍ×２０ｍｍ×１．４ｍｍ（板厚）の供試片をシャー切断機によって切り出した。その後、各々の供試片について鋼板の表面から深さ１μｍまでの固溶Ｓｉ量（重量％）、詳細には固溶Ｓｉ量の平均値（重量％）を測定した。鋼板の表面の固溶Ｓｉ量は、全自動走査型Ｘ線光電子分光分析装置（アルバックファイ（株）製、「Ｑｕａｎｔｅｒａ－ＳＸＭ」）を用いて測定した。測定条件は、Ｘ線出力：２４．２Ｗ、Ｘ線ビーム径：１００μｍ、および、分析位置：深さ１μｍとした。具体的には、下記式を用いて算出した。すなわち、Ｓｉ（Ｓｉ－Ｓｉ，Ｆｅ－Ｓｉ）の{Ｓｉ（ＳｉＯｘ）+Ｓｉ（Ｓｉ－Ｓｉ，Ｆｅ－Ｓｉ）}に対するピーク面積強度の比率を求めて、求めた比率に実際の鋼中Ｓｉ含有量を乗じることによって、固溶Ｓｉ量（重量％）を算出した。
固溶Ｓｉ量（重量％）＝［Ｓｉ（Ｓｉ－Ｓｉ，Ｆｅ－Ｓｉ）／{Ｓｉ（ＳｉＯｘ）+Ｓｉ（Ｓｉ－Ｓｉ，Ｆｅ－Ｓｉ）}］×鋼中Ｓｉ含有量
　さらに、同時に、固溶Ｓｉ量（重量％）を測定した供試片の内部酸化層の量（ｇ／ｍ２）を測定した。具体的には、切り出した供試片を、濃度１０質量％の塩酸を用いて、温度８０℃の条件下で浸漬して、単位面積当たりの溶解量（ｇ／ｍ２）を測定した。
　図１のグラフは、このように測定された、固溶Ｓｉ量（重量％）と内部酸化層の量（ｇ／ｍ２）との相関を示す。ここで、図１のグラフ中の破線で示す以下の式は、回帰分析によって導き出した式である。Ｒは、相関係数である。
ｙ（固溶Ｓｉ量（重量％））＝－０．１１６９ｘ（内部酸化層の量（ｇ／ｍ２））＋１．８７２３（Ｒ２＝０．９９７）
　次いで、固溶Ｓｉ量（重量％）および内部酸化層の量（ｇ／ｍ２）と合金化ムラの抑制効果との関係を調べるために、得られた鋼板から合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。まず、得られた鋼板に、ＮＯＦ型の焼鈍炉を有する連続溶融亜鉛めっきラインを適用して、酸化処理、還元処理、溶融亜鉛めっき処理および合金化処理を施した。酸化処理では、１７０００ｐｐｍ未満のＯ２とＣＯ２、Ｎ２およびＨ２Ｏとを含む燃焼排ガス雰囲気下において、４５秒の昇温時間で、約７１０℃（６８０℃～７３０℃）の鋼板温度になるように、鋼板を加熱した。ここで、「鋼板温度」とは、酸化加熱帯であるＮＯＦにおいて加熱制御される鋼板の最高到達板温を意味する。還元処理は、Ｎ２－Ｈ２のガス雰囲気下において、約８００℃（７７０℃～８２０℃）の均熱保持温度において５０秒間加熱した。溶融亜鉛めっき処理は、還元後の鋼板を亜鉛めっき浴に４３０℃において浸漬させて、溶融亜鉛めっき層を形成した。このようにして溶融亜鉛めっき鋼板を得て、その後、合金化処理により合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得た。
　さらに、このようにして得た合金化溶融亜鉛めっき鋼板について、合金化ムラが抑制されているか否かを評価した。具体的には、得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の外観を目視で観察し、Ｚｎ－Ｆｅ合金化が進行し、Ｚｎの金属光沢がなくなっている場合を「〇」と評価した。一方、Ｚｎの金属光沢が残っている場合を「×」と評価した。
　合金化ムラの評価を行った結果、鋼板の表面から深さ１μｍまでの固溶Ｓｉ量が１．３６重量％以下であれば、当該固溶Ｓｉ量である鋼板の表面の箇所において合金化ムラを抑制することができることが分かった。図１のグラフから分かるように、固溶Ｓｉ量が１．３６重量％以下であることは、内部酸化層の量が４．４ｇ／ｍ２以上であることに対応する。すなわち、内部酸化層の量が４．４ｇ／ｍ２以上であれば、当該内部酸化層の量を示す鋼板の表面箇所において、合金化ムラは抑制できることが分かった。
　（実施例２）
　次に、前記式１の下限値である「０．１９」を導き出した鋼板の製造方法の実施例について、詳細に説明する。
