CN106715726A - 高强度熔融镀锌钢板的制造方法和制造设备 - Google Patents

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Abstract

提供一种镀敷密合性、加工性和外观性优异的高强度熔融镀锌钢板的制造方法。一种高强度熔融镀锌钢板的制造方法，其具有下述工序：热轧工序，对以质量％计包含C：0.05～0.30％、Si：0.1～2.0％、Mn：1.0～4.0％的钢坯进行热轧后，以特定的温度TC卷取成卷材，并进行酸洗；冷轧工序，对热轧工序中得到的热轧板实施冷轧；退火工序，对冷轧工序中得到的冷轧板以特定的条件实施退火；和熔融镀锌处理工序，对于退火工序后的退火板，在含有0.12～0.22质量％的Al的熔融镀锌浴中实施熔融镀锌处理。

Description

高强度熔融镀锌钢板的制造方法和制造设备
技术领域
本发明涉及以包含Si和Mn的高强度钢板为母材的、外观性和镀敷密合性优异的高强度熔融镀锌钢板的制造方法以及用于实施该制造方法的制造设备。
背景技术
近年来，在汽车、家电、建材等领域中正在使用对原料钢板赋予了防锈性的表面处理钢板，尤其是防锈性优异的熔融镀锌钢板、合金化熔融镀锌钢板。并且，从提高汽车的油耗和提高汽车的碰撞安全性的观点来看，优选利用经高强度化、薄壁化的高强度钢板来作为车体材料。
通常，熔融镀锌钢板使用对钢坯进行热轧或冷轧而成的薄钢板作为母材，将该母材在CGL(熔融镀锌线)的退火炉中进行再结晶退火，之后进行熔融镀锌处理而制造。另外，合金化熔融镀锌钢板通过在熔融镀锌处理后进一步进行合金化处理而制造。
为了提高钢板的强度，添加Si、Mn是有效的。但是，在连续退火时，Si、Mn在不发生Fe的氧化(即，将Fe氧化物还原)的还原性的N2+H2气体气氛中也会发生氧化，在钢板最外表面会形成Si、Mn的氧化物。Si、Mn的氧化物在镀敷处理时会使熔融锌与底层钢板的润湿性降低，因此，在添加有Si、Mn的钢板中多会发生未镀敷。另外，即便在未达到未镀敷的情况下，也存在镀敷密合性差的问题。
作为以大量包含Si、Mn的高强度钢板为母材的熔融镀锌钢板的制造方法，专利文献1中公开了在形成钢板表面氧化膜后进行还原退火的方法。但是，在专利文献1中记载的方法中无法稳定地得到良好的镀敷密合性。
与此相对，在专利文献2～8中公开了下述技术，其通过规定氧化速度或还原量、实测氧化带中的氧化膜厚、由实测结果控制氧化条件或还原条件，从而使效果稳定。
另外，在专利文献9中规定了氧化-还原工序中的气氛中的O2、H2、H2O等的气体组成。
此外，作为在热轧钢板的晶界形成Si、Mn的氧化物的方法，在专利文献10中公开了提高热轧钢板的卷取温度的制造方法。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开昭55-122865号公报
专利文献2：日本特开平4-202630号公报
专利文献3：日本特开平4-202631号公报
专利文献4：日本特开平4-202632号公报
专利文献5：日本特开平4-202633号公报
专利文献6：日本特开平4-254531号公报
专利文献7：日本特开平4-254532号公报
专利文献8：日本特开平7-34210号公报
专利文献9：日本特开2007-291498号公报
专利文献10：日本特开平9-176812号公报
发明内容
发明所要解决的课题
在应用专利文献2～8中所示的熔融镀锌钢板的制造方法的情况下，可知：在连续退火中在钢板表面形成Si、Mn的氧化物，由此未必会得到充分的镀敷密合性。
另外，在应用专利文献9～10中记载的制造方法的情况下，虽然可改善镀敷密合性，但由于氧化带中的过量的氧化，存在会产生所谓的粘着(pick up)现象的问题，即，氧化皮附着于炉内辊，钢板产生压痕(押し疵)。若产生粘着现象，则外观性发生劣化。
在专利文献9中记载的制造方法中，可知：虽然对镀敷密合性的改善、粘着现象的抑制有效，但是无法得到可耐受压制成型的加工性，或者镀敷密合性或合金化产生不均，未必可得到良好的镀敷密合性或外观性。
本发明是鉴于上述情况而进行的，其目的在于提供一种镀敷密合性、加工性和外观性优异的高强度熔融镀锌钢板的制造方法以及可以用于该制造方法的实施的制造设备。
用于解决课题的方案
如上所述，Si、Mn等固溶强化元素的添加对于钢的高强度化是有效的。并且，对于在汽车用途中所用的高强度钢板来说，由于需要压制成型，因而要求提高强度与延展性的平衡。与此相对，Si具有不损害钢的延展性而能够高强度化的优点，因而含Si钢作为高强度钢板是非常有用的。但是，在制造以含有Si、Mn的钢为母材的高强度合金化熔融镀锌钢板的情况下，存在下述问题。
Si、Mn在退火气氛中会在钢板最外表面形成氧化物，使钢板与熔融锌的润湿性劣化，产生未镀敷。并且，即便在未达到不镀敷的情况下，镀敷密合性也会劣化。
出于改善钢板与熔融锌的润湿性的目的，为了防止Si、Mn在钢板最外表面的氧化，在钢板内部而不是钢板表面以氧化物的形式形成Si、Mn是有效的。
为了在钢板内部形成Si、Mn的氧化物，有提高热轧中的卷取温度的方法。但是，在使用该方法的情况下，存在形成于晶界的氧化物量变得不均匀的问题。具体而言，在卷取后的热轧卷材的边缘部或前后端部，钢板与外部气体接触，因而温度降低的速度快，Si、Mn的氧化物的形成少。另一方面，在卷材的中央部难以发生温度降低，因而会形成比较多的量的Si、Mn的氧化物。其结果，在卷材的边缘部或前后端部无法得到充分的镀敷密合性，或者在合金化熔融镀锌钢板中会发生合金化不均导致的外观不良。