　実施例２では、まず、熱間圧延の巻き取り温度を５５０℃とし、焼鈍時の均熱保持温度を５４０℃とし、焼鈍時の均熱保持時間を３０時間（１０８０００秒間）とし、その他については実施例１と同じ方法によって、鋼板を製造した。さらに、実施例１と同じ方法で、鋼板の所定の位置の供試片の内部酸化層の量（ｇ／ｍ２）を測定した。なお、本実施例２では、鋼種Ａの鋼材だけでなく、後の表２に示す鋼種Ｂの鋼材も用いて鋼板を製造し、内部酸化層の量（ｇ／ｍ２）を測定した。鋼板の供試片は、鋼板の圧延方向前端から１０ｍの位置、かつ、鋼板のコイル幅方向エッジから０ｍｍ～２０ｍｍ、２０ｍｍ～４０ｍｍ、４０ｍｍ～６０ｍｍまたは６０ｍｍ～８０ｍｍの位置から切り出した。
　その結果、いずれの位置の供試片も、前述の実施例１で算出された合金化ムラを抑制できる内部酸化層の量の下限値（すなわち、４．４ｇ／ｍ２）を上回っていた。これは、実施例２において製造された鋼板は、特にコイル幅方向において、合金化ムラを抑制できることを意味している。さらに、このような実施例２の焼鈍時の条件を前記式４に代入することによって得られるｘ２は内部酸化層の量の二乗である。従って、前記式４に代入して得られたｘ２は、前記式５で表すように、内部酸化層の合金化ムラに関する下限値として規定できることを意味している。これは、内部酸化層の量が少なすぎると、鋼板の表面近傍の固溶Ｓｉ量が増加し、合金化ムラが生じるという知見に基づいている。以下の表３において、実施例２の結果をまとめて示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000028
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000029
　（実施例３）
　実施例３では、良好な酸洗性の効果を有するための、焼鈍後の鋼板の幅方向エッジ近傍の供試片の酸化スケール面積に対する還元鉄面積率（％）（以下、単に「還元鉄面積率（％）」とも言う）の上限値を求めた。
　具体的には、焼鈍時の均熱保持温度および均熱保持時間を変化させて、その他については実施例１と同じ方法で、酸洗前の各種鋼板を製造した。その後、得られた各々の焼鈍後の鋼板の幅方向エッジ近傍の供試片の酸化スケール面積に対する還元鉄面積率（％）を測定した。具体的には、当該鋼板の幅方向エッジ近傍の供試片は、鋼板の圧延方向に対して平行な方向の位置がランダムである幅方向エッジから０ｍｍ～１００ｍｍにおける部分から切り出した。
　詳細には、供試片の断面ＳＥＭ像にて観察したスケール画像を大津の方法により２値化して、輝度の大きい群がスケール全体に占める面積率を算出することによって、還元鉄面積率を測定した。参照として、内部酸化層における粒界酸化深さ（μｍ）も同時に測定した。具体的には、同様に、断面ＳＥＭ像にて観察した供試片の表面画像を用いて、供試片の表面と水平な方向におけるランダムな５点からの粒界酸化深さを測定し、その平均値を算出することによって測定した。一般的に、内部酸化層における粒界酸化深さ（μｍ）が深くなる、すなわち内部酸化層の量（ｇ／ｍ２）が増加すると、還元鉄面積率（％）は増加するという関係が成立する。
　その後、得られた各々の焼鈍後の鋼板を、濃度１０重量％である塩酸を用いて８０℃において４０秒間浸漬させることによって酸洗した。酸洗後、鋼板の幅方向エッジ近傍の各々の供試片の還元鉄の残存の状態を、目視により観察した。そして、還元鉄が残存していない場合を「〇」とし、酸洗液中で振とうさせることにより還元鉄が剥離される場合を「△」とし、還元鉄が残る場合を「×」として、酸洗性の評価を行った。さらに、このような評価について、「〇」の評価結果が示された鋼板を本発明例とした。これらの結果を、酸洗前に測定した還元鉄面積率（％）と粒界酸化深さ（μｍ）の結果と共に以下の表４に示す。また、図２において、表４の酸洗性の評価試験をグラフ化した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000030
　これらの酸洗性の評価結果から、焼鈍後の鋼板の幅方向エッジ近傍の酸化スケール面積に対する還元鉄面積率（％）が４５％未満であれば、良好な酸洗性を有することが分かった。なお、前述した通り、鋼板の幅方向エッジ近傍は幅方向センター近傍と比べて還元鉄が生じ易いため、当該幅方向エッジ近傍において良好な酸洗性を有することによって、鋼板全体においても良好な酸洗性を有する。
　（実施例４）
　次に、第１の実施形態における、前記式１の上限値である「０．６３」および前記式２を導き出した鋼板の製造方法の実施例について、詳細に説明する。
　実施例４では、焼鈍条件に関して、均熱保持時間は３０時間（１０８０００秒間）とし、均熱保持温度および焼鈍時の周囲のガス雰囲気におけるＨ２濃度は変化させて、その他については実施例１と同じ方法によって、酸洗前の各種鋼板を製造した。さらに、実施例３と同じ方法によって、還元鉄面積率（％）を測定した。加えて、前述の実施例３から、還元鉄面積率（％）が４５％未満であれば当該鋼板は良好な酸洗性を有することが分かったため、この結果に基づいて、各々の鋼板の酸洗性の評価も行った。これらの結果を焼鈍条件と共に、以下の表５に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000031
　上記表５に示すように、６２０℃の均熱保持温度および３０時間（１０８０００秒間）の均熱保持時間である試験Ｎｏ．５４では、測定された還元鉄面積率が、前述の実施例３で算出された良好な酸洗性を有することができる還元鉄面積率の上限値（すなわち、４５％未満）を下回っていた。従って、試験Ｎｏ．５４において製造された鋼板は、良好な酸洗性を有することを意味している。加えて、このような試験Ｎｏ．５４の焼鈍時の条件を前記式４に代入することによって得られるｘ２は内部酸化層の量の二乗である。そのため、当該代入して得られたｘ２を、前記式６で表すように、内部酸化層の酸洗性に関する上限値として規定することができる。これは、均熱保持温度をより高くすることによって内部酸化層の量が増加してしまうと、還元鉄がより多く生成してしまい、良好な酸洗性が得られないという知見に基づいている。
　さらに、図３は、上記表５における焼鈍時の均熱保持温度と周囲のガス雰囲気におけるＨ２濃度とをプロットしたグラフである。ここで、図３には、試験Ｎｏ．５０～試験Ｎｏ．５５における焼鈍条件が、前述の実施例３の結果に基づく酸洗性の評価結果と共にプロットされている。具体的には、良好な酸洗性を示す還元鉄面積率が４５％未満である場合は「〇」とし、良好な酸洗性を示さない還元鉄面積率が４５％以上である場合は「×」としてプロットされている。
　これらの評価結果の境界線となる、図３のグラフ中に示される焼鈍時の周囲のガス雰囲気におけるＨ２濃度Ｐ（Ｈ２）（体積％）と均熱保持温度Ｔ（℃）との関係式である前記式２は、グラフ中における、Ｈ２濃度Ｐが０体積％であり、かつ均熱保持温度Ｔが６２５℃である点と、Ｈ２濃度Ｐが１体積％であり、かつ均熱保持温度Ｔが６００℃である点とを結んだ直線により導きだした。これらの点を選択した理由は、次の通りである。Ｈ２濃度Ｐが０％の場合において酸洗性評価が分かれる試験Ｎｏ．５４と試験Ｎｏ．５５との中間の均熱保持温度Ｔの６２５℃の条件下では、その還元鉄面積率も両者の平均の４２程度になると想定される。Ｈ２濃度Ｐが１％の場合において酸洗性評価が分かれる試験Ｎｏ．５０と試験Ｎｏ．５３との中間の均熱保持温度Ｔの６００℃の条件下では、その還元鉄面積率も両者の平均の３１程度になると想定される。これらはいずれも良好な酸洗性を示す４５％未満の数値に該当する。従って、これらの条件を用いることによって、Ｈ２濃度Ｐ（Ｈ２）と均熱保持温度Ｔとの関係式を導き出すことができる。
　あるいは、前記式２の代替として、試験Ｎｏ．５０（Ｈ２濃度Ｐが１体積％であり、かつ均熱保持温度Ｔが５９０℃）と試験Ｎｏ．５４（Ｈ２濃度Ｐが０体積％であり、かつ均熱保持温度Ｔが６２０℃）との結果を用いた、以下の式２’で規定することもできる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000032
　上述した実施例１～実施例４から分かるように、鋼板の製造方法において、前記式１および前記式２（あるいは前記式２’）を満たすように、焼鈍工程における均熱保持温度Ｔと均熱保持時間ｔと周囲のガス雰囲気におけるＨ２濃度Ｐ（Ｈ２）とを設定することによって、合金化ムラの抑制と良好な酸洗性とを両立する鋼板を効率よく得ることができる。