作为在钢板内部形成Si、Mn的氧化物的其它方法，作为镀敷前处理，在进行氧化处理后进行还原退火的方法是有效的。该方法为：在连续熔融镀敷线(CGL)的加热带中使钢板表面氧化后，在还原性气氛中进行再结晶退火，由此使钢板表面的氧化铁还原，同时利用由氧化铁供给的氧在钢板表面的内部以内部氧化物的形式形成Si、Mn。根据该方法，与上述热轧中形成的Si、Mn的内部氧化相比，可以在卷材内比较均匀地形成Si、Mn的内部氧化，因而非常有效。由此可知，为了在卷材内的全部长度得到均匀的镀敷密合性或外观性，抑制不均匀地形成的热轧中的内部氧化、积极地利用基于氧化-还原法的CGL中的内部氧化形成是有效的。为了积极地利用CGL中的内部氧化形成，需要充分确保加热带中的铁的氧化量。但是，对于钢中所添加的Si来说，为了抑制加热带中的铁的氧化反应，在使用了Si含量多的钢的情况下，尤其需要为可进一步促进加热带中的氧化反应的条件。另外可知：若使氧化反应过量地进行，则在加热带之后的均热带中氧化铁剥离而产生压痕，成为被称为所谓粘着现象的表面缺陷的原因。
此外，在Si添加钢的情况下，经熔融镀敷处理后的合金化处理中，Fe与Zn的反应得到抑制。因此，为了使合金化正常地进行，需要比较高的温度下的合金化处理。但是，若进行高温下的合金化处理，则无法得到充分的加工性。据认为，这是因为，为了确保延展性所需要的钢中的残余奥氏体相被分解为珠光体相。另外可知，在熔融镀敷前一度冷却至Ms点以下并再加热后进行熔融镀敷处理和合金化处理的情况下，会引起用于确保强度的马氏体相的回火，无法得到充分的强度。
这样，在Si添加钢中，存在由于合金化温度升高而无法得到所期望的机械特性值的问题。
基于上述内容进行了反复研究，结果得到下述见解。
在以包含Si、Mn的高强度钢板为母材的情况下，需要在卷材内的全部长度抑制Si、Mn在钢板最外表面的氧化(其为钢板与熔融锌的润湿性降低的原因)。为此，抑制热轧后的不均匀地形成的内部氧化、并在CGL中积极地形成均匀的内部氧化很重要。
为了实现前者，降低轧制后的卷取温度是有效的，其上限温度根据钢中的Si、Mn的含量来决定。
为了实现后者，根据钢中的Si、Mn的含量严密地管理加热带的温度、气氛、升温速度。另外可知，为了防止加热带中的过量的铁的氧化反应导致的粘着现象，在加热带的最终阶段调整为低氧势气氛是有效的。其具有下述效果：在加热带中对一度氧化的钢板表面进行还原处理，在最外表面形成还原铁，由此在发生粘着现象的均热带中可防止辊与氧化铁的直接接触。由此发现，粘着现象发生得到抑制，还可以防止压痕等的表面缺陷。
此外，对于含Si钢的高温下的合金化处理，通过适当地控制还原退火中的PH2O/PH2，可以降低最佳的合金化温度，提高加工性。
本发明基于上述见解，其特征如下所述。
[1]一种外观性和镀敷密合性优异的高强度熔融镀锌钢板的制造方法，其特征在于，其具有下述工序：
热轧工序，对以质量％计包含C：0.05％～0.30％、Si：0.1％～2.0％、Mn：1.0％～4.0％的钢坯进行热轧后，以满足下述式(1)的温度TC卷取成卷材，并进行酸洗；冷轧工序，对所述热轧工序中得到的热轧板实施冷轧；退火工序，对所述冷轧工序中得到的冷轧板实施具有下述(A带加热)～(C带加热)的退火；和，熔融镀锌处理工序，对于所述退火工序后的退火板，在含有0.12质量％～0.22质量％的Al的熔融镀锌浴中实施熔融镀锌处理。
(A带加热)在将DFF型加热炉(直火型加热炉)的空气比设为α、200℃以上的平均升温速度为10℃/秒～50℃/秒的条件下，将所述冷轧板加热至满足下述式(2)的加热到达温度T1。
(B带加热)利用DFF型加热炉，在空气比≤0.9、超过T1的平均加热速度为5℃/秒～30℃/秒的条件下，将所述A带加热后的冷轧板加热至满足下述式(3)的加热到达温度T2。
(C带加热)在含有H2、H2O、余部由N2和不可避免的杂质构成的气氛中，在log(PH2O/PH2)为-3.4以上-1.1以下、超过T2的平均加热速度为0.1℃/秒～10℃/秒的条件下，将所述B带加热后的冷轧板加热至700℃～900℃的特定的加热到达温度T3，并在该T3保持10秒～500秒。
TC≤-60([Si]+[Mn])+775 (1)
T1≥28.2[Si]+7.95[Mn]－86.2α+666 (2)
T2≥T1+30 (3)
其中，[Si]、[Mn]表示所述钢坯中包含的Si和Mn含量。另外，α为1.5以下。另外，log(PH2O/PH2)是指log(H2O的分压(PH2O)/H2的分压(PH2))。
[2]如[1]所述的外观性和镀敷密合性优异的高强度熔融镀锌钢板的制造方法，其特征在于，关于所述热轧工序中得到的热轧板的在从钢板表面起10μm以内的钢板表层部生成的Si内部氧化物和Mn内部氧化物的合计，在轧制后的卷取卷材的长度方向和宽度方向的中央位置处，以氧量计每个面为0.10g/m2以下。
[3]如[1]或[2]所述的高强度熔融镀锌钢板的制造方法，其特征在于，所述A带加热的DFF型加热炉的燃烧器为喷嘴混合型燃烧器，所述B带加热的DFF型加热炉的燃烧器为预混合型燃烧器。
[4]如[1]～[3]中任一项所述的外观性和镀敷密合性优异的高强度熔融镀锌钢板的制造方法，其特征在于，在所述C带加热中，所述log(PH2O/PH2)满足下述式(4)。
0.6[Si]－3.4≤log(PH2O/PH2)≤0.8[Si]－2.7 (4)
其中，[Si]表示钢中的Si含量。
[5]如[1]～[4]中任一项所述的外观性和镀敷密合性优异的高强度熔融镀锌钢板的制造方法，其特征在于，所述熔融镀锌浴含有0.12质量％～0.17质量％的Al，该制造方法进一步具有下述合金化处理工序，其中，对于所述熔融镀锌处理工序后的钢板，以满足下述式(5)的合金化温度Ta实施10秒～60秒的合金化处理。
-45log(PH2O/PH2)+395≤Ta≤-30log(PH2O/PH2)+490 (5)
[6]如[1]～[5]中任一项所述的外观性和镀敷密合性优异的高强度熔融镀锌钢板的制造方法，其特征在于，在所述C带加热后进一步具有下述冷却加热工序，其中，在平均冷却速度为10℃/秒以上的条件下，从750℃冷却至150℃～350℃的特定的冷却到达温度T4，之后加热至350℃～600℃的特定的再加热温度T5，并以该温度T5保持10秒～600秒。
[7]一种用于制造外观性和镀敷密合性优异的高强度熔融镀锌钢板的制造设备，其特征在于，其为具有DFF型加热炉和均热炉的连续熔融镀敷设备，在所述DFF型加热炉的前段具有喷嘴混合型燃烧器，在后段具有预混合型燃烧器，所述均热炉为辐射管型。
发明的效果