　（実施例５）
　実施例５では、第２の実施形態における、前記式１Ａ、前記式１Ｂおよび前記式１Ｃの下限値である「０．１９」を導き出した鋼板の製造方法の実施例について、詳細に説明する。さらに、第２の実施形態における、前記式１Ａの上限値である「０．７５Ｃｒ［％］＋０．４８」、前記式１Ｂの上限値である「０．６３」、および、前記式１Ｃの上限値である「０．９３」を導き出した鋼板の製造方法の実施例についても、詳細に説明する。
　まず、前記式１Ａ、前記式１Ｂおよび前記式１Ｃの内部酸化層の合金化ムラに関する下限値については、Ｃｒ含有量にかかわらず、第１の実施形態と同様、前述の実施例２の結果に基づき、「０．１９」として規定することができる。
　実施例５では、前述の実施例１～実施例４で用いた上記表１に示す鋼種Ａの鋼材だけでなく、下記表６に示すＣｒ含有量が異なる鋼種Ｃの鋼材も用いた。焼鈍条件に関しては、均熱保持時間は３０時間（１０８０００秒間）とし、焼鈍時の周囲のガス雰囲気におけるＨ２濃度は０体積％とし、均熱保持温度は各試験によって変化させて、酸洗前の各種鋼板を製造した。その他の詳細な方法は、前述の実施例４と同様である。また、後に示す表７から分かるように、Ｃｒ含有量が０．２質量％である鋼種Ａの鋼材を用いた試験は、前述の実施例４の上記表５に示す試験Ｎｏ．５４および試験Ｎｏ．５５である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000033
　次いで、作製した焼鈍後の鋼板における脱炭量（ｍｇ／ｃｍ２）を測定した。脱炭量は、グロー放電発光分析装置を用いて、各鋼板の試験片の表面の深さ方向での炭素濃度プロファイルより確認した。具体的には、まず、酸化膜と鋼材の界面より深い位置における、炭素量が鋼板母材の９割以下となる部分について、炭素量を確認した。そして、当該部分における炭素量と鋼板母材炭素量との差分を求め、この結果から、各鋼板が単位面積あたりに失った炭素量を脱炭量（ｍｇ／ｃｍ２）として算出した。
　試験Ｎｏ．５４および試験Ｎｏ．５５の還元鉄面積率（％）は、上記表５に示されている通り、各々、２６％または５７％である。従って、これらの値に基づき、以下の式を用いることによって、試験Ｎｏ．５６～試験Ｎｏ．５８において測定された脱炭量（ｍｇ／ｃｍ２）の値から、還元鉄面積率（％）の推定値を算出した。以下の式から分かるように、脱炭が抑制されることにより、還元鉄面積率も減少させることができる。その詳細な説明については、後に述べる。
還元鉄面積率（％）（推定値）＝（５７－２６）／（１３．７２－４．８４）×（脱炭量（ｍｇ／ｃｍ２）－４．８４）＋２６
　さらに、前述の実施例３から、還元鉄面積率（％）が４５％未満であれば当該鋼板は良好な酸洗性を有することが分かった。そのため、この結果に基づいて各種鋼板の酸洗性の評価も行った。これらの結果を焼鈍条件等と共に、以下の表７に示す。下記表７における（※）に記す数値は、上述した通り、実測値ではなく、推定値であることを示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000034
　上記表７に示す結果からも分かる通り、一般的に、鋼素材に含まれるＣｒ含有量が増加すると、脱炭が抑制される。還元鉄は、脱炭時の鋼中炭素とスケール中の酸素との結びつきにより発生するため、Ｃｒ含有量の増加により脱炭量が少なくなると、生成する還元鉄も少なくなり、良好な酸洗性を得ることができる。換言すると、鋼素材に含まれるＣｒ含有量がより多い場合には、還元鉄を多量に発生させることなく、焼鈍時の均熱保持温度をより高くすることができ、内部酸化層の量を増加させることができる。従って、Ｃｒ含有量がより多い程、前記式４に代入して得られるｘ２に基づく内部酸化層の酸洗性に関する上限値を上げることができる。
　Ｃｒ含有量が０．２質量％の場合、実施例４においても前述した通り、試験Ｎｏ．５４の焼鈍条件を前記式４に代入して得られたｘ２を、前記式６で表すように、内部酸化層の酸洗性に関する上限値「０．６３」として規定することができる。
　Ｃｒ含有量が０．６質量％の場合、上記表７に示すように、６５０℃の均熱保持温度および３０時間（１０８０００秒間）の均熱保持時間である試験Ｎｏ．５８では、推定の還元鉄面積率が、前述の実施例３で算出された良好な酸洗性を有することができる還元鉄面積率の上限値（すなわち、４５％未満）を下回っていた。従って、試験Ｎｏ．５８において製造された鋼板は、良好な酸洗性を有することを意味する。そのため、Ｃｒ含有量が０．６質量％の場合、試験Ｎｏ．５８の焼鈍時の条件を前記式４に代入して得られたｘ２を、前記式７で表すように、内部酸化層の酸洗性に関する上限値「０．９３」として規定することができる。
　Ｃｒ含有量増加に応じて上限値が上がることを考慮すると、Ｃｒ含有量が０．２質量％以上０．６質量％以下の場合、内部酸化層の酸洗性に関する上限値は、試験Ｎｏ．５４および試験Ｎｏ．５８の結果から導くことができる。具体的には、Ｃｒ含有量が０．２質量％の場合の上限値「０．６３」とＣｒ含有量が０．６質量％の場合の上限値「０．９３」の２点を通るＣｒ含有量に対する上限値の直線を、前記式８で表すように、Ｃｒ含有量に応じた内部酸化層の酸洗性に関する上限値「０．７５Ｃｒ［％］＋０．４８」として規定することができる。
　さらに、上記表７から分かる通り、Ｃｒ含有量が０．２質量％の場合の試験Ｎｏ．５４では、測定された還元鉄面積率が２６％であり、良好な酸洗性を有することができる還元鉄面積率の上限値（すなわち、４５％未満）を大きく下回っている。従って、Ｃｒ含有量が０．２質量％未満（好ましくはＣｒ含有量が０質量％超０．２質量％未満）の場合であっても、Ｃｒ含有量が０．２質量％の場合と同様に、内部酸化層の酸洗性に関する上限値を「０．６３」として規定できると考えられる。あるいは、Ｃｒ含有量が０．２質量％未満（好ましくはＣｒ含有量が０質量％超０．２質量％未満）の場合においても、Ｃｒ含有量が０．２質量％以上０．６質量％以下の場合と同様に、Ｃｒ含有量が０．２質量％の場合の上限値「０．６３」とＣｒ含有量が０．６質量％の場合の上限値「０．９３」の２点を通るＣｒ含有量に対する上限値の直線から、内部酸化層の酸洗性に関する上限値を「０．７５Ｃｒ［％］＋０．４８」として規定してもよい。
　Ｃｒ含有量が０．６質量％超１質量％以下の場合、Ｃｒ含有量が０．６質量％の場合の試験Ｎｏ．５８と比べて、焼鈍時の脱炭はより抑制される。従って、生成する還元鉄の量も少なくなるため、内部酸化層の酸洗性に関する上限値は、より大きい値に設定可能と想定される。従って、Ｃｒ含有量が０．６質量％超１質量％以下の場合であっても、Ｃｒ含有量が０．６質量％の場合と同様に、内部酸化層の酸洗性に関する上限値を「０．９３」として規定できる。
　上述した実施例１～実施例３および実施例５から分かるように、鋼板の製造方法において、鋼素材に含まれるＣｒ含有量に応じて前記式１Ａ、前記式１Ｂまたは前記式１Ｃを満たすように、焼鈍工程における均熱保持温度Ｔと均熱保持時間ｔとＣｒ含有量とを設定することによって、合金化ムラの抑制と良好な酸洗性とを両立する鋼板を効率よく得ることができる。
　この出願は、２０２１年３月８日に出願された日本国特許出願２０２１－０３６２２８号および２０２１年１２月１６日に出願された日本国特許出願２０２１－２０４２５４号を基礎とするものであり、その内容は、本願に含まれるものである。
　今回開示された実施形態および実施例は、全ての点で例示であって制限的なものではないと解されるべきである。本発明の範囲は、上記した説明ではなくて特許請求の範囲により示され、特許請求の範囲と均等の意味および範囲内での全ての変更が含まれることが意図される。
　本発明によれば、Ｓｉ含有量が多くても、合金化ムラを抑制することができ、かつ、良好な酸洗性を有する鋼板を製造することができる。そのため、例えば、自動車のボディー等の自動車用部材に好適に適用される９８０ＭＰａ以上の引張強度の高強度高加工性の溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板を効率的に製造することができる。