根据本发明，可以得到外观性和镀敷密合性优异的高强度熔融镀锌钢板。
另外，根据本发明，还可以改善高强度熔融镀锌钢板的加工性。
需要说明的是，本发明中，“高强度熔融镀锌钢板”包括未合金化的高强度熔融镀锌钢板与合金化的高强度熔融镀锌钢板两者。
附图说明
图1是示出变化轧制后的卷取温度时的Si和Mn的内部氧化量的宽度方向的分布的图。
图2是示出内部氧化量为0.10g/m2以下的卷取温度与Mn含量的关系的图。
图3是示出内部氧化量为0.10g/m2以下的卷取温度与Si含量的关系的图。
图4是示出加热炉出口侧温度与利用式(2)求出的加热到达温度的关系的图。
图5是示出Si含量与镀层中Fe浓度为10质量％的log(PH2O/PH2)的关系的图。
图6是示出C带加热时的PH2O/PH2与合金化温度的关系的图。
具体实施方式
下面，对本发明的实施方式进行具体说明。需要说明的是，本发明不限定于以下的实施方式。
本发明的高强度熔融镀锌钢板的制造方法具有热轧工序、冷轧工序、退火工序和熔融镀锌处理工序。另外，根据需要，可以在熔融镀锌处理工序后具有合金化处理工序。另外，也可以在退火工序与熔融镀锌处理工序之间具有冷却加热工序。下面，对各工序进行说明。
<热轧工序>
热轧工序是指下述工序：对以质量％计包含C：0.05～0.30％、Si：0.1～2.0％、Mn：1.0～4.0％的钢坯进行热轧后，以满足下述式(1)的温度TC卷取成卷材，并进行酸洗。
首先，对钢坯中包含的成分进行说明。在以下的说明中，钢坯中包含的各元素的含量单位“％”是指“质量％”。需要说明的是，钢坯的成分组成为高强度熔融镀锌钢板的母材钢板的成分组成。
C：0.05～0.30％
C含量若超过0.30％，则焊接性发生劣化，因此，C含量为0.30％以下。另一方面，若使C含量为0.05％以上，则形成残余奥氏体相、马氏体相等作为钢组织，从而加工性提高。
Si：0.1～2.0％
Si是对于强化钢而获得良好的材质有效的元素。Si含量小于0.1％时，为了获得高强度而需要昂贵的其它合金元素，经济上不优选。另一方面，在含Si钢的情况下，已知氧化处理时的氧化反应受到抑制。因此，若Si含量超过2.0％，则氧化处理中的氧化皮膜形成受到抑制。另外，若Si含量超过2.0％，则合金化温度也升高，因此难以得到所期望的机械特性。因此，Si含量为0.1％以上2.0％以下。
Mn：1.0～4.0％
Mn是对钢的高强度化有效的元素。为了确保机械特性、强度，使Mn含量为1.0％以上。另一方面，若Mn含量超过4.0％，则有时难以确保焊接性、镀敷密合性，难以确保强度与延展性的平衡。因此，Mn含量为1.0％以上4.0％以下。
需要说明的是，为了控制强度与延展性的平衡，可以根据需要含有选自Al：0.01～0.1％、Mo：0.05～1.0％、Nb：0.005～0.05％、Ti：0.005～0.05％、Cu：0.05～1.0％、Ni：0.05～1.0％、Cr：0.01～0.8％、B：0.0005～0.005％中的元素的1种以上。
添加这些元素时的适当含量的限定理由如下所述。
Al：0.01～0.1％
Al在热力学上最容易发生氧化，因而先于Si、Mn而发生氧化，具有抑制Si、Mn在钢板表面的氧化、促进Si、Mn在钢板内部的氧化的效果。该效果通过使Al含量为0.01％以上而获得。另一方面，若Al含量超过0.1％，则成本增加。因此，在含有Al的情况下，Al含量优选为0.01％以上0.1％以下。
Mo：0.05～1.0％
Mo含量小于0.05％时，难以获得强度调整的效果、与Nb、Ni、Cu复合添加时的镀敷密合性改善效果。另一方面，Mo的含量超过1.0％时，导致成本增加。因此，在含有Mo的情况下，Mo含量优选为0.05％以上1.0％以下。
Nb：0.005～0.05％
Nb含量小于0.005％时，难以获得强度调整的效果、与Mo复合添加时的镀敷密合性改善效果。另一方面，Nb含量超过0.05％时，导致成本增加。因此，在含有Nb的情况下，Nb含量优选为0.005％以上0.05％以下。
Ti：0.005～0.05％
Ti含量小于0.005％时，难以获得强度调整的效果，Ti含量超过0.05％时，会导致镀敷密合性的劣化。因此，在含有Ti的情况下，Ti含量优选为0.005％以上0.05％以下。
Cu：0.05～1.0％
Cu含量小于0.05％时，难以获得残留γ相形成促进效果、与Ni、Mo复合添加时的镀敷密合性改善效果。另一方面，Cu含量超过1.0％时，导致成本增加。因此，在含有Cu的情况下，Cu含量优选为0.05％以上1.0％以下。
Ni：0.05～1.0％
Ni含量小于0.05％时，难以获得残留γ相形成促进效果、与Cu、Mo复合添加时的镀敷密合性改善效果。另一方面，Ni含量超过1.0％时，导致成本增加。因此，在含有Ni的情况下，Ni含量优选为0.05％以上1.0％以下。
Cr：0.01～0.8％
Cr含量小于0.01％时，难以获得淬火性，强度与延展性的平衡有时会劣化。另一方面，Cr含量超过0.8％时，导致成本增加。因此，在含有Cr的情况下，Cr含量优选为0.01％以上0.8％以下。
B：0.0005～0.005％
B是对提高钢的淬火性有效的元素。B含量小于0.0005％时，难以获得淬火效果。另外，B含量超过0.005％时，具有促进Si的钢板最外表面的氧化的效果，因而导致镀敷密合性的劣化。因此，在含有B的情况下，B含量优选为0.0005％以上0.005％以下。
上述必要成分、任选成分以外的余部为Fe和不可避免的杂质。作为不可避免的杂质，可以举出0.005％以下的S、0.06％以下的P、0.006％以下的N等。
接着，对热轧工序的技术意义进行说明。在通常的热轧中，轧制完成后以卷材的形式卷取后进行冷却，在该冷却过程中，氧从氧化皮向钢板的内侧扩散，因而在钢板表面的内部形成Si、Mn的内部氧化物。但是，如上所述，轧制后所形成的Si、Mn的内部氧化物不均匀地形成，因而在之后的CGL中实施熔融镀敷处理的情况下，会引起镀敷密合性的不均、或进行合金化处理后的合金化不均等外观不良。因此，在热轧中抑制内部氧化的形成很重要。为了抑制Si、Mn的内部氧化物，降低轧制后的卷取温度是有效的。另外，在使用作为氧化物形成的Si、Mn的含量多的钢的情况下，需要进一步降低卷取温度。