Claims (3)

  1. 　Ｓｉ含有量が１．０質量％以上かつＣｒ含有量が１質量％以下である鋼素材を、
    　前記鋼素材のＣｒ含有量が０．２質量％以上０．６質量％以下の場合、下記式１Ａ、
    Figure JPOXMLDOC01-appb-M000001
     　前記鋼素材のＣｒ含有量が０．２質量％未満の場合、下記式１Ｂ、
    Figure JPOXMLDOC01-appb-M000002
     　または、前記鋼素材のＣｒ含有量が０．６質量％超１．０質量％以下の場合、下記式１Ｃ、
    Figure JPOXMLDOC01-appb-M000003
     （式１Ａ、式１Ｂおよび式１Ｃにおいて、Ｔは５００℃以上である焼鈍時の均熱保持温度（℃）であり、ｔは焼鈍時の均熱保持時間（秒）であり、かつ、Ｃｒ［％］は前記鋼素材のＣｒ含有量（質量％）である）
    　を満たす条件下において焼鈍する工程を含む、鋼板の製造方法。
  2. 　前記焼鈍前、前記鋼素材を熱間圧延して、５００℃～７００℃で巻き取る工程をさらに含む、請求項１に記載の鋼板の製造方法。
  3. 　前記焼鈍後、鋼板を酸洗し、その後冷間圧延する工程をさらに含む、請求項１または２に記載の鋼板の製造方法。
     
PCT/JP2022/008962 2021-03-08 2022-03-02 鋼板の製造方法 WO2022191006A1 (ja)

Priority Applications (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN202280018902.0A CN117120638A (zh) 2021-03-08 2022-03-02 钢板的制造方法
EP22766965.2A EP4296385A1 (en) 2021-03-08 2022-03-02 Method for manufacturing steel sheet
KR1020237031385A KR20230145590A (ko) 2021-03-08 2022-03-02 강판의 제조 방법

Applications Claiming Priority (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2021-036228 2021-03-08
JP2021036228 2021-03-08
JP2021204254A JP2022136964A (ja) 2021-03-08 2021-12-16 鋼板の製造方法
JP2021-204254 2021-12-16

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2022191006A1 true WO2022191006A1 (ja) 2022-09-15

Family

ID=83227165

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2022/008962 WO2022191006A1 (ja) 2021-03-08 2022-03-02 鋼板の製造方法

Country Status (3)

Country Link
EP (1) EP4296385A1 (ja)
KR (1) KR20230145590A (ja)
WO (1) WO2022191006A1 (ja)

Citations (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2000309824A (ja) 1999-02-25 2000-11-07 Kawasaki Steel Corp 冷延鋼板および溶融めっき鋼板ならびにそれらの製造方法
JP2006233333A (ja) 2005-01-31 2006-09-07 Nippon Steel Corp 外観が良好な高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法と製造設備
WO2016038801A1 (ja) 2014-09-08 2016-03-17 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法及び製造設備
JP2017222887A (ja) 2016-06-13 2017-12-21 株式会社神戸製鋼所 鋼板の製造方法
WO2018092817A1 (ja) * 2016-11-16 2018-05-24 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
JP2019505694A (ja) * 2015-12-21 2019-02-28 アルセロールミタル 強度及び成形性が改善された高強度鋼板の製造方法、及び得られた高強度鋼板
WO2020128811A1 (en) * 2018-12-18 2020-06-25 Arcelormittal Cold rolled and heat-treated steel sheet and method of manufacturing the same
JP2020523473A (ja) * 2017-06-02 2020-08-06 アルセロールミタル プレス硬化部品を製造するための鋼板、高い強度及び圧潰延性の組合せを有するプレス硬化部品、並びにそれらの製造方法
JP2021507985A (ja) * 2017-12-19 2021-02-25 アルセロールミタル 冷間圧延熱処理鋼板及びその製造方法
JP2021036228A (ja) 2019-08-02 2021-03-04 華廣生技股▲ふん▼有限公司Ｂｉｏｎｉｍｅ Ｃｏｒｐｏｒａｔｉｏｎ マイクロバイオセンサー及びその測定方法