图1中示出了使用含有1.5％的Si和2.2％的Mn的钢，改变轧制后的卷取温度，对卷材长度方向中央部(热轧板长度方向中央部)的Si和Mn的内部氧化量的宽度方向的分布进行调查的结果。此处，内部氧化量利用实施例中记载的方法进行测定。由此可知，在卷取温度高的条件下宽度方向的内部氧化量的分布大，若卷取温度降低，则内部氧化量减小，发生了均匀化。
进一步进行了调查，结果可知：通过将卷材长度中央部、且宽度方向中央部的内部氧化量(对于热轧板的在紧靠氧化皮下方的钢板表面起10μm以内的钢板表层部所生成的Si内部氧化物和Mn内部氧化物的合计，在轧制后的卷取卷材的长度方向和宽度方向的中央位置作为氧量进行表示，以此作为内部氧化量)控制为0.10g/m2以下，从而Si、Mn的内部氧化更加均匀，之后即便实施熔融镀敷处理，也可以进一步抑制镀敷密合性的不均、或合金化处理后的外观不均的产生。此处，使用改变Si和Mn的含量的钢来实施热轧，对冷却后形成的卷材长度方向中央部、且宽度方向中央部的内部氧化量进行了调查。将内部氧化量为0.10g/m2以下的卷取温度与Si和Mn的含量的关系分别示于图2、图3。进而，在图中一并记载了Tc＝-60([Si]+[Mn])+775所表示的直线。
Tc≤-60([Si]+[Mn])+775 式(1)
此处，Tc为轧制后的卷取温度，[Si]、[Mn]分别为钢中的Si、Mn含量。需要说明的是，Tc优选为400℃以上。
可知：若Si、Mn的含量变多，为了使内部氧化量为0.10g/m2以下而需要的卷取温度的上限降低。另外可知，为了使热轧后在卷材中央部形成的Si、Mn的内部氧化量为0.10g/m2以下，以满足式(1)的方式调整卷取温度即可。这样，为了在全部长度改善熔融镀敷处理后的镀敷密合性，改善合金化处理后的外观不均，必须以满足式(1)的方式设定热轧中的卷取温度。
需要说明的是，对热轧前的加热温度和热轧的终轧温度没有特别限制，从组织控制的观点来看，优选将钢坯加热至1100～1300℃并进行均热，以800～1000℃完成精轧。
本发明中，在以上的轧制后，为了去除氧化皮而进行酸洗。对酸洗方法没有特别限定，采用常规方法即可。
<冷轧工序>
冷轧工序是指对上述热轧工序中得到的热轧板实施冷轧的工序。对冷轧的条件没有特别限定，例如以30～80％的特定的压下率对冷却后的热轧板进行冷轧即可。
<退火工序>
为了实现钢的高强度、高加工性，添加Si、Mn是有效的。但是，若使用添加了这些元素的钢板，则在实施熔融镀锌处理前实施的退火过程(氧化处理+还原退火)中，在钢板表面生成Si、Mn的氧化物，难以确保镀敷性。为此，使Si、Mn在钢板内部发生氧化，防止这些元素在钢板表面氧化是有效的，但如上所述本发明中从镀敷密合性、合金化的不均的观点来看，必须抑制热轧后形成的内部氧化。即便在这样热轧后内部氧化的形成少的情况下，通过严密地控制实施熔融镀锌处理前的退火条件(氧化处理条件+还原退火条件)，也可以使Si和Mn在钢板内部发生氧化，提高镀敷性，进而能够提高镀层与钢板的反应性，能够改善镀敷密合性。并且，在退火工序中，为了使Si和Mn在钢板内部发生氧化、防止钢板表面的氧化，进行氧化处理。特别是，需要在氧化处理中得到一定量以上的铁氧化物量。之后，进行还原退火、熔融镀敷和必要时的合金化处理是有效的。
本发明的退火工序是对于上述冷轧工序中得到的冷轧板实施具有(A带加热)～(C带加热)的退火的工序。首先，对与氧化处理相当的A带加热、B带加热进行说明。
A带加热
在A带加热中，在将DFF型加热炉的空气比设为α、200℃以上的平均升温速度为10～50℃/秒的条件下，将上述冷轧板加热至满足下述式(2)的加热到达温度T1。需要说明的是，T1优选为750℃以下。
T1≥28.2[Si]+7.95[Mn]－86.2α+666 (2)
其中，T1：A带中的加热到达温度℃，[Si]：钢中的Si质量％，[Mn]：钢中的Mn质量％，α：DFF型加热炉的空气比。
为了在熔融镀敷前的钢板表面抑制Si和Mn的氧化，形成Si、Mn的内部氧化很重要。在A带加热中，为了生成作为Si、Mn发生内部氧化时的氧供给源的铁氧化物，积极地进行氧化处理。因此，A带加热的处理条件在本发明中是重要的条件。
为了得到足够量的铁氧化物，需要对加热的气氛和温度进行管理。通过控制DFF型加热炉的空气比来进行气氛的控制。DFF型加热炉将钢铁厂的副生气体炼焦炉气体(COG)等燃料与空气混合，使燃烧的燃烧器火焰直接与钢板表面接触，将钢板加热。若提高空气比，增加空气相对于燃料的比例，则未反应的氧残存于火焰中，可以利用该氧促进钢板的氧化。
此外，加热温度需要根据Si、Mn的含量而变化。为了抑制钢板表面的Si、Mn的氧化，需要在钢板内部使Si、Mn氧化。若Si、Mn的含量增加，则内部氧化所需要的氧量也增加。因此，Si、Mn的含量越多，则需要在越高的温度下的氧化。特别是，已知：若在钢中添加Si，则可抑制铁的氧化反应，因此若Si含量变得更多，则需要在更高温度下的氧化。此处，利用使Si含量和Mn含量变化的钢，对DFF型加热炉的空气比和得到良好的镀敷密合性的加热炉出口侧温度进行了调查。将所得到的结果示于表1。需要说明的是，B带加热中的空气比为0.8，C带加热中的log(PH2O/PH2)为-2.7，其它条件为满足权利要求1中记载的条件的条件。另外，镀敷密合性的判断基准与后述实施例相同。
[表1]
[表1]
Si含量 Mn含量 空气比α 加热到达温度A1(℃)
0.2 2.3 0.93 610
0.5 2.5 1.05 610
1.0 1.3 1.10 610
1.0 2.0 1.10 615
1.5 1.9 1.15 625
1.5 2.6 1.15 630
含量的单位为质量％
此外，通过多元回归分析，对Si含量、Mn含量、以及DFF型加热炉空气比对加热炉出口侧温度(加热到达温度T1)所产生的影响度进行了分析，结果求出下述式(2)。
T1≥28.2[Si]+7.95[Mn]－86.2α+666 (2)
其中，T1：A带中的加热到达温度℃，[Si]：钢中的Si质量％，[Mn]：钢中的Mn质量％，α：DFF型加热炉的空气比。
此处，对表1中记载的加热炉出口侧温度与利用上述式(2)求出的加热到达温度(设为T1＝28.2[Si]+7.95[Mn]－86.2α+666时的T1)进行了比较，示于图4。可知相关系数R2约为1.0，确认到非常高的相关。另外，关系到Si含量的系数变为非常大的值，Si不仅在钢板表面形成氧化物，还具有抑制铁的氧化反应的效果，因而可知在决定氧化条件时是特别重要的因子。如上，本发明中进行满足上述式(2)的A带加热。但是，出于抑制过量的铁的氧化反应、防止之后的粘着现象的发生的目的，A带加热时的空气比α的上限优选为1.5以下。另外，若空气比降低则气氛的氧化性减弱，有时即便满足式(2)也无法确保充分的氧化量，因而上述空气比α优选为0.9以上。
另外，在A带加热工序中，需要使200℃以上的平均升温速度为10～50℃/秒。平均升温速度超过50℃/秒时，A带中的加热时间缩短，因而无法形成足够量的氧化铁。另一方面，平均升温速度小于10℃/秒时，加热需要的时间变长，生产效率降低。另外，通过形成过量的氧化铁，在随后的还原退火中Fe氧化物在还原性气氛炉中发生剥离，会引起粘着现象的发生。此外，从钢的强度、加工性的观点来看，若平均升温速度小于10℃/秒，则组织粗大化，会损害延伸凸缘性、弯曲性。由此，使200℃以上的平均升温速度为10～50℃/秒。
另外，对于A带加热来说，DFF型加热炉是最适合的。若使用DFF型加热炉，如上所述，通过改变空气比而能够使气氛对铁来说为氧化性。另外，若使用DFF型加热炉，则钢板的升温速度比辐射方式的加热更快，因而还能够达到上述的平均升温速度。
对于A带加热来说，DFF型加热炉中也更优选使用喷嘴混合型燃烧器。喷嘴混合型燃烧器即便在剩余空气多的高空气比下也能够进行稳定的加热，适合于A带加热中的使铁氧化的工序。因此，本发明的实施中所用的连续熔融镀敷设备具有DFF型加热炉，该DFF型加热炉的前段优选为喷嘴混合型燃烧器。
B带加热
在B带加热中，利用DFF型加热炉，以空气比≤0.9、超过T1的平均加热速度为5～30℃/秒的条件，将A带加热后的冷轧板加热至满足下述式(3)的加热到达温度T2。
T2≥T1+30 (3)
其中，T2：B带中的加热到达温度(℃)，T1：A带中的加热到达温度(℃)。
为了防止粘着现象的发生、得到无压痕等的美丽的表面外观，B带加热在本发明中为重要的条件。为了防止粘着现象的发生，对一度氧化的钢板表面的一部分(表层)进行还原处理很重要。为了进行这样的还原处理，需要将DFF型加热炉的燃烧器的空气比控制为0.9以下。通过降低空气比，降低O2浓度，铁氧化物的表层被部分还原，可以避免在下一工序的还原退火时炉的辊与铁氧化物直接接触，可以防止粘着现象的发生。若空气比超过0.9，则难以发生该还原反应，因此空气比为0.9以下。另外，为了进行DFF型加热炉中的稳定的燃烧，空气比优选为0.7以上。
另外，B带中的加热温度T2需要满足下述式(3)。
T2≥T1+30 (3)
其中，T2：B带中的加热到达温度(℃)，T1：A带中的加热到达温度(℃)。
在温度低于式(3)所表示的T2的情况下，难以发生还原反应，无法得到抑制粘着现象的发生的效果。另外，为了削减不必要的加热成本，T2优选为750℃以下。
另外，在B带的情况下，需要使超过T1的平均升温速度(平均加热速度)为5～30℃/秒。平均升温速度超过30℃/秒时，B带中的加热时间缩短，因而无法得到足够量的氧化铁的还原反应。另一方面，平均升温速度小于5℃/秒时，加热需要的时间变长，生产效率降低。需要说明的是，“超过T1的平均升温速度”是指超过T1～B带中的加热到达温度为止的平均加热速度。
另外，对于B带加热来说，DFF型加热炉是最适合的。若使用DFF型加热炉，如上所述，通过改变空气比而能够放射对于铁为还原性的火焰。另外，若使用DFF型加热炉，则钢板的升温速度比辐射方式的加热更快，因而还能够达到上述的平均升温速度。
对于B带加热来说，DFF型加热炉中也更优选使用预混合型燃烧器。预混合型燃烧器与喷嘴混合型燃烧器相比，高温区域中的还原性高，对于得到用于防止粘着现象发生的铁的还原反应是有利的，因而适合于B带加热。因此，本发明的实施中所用的连续熔融镀敷设备具有DFF型加热炉，该DFF型加热炉的后段优选为预混合型燃烧器。
C带加热
在C带加热中，在含有H2、H2O、余部由N2和不可避免的杂质构成的气氛中，以log(PH2O/PH2)为-3.4以上-1.1以下、超过T2的平均加热速度为0.1～10℃/秒的条件，将B带加热后的冷轧板加热至700～900℃的特定的加热到达温度T3，并在该T3保持10～500秒。
C带加热在B带加热后立即进行，将在A带加热中形成于钢板表面的铁氧化物还原，同时利用由铁氧化物供给的氧在钢板内部形成Si、Mn的内部氧化物。其结果，在钢板表层形成由铁氧化物还原的还原铁层，Si、Mn作为内部氧化物留存于钢板内部，因而可抑制钢板表层的Si、Mn的氧化。其结果，可以防止钢板与熔融镀层的润湿性的降低，可以得到不存在未镀敷而良好的镀敷密合性。另外，C带加热中形成的内部氧化物与提高轧制后的卷取温度而得到的内部氧化不同，在卷材的长度和宽度方向基本上均匀地形成，因而能够防止镀敷密合性、外观不均的发生。
C带加热炉内的气氛含有H2、H2O，余部由N2和不可避免的杂质构成，log(PH2O/PH2)为-3.4以上-1.1以下。此处，log(PH2O/PH2)是指log(H2O的分压(PH2O)/H2的分压(PH2))。若log(PH2O/PH2)超过-1.1，则在A带加热中形成的铁氧化物的还原反应变得不充分，不仅在C带加热炉中存在发生粘着现象的危险性，而且若铁氧化物残存至熔融镀敷时，反而会使钢板与熔融锌的润湿性降低，有可能导致密合性不良或外观性降低。另外，还会引起用于加湿的成本增加。另一方面，在log(PH2O/PH2)小于-3.4的情况下，气氛中的H2引起的铁氧化物的还原反应被显著促进，因而铁氧化物中的氧与H2反应而不被内部氧化所消耗，未形成充分的Si、Mn的内部氧化。
另外，在C带加热中，以平均升温速度为0.1～10℃/秒的条件从超过B带加热到达温度T2加热至700～900℃的特定的加热到达温度T3，并在该温度保持10～500秒。
升温速度超过10℃/秒、或保持时间小于10秒的情况下，C带加热的时间缩短，因此铁氧化物的还原反应未完成而残存未还原的铁氧化物，钢板与熔融锌的润湿性降低，有可能导致密合性不良。
另一方面，若升温速度小于0.1℃/秒、或保持时间超过500秒，则C带加热所需要的时间变长，会导致生产率的降低，或者需要具有较长的炉长的CGL。
另外，在C带加热中的保持温度小于700℃的情况下，铁氧化物的还原反应受到抑制而残存未还原的铁氧化物，钢板与熔融锌的润湿性降低，有可能导致密合性不良。若保持温度超过900℃，不仅未得到所期望的机械特性，而且有可能导致炉内的钢带的断裂。需要说明的是，保持在连续熔融镀敷设备的均热炉中进行，均热炉优选为辐射管型。
由此，在C带加热中，以平均升温速度0.1～10℃/秒从B带加热的加热到达温度T2加热至加热到达温度T3，并在该温度保持10～500秒。
但是，在制造合金化熔融镀锌钢板的情况下，仅利用上述方法时虽然可得到良好的镀敷密合性，但由于合金化温度升高，因而会发生残余奥氏体相向珠光体相的分解、及马氏体相的回火软化，有时无法得到所期望的机械特性。因此，本发明人进行了用于降低合金化温度的研究。其结果，本发明人想出了下述技术：即，通过更积极地形成Si的内部氧化，从而降低钢板表层的固溶Si量，促进合金化反应。为了更积极地形成Si的内部氧化，更严密地控制C带加热炉内的气氛中的PH2O/PH2是有效的。在C带加热中形成的内部氧化的氧供给源是由在A带加热中形成的铁氧化物解离的氧。另外，由炉内的气氛供给的氧也成为供给源。因此，若PH2O/PH2升高，则炉内的氧势也升高，可促进Si、Mn的内部氧化。于是，在形成有Si的内部氧化的钢板表层的区域中，固溶Si量降低。若固溶Si量降低，则钢板表层表现出如低Si钢的性能，之后的合金化反应被促进，在低温下进行合金化反应。通过合金化温度降低，从而能够以高分数维持残余奥氏体相，延展性提高。马氏体相的回火软化不进行，可得到所期望的强度。此处，钢板表层是指从钢板表面起至10μm的范围。
使用含有0.13％的C、2.3％的Mn且Si含量不同的钢板，进行满足上述条件的A带加热和B带加热，改变C带加热时的PH2O/PH2，并在800℃保持30秒。接着，进行熔融镀敷处理、520℃和540℃下25秒的合金化处理，调查镀层中的Fe浓度为10质量％的PH2O/PH2。将钢中的Si含量与各温度下镀层中Fe浓度为10质量％的PH2O/PH2的对数关系示于图5。由图5可知，PH2O/PH2越高、炉内的氧势越高，则合适的合金化温度越低。另外可知，Si含量越高则合金化反应越被抑制，因而需要用于使合金化反应进行的高值的PH2O/PH2。此外可知，合金化温度500℃和540℃下镀层中Fe浓度为10质量％的PH2O/PH2与Si含量的关系分别用下述式(6)和(7)表示。
[合金化温度500℃的情况]
log(PH2O/PH2)＝0.8[Si]－2.7 (6)
[合金化温度540℃的情况]
log(PH2O/PH2)＝0.6[Si]－3.4 (7)
由于上述理由，高温合金化处理导致的残余奥氏体相的分解、马氏体相的软化导致的机械特性劣化成为问题的情况下，优选C带加热时的PH2O/PH2满足下述式(4)。
0.8[Si]－2.7≥log(PH2O/PH2)≥0.6[Si]－3.4 (4)
PH2O/PH2高于该范围的情况下，不仅合金化温度降低引起的机械特性的改善效果达到饱和，而且在A带加热中形成的铁氧化物难以还原，不仅有在还原退火炉中发生粘着现象的危险性，而且若铁氧化物残存至熔融镀敷时，反而会使钢板与熔融锌的润湿性降低，有可能导致密合性不良或外观性降低。另外，还会引起用于加湿的成本增加。另外，在PH2O/PH2低于该范围的情况下，无法得到合金化温度的降低效果，也无法大幅获得机械特性的改善效果。
对控制还原退火炉内的H2O浓度的方法没有特别限制，包括向炉内导入过热蒸汽的方法；通过鼓泡等向炉内导入加湿的N2和/或H2气体的方法。另外，利用中空纤维膜的膜交换式的加湿方法可进一步加强露点的控制性，因而优选。
只要管理为适当的PH2O/PH2，则对C带加热炉内的H2浓度没有特别限制，优选为5vol％以上30vol％以下。小于5vol％时，铁氧化物的还原受到抑制，有可能发生粘着现象。若超过30vol％，则会引起成本增加。另外，H2、H2O以外的余部为N2和不可避免的杂质。
<冷却加热工序>
冷却加热工序是指下述工序，即，在C带加热之后，以平均冷却速度为10℃/秒以上的条件从750℃冷却至150～350℃的特定的冷却到达温度T4后，加热至350～600℃的特定的再加热温度T5，并以该温度T5保持10～600秒。通过进行该冷却加热工序，可以进一步提高机械特性。需要说明的是，本发明中，冷却加热工序不是必要的工序，因而根据需要进行即可。
750℃起的冷却速度小于10℃/秒时，会生成珠光体，TS×EL和扩孔性降低。因此，750℃起的冷却速度为10℃/秒以上。
在冷却到达温度T4为高于350℃的温度时，冷却停止时的马氏体转变不充分，未转变奥氏体量增多，最终的马氏体或残留奥氏体过量地生成，扩孔性降低。另外，若冷却到达温度T4低于150℃，则冷却中奥氏体基本上转变为马氏体，未转变奥氏体量减少。因此，冷却到达温度T4为150～350℃的范围。关于冷却的方法，只要能够达到目标冷却速度和冷却停止温度(冷却到达温度)，则可以使用喷气冷却、喷雾冷却、水冷、金属淬火等任何冷却方法。
冷却至冷却到达温度T4后，加热至再加热温度T5，并保持10秒以上，由此冷却时生成的马氏体被回火，形成回火马氏体。其结果，扩孔性提高，进而冷却时未转变为马氏体的未转变奥氏体被稳定化，最终得到足够量的残留奥氏体，延展性提高。
再加热温度T5小于350℃时，马氏体的回火和奥氏体的稳定化变得不充分，扩孔性和延展性降低。另外，若再加热温度T5超过600℃，则冷却停止时的未转变奥氏体转变为珠光体，最终无法得到以面积率计为3％以上残留奥氏体。因此，再加热温度T5为350～600℃。
保持时间小于10秒时，奥氏体的稳定化变得不充分，并且若超过600秒，则冷却停止时的未转变奥氏体转变为贝氏体，最终无法得到足够量的残留奥氏体。
因此，再加热温度T5为350～600℃的范围，该温度区域中的保持时间为10～600秒。
<熔融镀锌处理工序>
熔融镀锌处理工序是指对于退火工序后的退火板在含有0.12～0.22质量％的Al的熔融镀锌浴中实施熔融镀锌处理的工序。
本发明中，使镀锌浴中的Al浓度为0.12～0.22质量％。小于0.12质量％时，镀敷时会形成Fe-Zn合金相，镀敷密合性发生劣化，或者有时会发生外观的不均。超过0.22质量％时，镀敷时在镀层/铁素体界面生成的Fe-Al合金相较厚地生成，因此焊接性劣化。另外，由于浴中Al多，因而在镀敷钢板表面大量地生成Al氧化皮膜，不仅焊接性会受损，有时外观性也会受损。
进行合金化处理时的镀敷浴中的Al浓度优选为0.12～0.17质量％。小于0.12质量％时，镀敷时会形成Fe-Zn合金相，镀敷密合性发生劣化，或者有时会发生外观的不均。超过0.17质量％时，镀敷时在镀层/铁素体界面生成的Fe-Al合金相较厚地生成，会成为Fe-Zn合金化反应的障碍，因而合金化温度升高，机械特性有时会劣化。
对熔融镀锌时的其它条件没有限制，例如，熔融镀锌浴温度在通常的440～500℃的范围，以板温440～550℃将钢板浸渍到镀敷浴中来进行熔融镀锌，可以利用气体擦拭等调整附着量。
<合金化处理工序>
合金化处理工序是指对于熔融镀锌处理工序后的钢板以满足下述式(5)的温度Ta实施10～60秒的合金化处理的工序。
-45log(PH2O/PH2)+395≤Ta≤-30log(PH2O/PH2)+490 (5)
如上所述，可知：通过控制C带加热时的PH2O/PH2，若积极地形成Si的内部氧化物，则合金化反应被促进。于是，使用包含0.13％的C、1.5％的Si、2.6％的Mn的合金化熔融镀锌钢板，对C带加热时的PH2O/PH2变化与合金化温度的关系进行了调查。所得到的结果示于图6。图6中，黑色菱形标记表示合金化前形成的η相完全变化为Fe-Zn合金、合金化反应完成的温度。另外，黑色四方形标记表示在利用后述实施例中记载的方法评价镀敷密合性时得到等级3的温度的上限。另外，图中的线示出上述式(5)中所示的合金化温度的上限与下限的温度。
由图6获得以下的见解。若合金化温度小于(-45log(PH2O/PH2)+395)℃，则合金化未完全进行而残存η相。若η相残存，则表面的色调变得不均，不仅会损害表面外观，而且镀层表面的摩擦系数升高，由此压制成型性变差。另外，若合金化温度超过(-30log(PH2O/PH2)+490)℃，则无法得到良好的镀敷密合性。此外，由图6可知，伴随着PH2O/PH2上升，所需要的合金化温度降低，Fe-Zn的合金化反应被促进。并且，如上所述，随着C带加热中的PH2O/PH2上升，机械特性值提高。为了得到所期望的机械特性，可知需要也精密地控制熔融镀敷后的合金化温度。
如上，在合金化处理中，以满足上述式(5)的温度Ta进行处理。
另外，出于与合金化温度同样的理由，合金化时间为10～60秒。
对合金化处理后的合金化度(镀层内的Fe浓度)没有特别限制，优选7～15质量％的合金化度。小于7质量％时，η相残存，压制成型性差，若超过15质量％，则镀敷密合性差。
实施例
在熔炼表2所示的化学成分的钢后，通过连续铸造制成钢坯。
[表2]
[表2]
(质量％)
钢符号 C Si Mn P S Al Mo Nb Ti Cu Ni Cr B
A 0.08 0.25 1.5 0.03 0.001 - 0.1 0.04 - - - 0.6 0.001
B 0.11 0.8 1.9 0.01 0.001 0.05 - - - - - - -
C 0.08 1.0 3.5 0.01 0.001 - - - - 0.2 - - -
D 0.12 1.4 1.9 0.01 0.001 - - - - - 0.1 - -
E 0.09 1.5 2.5 0.01 0.001 - - - 0.02 - - - 0.001
F 0.06 2.1 2.8 0.01 0.001 - - - 0.02 - - - -
G 0.15 0.3 4.2 0.01 0.001 - - - - - - 0.2 -
H 0.10 1.2 2.7 0.01 0.001 - - - - - - - -
将这些钢坯在1200℃加热后，以板厚达到2.6mm的方式以终轧温度890℃实施热轧，以表3(将表3-1和表3-2一并作为表3)所示的卷取温度卷取成卷材，冷却后利用酸洗去除黑色氧化皮，制成热轧板。利用下述所示的方法测定了此时卷材长度方向且宽度方向的中央部的Si和/或Mn的内部氧化量。
接着，通过冷轧制成板厚为1.2mm的冷轧板后，进行CGL中的退火和熔融镀敷处理。A带加热利用具有喷嘴混合型燃烧器的DFF型加热炉、以表3所示的条件进行。接着，利用具有预混合型燃烧器的DFF型加热炉，以表3所示的条件进行B带加热。C带加热利用辐射管型的加热炉、以表3所示的条件进行。在C带加热后，在一部分条件(No.19、20)下以20℃/秒的冷却速度冷却至表3所示的冷却到达温度，之后加热至470℃并保持100秒。接着，使用含有表3所示的Al浓度的460℃的浴实施熔融镀锌处理，之后利用气体擦拭将基重量调整为约50g/m2。在一部分条件下，进而以表3所示的温度、时间的范围进行了合金化处理。
<热轧后的内部氧化量>
内部氧化量通过“脉冲炉熔融-红外线吸收法”进行测定。在将热轧板两面的表层部(卷材的中央(宽度方向中央且长度方向中央))的10mm×70mm的区域研磨10μm之前和之后，分别测定钢中氧浓度。进而，由这些测定值之差求出在从钢板表面起10μm的区域所存在的单面每单位面积的氧量，作为Si和/或Mn的内部氧化量(g/m2)。关于在热轧板的表层部形成的内部氧化物为Si和/或Mn的氧化物的情况，将热轧板埋入树脂中并对截面进行研磨后，通过基于SEM的观察和基于EDS的元素分析来进行确认。内部氧化量示于表3。
接着，对于如上得到的高强度熔融镀锌钢板评价了外观性和镀敷密合性。镀敷密合性的评价在宽度方向的中央部、和从钢带的端部起50mm的位置分别进行评价。此外，对拉伸特性进行了调查。下面示出测定方法和评价方法。
<外观性>
目视观察钢板的外观，将不存在未镀敷、粘着现象导致的压痕、或合金化不均等外观不良的情况作为“○”，虽略有外观不良、但大体良好的情况作为“△”，存在合金化不均、未镀敷、或压痕的情况作为“×”。
<镀敷密合性>
在未进行合金化处理的高强度熔融镀锌钢板的情况下，进行球冲击试验(使1000g的砝码从1m的高度落下)，对加工部进行胶带剥离，目视判断镀层有无剥离。根据以下的基准进行了评价。
○：无镀层的剥离
×：镀层剥离
在进行了合金化处理的高强度熔融镀锌钢板的情况下，对镀敷钢板粘贴透明胶带(注册商标)，将胶带面弯曲90度并向后弯，与弯曲加工部平行地将宽24mm的透明胶带贴至加工部的内侧(压缩加工侧)并分离，将附着于透明胶带的长40mm的部分的锌量作为由荧光X射线得到的Zn计数进行测定，将Zn计数换算成单位长度(1m)的量，按照下述基准，将等级1～2的情况评价为良好(○)，将等级3的情况评价为良好(△)，将等级4以上的情况评价为不良(×)。
荧光X射线计数 等级
0-小于500 ：1(良)
500-小于1000 ：2
1000-小于2000 ：3
2000-小于3000 ：4
3000以上 ：5(差)
<拉伸特性>
将轧制方向作为拉伸方向，使用JIS5号试验片，利用依照JIS Z2241的方法进行。将TS(MPa)×EL(％)为15000(MPa·％)以上评价为良好。
将以上得到的结果与制造条件一并示于表3。
[表3-1]
[表3-2]
[表3]
由表3可知，本发明例虽然为含有Si、Mn的高强度熔融镀锌钢板，但镀敷密合性优异，镀敷外观良好，延展性也优异。另一方面，在本发明范围外所制造的比较例的镀敷密合性、镀敷外观中的任一者差。
工业实用性
利用本发明的制造方法得到的高强度熔融镀锌钢板的外观性和镀敷密合性优异，可以作为用于使汽车车体本身轻量化且高强度化的表面处理钢板进行利用。

Claims (7)

1.一种高强度熔融镀锌钢板的制造方法，其特征在于，其具有下述工序：
热轧工序，对以质量％计包含C：0.05％～0.30％、Si：0.1％～2.0％、Mn：1.0％～4.0％的钢坯进行热轧后，以满足下述式(1)的温度TC卷取成卷材，并进行酸洗；
冷轧工序，对所述热轧工序中得到的热轧板实施冷轧；
退火工序，对所述冷轧工序中得到的冷轧板实施具有下述(A带加热)～(C带加热)的退火；和
熔融镀锌处理工序，对于所述退火工序后的退火板，在含有0.12质量％～0.22质量％的Al的熔融镀锌浴中实施熔融镀锌处理，
(A带加热)在将DFF型加热炉的空气比设为α、200℃以上的平均升温速度为10～50℃/秒的条件下，将所述冷轧板加热至满足下述式(2)的加热到达温度T1(℃)；
(B带加热)利用DFF型加热炉，在空气比≤0.9、超过T1的平均加热速度为5℃/秒～30℃/秒的条件下，将所述A带加热后的冷轧板加热至满足下述式(3)的加热到达温度T2(℃)；
(C带加热)在含有H2、H2O、余部由N2和不可避免的杂质构成的气氛中，在log(PH2O/PH2)为-3.4以上-1.1以下、超过T2的平均加热速度为0.1℃/秒～10℃/秒的条件下，将所述B带加热后的冷轧板加热至700℃～900℃的特定的加热到达温度T3(℃)，并在该T3保持10秒～500秒，
TC≤-60([Si]+[Mn])+775 (1)
T1≥28.2[Si]+7.95[Mn]－86.2α+666 (2)
T2≥T1+30 (3)
其中，[Si]、[Mn]表示所述钢坯中包含的Si和Mn含量；另外，α为1.5以下；另外，log(PH2O/PH2)是指log(H2O的分压(PH2O)/H2的分压(PH2))。
2.如权利要求1所述的高强度熔融镀锌钢板的制造方法，其特征在于，关于所述热轧工序中得到的热轧板的在从钢板表面起10μm以内的钢板表层部生成的Si内部氧化物和Mn内部氧化物的合计，在热轧后的卷取卷材的长度方向和宽度方向的中央位置处，以氧量计每个面为0.10g/m2以下。
3.如权利要求1或2所述的高强度熔融镀锌钢板的制造方法，其特征在于，
所述A带加热的DFF型加热炉的燃烧器为喷嘴混合型燃烧器，
所述B带加热的DFF型加热炉的燃烧器为预混合型燃烧器。
4.如权利要求1～3中任一项所述的外观性和镀敷密合性优异的高强度熔融镀锌钢板的制造方法，其特征在于，在所述C带加热中，所述log(PH2O/PH2)满足下述式(4)，
0.6[Si]－3.4≤log(PH2O/PH2)≤0.8[Si]－2.7 (4)
其中，[Si]表示钢中的Si含量。
5.如权利要求1～4中任一项所述的高强度熔融镀锌钢板的制造方法，其特征在于，
所述熔融镀锌浴含有0.12质量％～0.17质量％的Al，
该制造方法进一步具有下述合金化处理工序，其中，对于所述熔融镀锌处理工序后的钢板，以满足下述式(5)的合金化温度Ta实施10～60秒的合金化处理，
-45log(PH2O/PH2)+395≤Ta≤-30log(PH2O/PH2)+490 (5)。
6.如权利要求1～5中任一项所述的高强度熔融镀锌钢板的制造方法，其特征在于，在所述C带加热后进一步具有下述冷却加热工序，其中，在平均冷却速度为10℃/秒以上的条件下，从750℃冷却至150℃～350℃的特定的冷却到达温度T4(℃)，之后加热至350℃～600℃的特定的再加热温度T5(℃)，并以该温度T5保持10秒～600秒。
7.一种用于制造高强度熔融镀锌钢板的制造设备，其特征在于，
其为具有DFF型加热炉和均热炉的连续熔融镀敷设备，
在所述DFF型加热炉的前段具有喷嘴混合型燃烧器，在后段具有预混合型燃烧器，
所述均热炉为辐射管型。
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