Patent Citations (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2000309824A (ja) 1999-02-25 2000-11-07 Kawasaki Steel Corp 冷延鋼板および溶融めっき鋼板ならびにそれらの製造方法
JP2006233333A (ja) 2005-01-31 2006-09-07 Nippon Steel Corp 外観が良好な高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法と製造設備
WO2016038801A1 (ja) 2014-09-08 2016-03-17 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法及び製造設備
JP2019505694A (ja) * 2015-12-21 2019-02-28 アルセロールミタル 強度及び成形性が改善された高強度鋼板の製造方法、及び得られた高強度鋼板
JP2017222887A (ja) 2016-06-13 2017-12-21 株式会社神戸製鋼所 鋼板の製造方法
WO2018092817A1 (ja) * 2016-11-16 2018-05-24 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
JP2020523473A (ja) * 2017-06-02 2020-08-06 アルセロールミタル プレス硬化部品を製造するための鋼板、高い強度及び圧潰延性の組合せを有するプレス硬化部品、並びにそれらの製造方法
JP2021507985A (ja) * 2017-12-19 2021-02-25 アルセロールミタル 冷間圧延熱処理鋼板及びその製造方法
WO2020128811A1 (en) * 2018-12-18 2020-06-25 Arcelormittal Cold rolled and heat-treated steel sheet and method of manufacturing the same
JP2021036228A (ja) 2019-08-02 2021-03-04 華廣生技股▲ふん▼有限公司Ｂｉｏｎｉｍｅ Ｃｏｒｐｏｒａｔｉｏｎ マイクロバイオセンサー及びその測定方法

Also Published As

Publication number Publication date
EP4296385A1 (en) 2023-12-27
KR20230145590A (ko) 2023-10-17

Similar Documents

Publication Publication Date Title
US10745775B2 (en) Galvannealed steel sheet and method for producing the same
US11136636B2 (en) Steel sheet, plated steel sheet, method of production of hot-rolled steel sheet, method of production of cold-rolled full hard steel sheet, method of production of steel sheet, and method of production of plated steel sheet
JP4589880B2 (ja) 成形性と穴拡げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板と高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板及び高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法並びに高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
JP5354135B2 (ja) 機械切断特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法
KR101614230B1 (ko) 베이킹 경화성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판, 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판 및 그것들의 제조 방법
JP5648755B2 (ja) 溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
JPWO2011025042A1 (ja) 高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法
US20170211164A1 (en) High strength galvanized steel sheet and production method therefor
JP6202234B1 (ja) 薄鋼板およびめっき鋼板、並びに、熱延鋼板の製造方法、冷延フルハード鋼板の製造方法、薄鋼板の製造方法およびめっき鋼板の製造方法
JP2011219778A (ja) 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5672747B2 (ja) 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5672743B2 (ja) 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP2010116590A (ja) 溶融亜鉛系めっき鋼板およびその製造方法
JP5315795B2 (ja) 高加工時の耐めっき剥離性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、およびその製造方法
JP6164280B2 (ja) 表面外観および曲げ性に優れるＭｎ含有合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
WO2022191006A1 (ja) 鋼板の製造方法
WO2022080497A1 (ja) 鋼板およびその製造方法
WO2022191009A1 (ja) 溶融亜鉛めっき用鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板
JP2022136964A (ja) 鋼板の製造方法
WO2022191008A1 (ja) 溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法および合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
JP5672744B2 (ja) 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5672746B2 (ja) 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP2022136977A (ja) 溶融亜鉛めっき用鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板
CN117120638A (zh) 钢板的制造方法
US20240133013A1 (en) Method for manufacturing hot-dip galvanized steel sheet and method for manufacturing alloyed hot-dip galvanized steel sheet

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 22766965

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 18548260

Country of ref document: US

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: MX/A/2023/010443

Country of ref document: MX

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 20237031385

Country of ref document: KR

Kind code of ref document: A

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 1020237031385

Country of ref document: KR

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2022766965

Country of ref document: EP

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2022766965

Country of ref document: EP

Effective date: 20230920

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE