JP7468819B2 - 高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 - Google Patents
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Description
界割れ(LME割れ)が生じてしまうことが懸念される。特に溶接用の電極が鋼板に対して角度がついた状態で溶接が行われると、残留応力が増加して割れが生成する虞がある。残留応力は鋼板の高強度化に伴い増大すると考えられるため、鋼板の高強度化に伴うLME割れの発生が懸念される。
なく、 突然脆性的な破壊が生じる現象である。このような遅れ破壊については、 使用環境によって生じる腐食が原因で、鋼板に侵入した水素によって生じることが多いが、連続溶融亜鉛めっきライン(Continuous Galvanizing Line;CG
L)の焼鈍工程で鋼板に侵入した水素も、 特に引張強度が980PMaを超える鋼板の機械特性を劣化させ脆性破壊を引き起こす。
、O2を含有する雰囲気で700℃以上まで加熱すると、鋼板の酸化量が多く、還元焼鈍時の炉内に酸化物が付着し、鋼板の外観品質を阻害する課題がある。
3.4以上、-1.1以下となる雰囲気で還元する方法が開示されている。これらの方法では、鋼板の酸化量が調整可能であり、良好な外観品質は確保可能であるものの、焼鈍時に鋼中に侵入した水素が多く残存することで、十分な耐LME割れ性や耐遅れ破壊特性を得ることはできない課題がある。
接割れ特性に優れ、同時に水素脆化に起因する耐遅れ破壊特性の劣化を抑制可能であることを見出し、本発明を完成させた。
[1]質量%で、C:0.05%以上0.30%以下、Si:0.45%以上2.0%以下、Mn:1.0%以上4.0%以下を含有するスラブを熱間圧延した後、下記式(1)から算出される温度TC(℃)以下の温度でコイルに巻き取り、酸洗する熱間圧延工程と、前記熱間圧延工程で得られた熱延板に対して冷間圧延を施す冷間圧延工程と、前記冷間圧延工程で得られた冷延鋼板を、直火型の加熱炉と、ラジアントチューブ型の加熱・保持炉を有する焼鈍炉で、連続焼鈍した後、溶融亜鉛めっきを施す高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、
前記直火型の加熱炉では、前段で、O2を1000体積ppm以上、H2Oを1000体積ppm以上含む雰囲気中で鋼板を400℃以上670℃以下まで加熱し、
後段で、O2を500体積ppm以下含む雰囲気中で鋼板を600℃以上700℃以下まで加熱し、
前記加熱・保持炉を有する焼鈍炉では、炉内雰囲気のH2O濃度が5000体積ppm以上40000体積ppm以下、H2濃度が2体積%以上20体積%以下、
H2Oの分圧(PH2O)とH2の分圧(PH2)の比log(PH2O/PH2)が-1.
1以上0.5以下を満たす雰囲気に、鋼板温度を650℃以上900℃以下に90秒以上保持する高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
TC=-30([Si]+[Mn])+775 ・・・(1)
[Si]は鋼板に含まれるSi含有量(質量%)
[Mn]は鋼板に含まれるMn含有量(質量%)
[2]鋼板に、溶融亜鉛めっきを施した後、合金化処理を行う[1]に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
[3]ラジアントチューブ型の加熱・保持炉での加熱および保持の後に、平均冷却速度が10℃/秒以上の条件で、前記焼鈍での最終保持温度から150~350℃の温度まで冷却した後、350~600℃の温度まで加熱し10~600秒保持する冷却加熱工程をさらに有する[1]~[2]に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
[4]前記H2Oの分圧(PH2O)とH2の分圧(PH2)の比log(PH2O/PH2
)が-0.99以上0.5以下を満たす雰囲気である[1]~[3]のいずれかに記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
[5]前記H2Oの分圧(PH2O)とH2の分圧(PH2)の比log(PH2O/PH2
)が-0.9以上0.5以下を満たす雰囲気である[1]~[4]のいずれかに記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
[6]前記H2Oの分圧(PH2O)とH2の分圧(PH2)の比log(PH2O/PH2
)が-0.7以上0.5以下を満たす雰囲気である[1]~[5]のいずれかに記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
Si:0.45%以上2.0%以下
Siは、加工性を大きく損なうことなく、固溶により鋼の強度を高める効果(固溶強化能)が大きいため、鋼板の高強度化を達成するのに有効な元素である。一方で、Siは溶接部における耐抵抗溶接割れ特性に悪影響を及ぼす元素でもある。Siを鋼板の高強度化を達成するために添加する場合には、0.45%以上の添加が必要である。また、Siが0.45%未満では、溶接部における耐抵抗溶接割れ特性に特に問題は生じず、本発明を適用する必要性に乏しい。一方、Siの含有量が3.0%を超えると、熱間圧延性および冷間圧延性が大きく低下し、生産性に悪影響を及ぼしたり、鋼板自体の延性の低下を招いたりする。よって、Siは0.45%以上3.0%以下の範囲で添加する。Si量は、好ましくは0.7%以上、より好ましくは0.9%以上とする。また、Si量は、好ましくは2.5%以下、より好ましくは2.0%以下とする。
Cは、鋼組織としてマルテンサイトなどを形成させることで鋼板の加工性が向上する。Cを含有させる場合、良好な溶接性、耐LME割れ性を得るため、C量は0.8%以下とすることが好ましく、0.30%以下とすることがより好ましい。Cの下限は特に限定されないが、良好な加工性を得るためにはCを0.03%以上とすることが好ましく、0.05%以上含有させることがより好ましい。
Mnは、鋼を固溶強化して高強度化するとともに、焼入性を高め、残留オーステナイト、ベイナイト、およびマルテンサイトの生成を促進する作用を有する元素である。このような効果は、Mnを1.0%以上含有することで発現する。一方、Mn量が4.0%以下であれば、コストの上昇を招かずに上記効果が得られる。よって、Mn量は1.0%以上とすることが好ましく、4.0%以下とすることが好ましい。Mn量は1.8%以上とすることがより好ましい。また、Mn量は3.3%以下とすることがより好ましい。
Pの含有量を抑制することで、溶接性の低下を防ぐことができる。さらにPが粒界に偏
析することを防いで、延性、曲げ性、および靭性が劣化することを防ぐことができる。また、Pを多量に添加すると、フェライト変態を促進することで結晶粒径も大きくなってしまう。そのため、P量は0.1%以下とすることが好ましい。Pの下限は特に限定されず、生産技術上の制約から0%超であり、通常0.001%以上である。
S量は0.03%以下とすることが好ましく、0.02%以下とすることがより好ましい。S量を抑制することで、溶接性の低下を防ぐとともに、熱間圧延時の延性の低下を防いで、熱間割れを抑制し、表面性状を著しく向上させることができる。さらに、S量を抑制することで、不純物元素として粗大な硫化物を形成することにより、鋼板の延性、曲げ性、伸びフランジ性の低下を防ぐことができる。これらの問題はS量が0.03%を超えると顕著となり、Sの含有量は極力低減することが好ましい。Sの下限は特に限定されず、生産技術上の制約から0%超であり、通常0.001%以上である。
Alは熱力学的に最も酸化しやすいため、SiおよびMnに先だって酸化し、SiおよびMnの鋼板最表層での酸化を抑制し、SiおよびMnの鋼板内部での酸化を促進する効果がある。この効果はAl量が0.01%以上で得られる。一方、Al量が0.1%を超えるとコストアップになる。したがって、添加する場合、Al量は0.1%以下とすることが好ましい。Alの下限は特に限定されず、0%超であり、通常0.001%以上である。
Nの含有量は0.010%以下とすることが好ましい。Nの含有量を0.010%以下とすることで、NがTi、Nb、Vと高温で粗大な窒化物を形成し、これにより、Ti、Nb、V添加による鋼板の高強度化の効果が損なわれることを防ぐことができる。また、Nの含有量を0.010%以下とすることで靭性の低下も防ぐことができる。さらに、Nの含有量を0.010%以下とすることで、熱間圧延中にスラブ割れ、表面疵が発生することを防ぐことができる。Nの含有量は、好ましくは0.005%以下であり、より好ましくは0.003%以下であり、さらに好ましくは0.002%以下である。Nの含有量の下限は特に限定されず、生産技術上の制約から0%超であり、通常0.0005%以上である。
Bは鋼の焼入れ性を向上させるのに有効な元素である。焼入れ性を向上するためには、B量は0.0003%以上とすることが好ましく、0.0005%以上とすることがより好ましい。しかし、Bを過度に添加すると成形性が低下するため、B量は0.005%以下とすることが好ましい。
Tiは鋼の析出強化に有効である。Tiの下限は特に限定されないが、強度調整の効果を得るためには、0.005%以上とすることが好ましい。しかし、Tiを過度に添加すると、硬質相が過大となり、成形性が低下するため、Tiを添加する場合、Ti量は0.2%以下とすることが好ましく、0.05%以下とすることがより好ましい。
Cr量は0.005%以上とすることが好ましい。Cr量を0.005%以上とすることで、焼き入れ性が向上し、強度と延性とのバランスを向上させることができる。Crを添加する場合、コストアップを防ぐ観点から、Cr量は1.0%以下とすることが好ましい。
Cu量は0.005%以上とすることが好ましい。Cu量を0.005%以上とすることで、残留γ相の形成を促進することができる。また、Cuを添加する場合、コストアップを防ぐ観点から、Cu量は1.0%以下とすることが好ましい。
Ni量は0.005%以上とすることが好ましい。Ni量を0.005%以上とすることで、残留γ相の形成を促進することができる。また、Niを添加する場合、コストアップを防ぐ観点から、Ni量は1.0%以下とすることが好ましい。
Mo量は0.005%以上とすることが好ましい。Mo量を0.005%以上とすることで、強度調整の効果を得ることができる。Mo量はより好ましくは0.05%以上とする。また、Moを添加する場合、コストアップを防ぐ観点から、Mo量は1.0%以下が好ましい。
Nbは、0.005%以上含有することで強度向上の効果が得られる。また、Nbを含有する場合、コストアップを防ぐ観点から、Nb量は0.20%以下とすることが好ましい。
Vは、0.005%以上含有することで強度向上の効果が得られる。また、Vを含有する場合、コストアップを防ぐ観点から、V量は0.5%以下とすることが好ましい。
Sbは鋼板表面の窒化、酸化、あるいは酸化により生じる鋼板表面から数十ミクロンの深さまでの領域の脱炭を抑制する観点から含有することができる。Sbは、鋼板表面の窒化および酸化を抑制することで、鋼板表面においてマルテンサイトの生成量が減少するのを防止し、鋼板の疲労特性および表面品質を改善する。このような効果を得るために、Sb量は0.001%以上とすることが好ましい。一方、良好な靭性を得るためには、Sb量は0.200%以下とすることが好ましい。
Taは、0.001%以上含有することで強度向上の効果が得られる。また、Taを含有する場合、コストアップを防ぐ観点から、Ta量は0.1%以下とすることが好ましい。
Wは、0.005%以上含有することで強度向上の効果が得られる。また、Wを含有する場合、コストアップを防ぐ観点から、W量は0.5%以下とすることが好ましい。
Zrは、0.0005%以上含有することで強度向上の効果が得られる。また、Zrを含有する場合、コストアップを防ぐ観点から、Zr量は0.1%以下とすることが好ましい。
Snは脱窒、脱硼等を抑制して、鋼の強度低下抑制に有効な元素である。こうした効果を得るには0.002%以上とすることが好ましい。一方、良好な耐衝撃性を得るために、Sn量は0.20%以下とすることが好ましい。
Caは、0.0005%以上含有することで硫化物の形態を制御し、延性、靭性を向上させることができる。また、良好な延性を得る観点から、Ca量は0.005%以下とすることが好ましい。
Mgは、0.0005%以上含有することで硫化物の形態を制御し、延性、靭性を向上させることができる。また、Mgを含有する場合、コストアップを防ぐ観点から、Mg量は0.005%以下とすることが好ましい。
REMは、0.0005%以上含有することで硫化物の形態を制御し、延性、靭性を向上させることができる。また、REMを含有する場合、良好な靭性を得る観点から、REM量は0.005%以下とすることが好ましい。
熱間圧延工程とは、前述のスラブを熱間圧延した後、下記式(1)から算出される温度TC(℃)以下の温度でコイルに巻き取り、酸洗する工程である。
さらに調査を進めた結果、コイル長手中央部、かつ幅方向中央部での内部酸化量(熱延板の、スケール直下の鋼板表面から10μm以内の鋼板表層部に生成したSi内部酸化物及びMn内部酸化物の合計。圧延後の巻き取りコイルの長手方向および幅方向の中央位置において酸素量として表したものを内部酸化量とする。)を0.10g/m2以下に制御することで、SiやMnの内部酸化がより均一化され、その後に溶融めっき処理を施してもめっき密着性のムラや、合金化処理後の外観ムラの発生をより抑制できることが分かった。ここで、SiおよびMnの含有量を変化させた鋼を用いて、熱間圧延を施し、冷却した後に形成されたコイル長手方向中央部、かつ幅方向中央部での内部酸化量を調査した結果、下記式(1)から算出される温度TC(℃)以下の温度でコイルに巻き取ることで、熱間圧延工程で形成するSi内部酸化物及びMn内部酸化物の合計を、0.10g/m2以下に制御することができる。
ここで、Tcは圧延後の巻き取り温度、[Si]、[Mn]はそれぞれ鋼中のSi含有量、Mn含有量である。なお、Tcは400℃以上が好ましい。
冷間圧延工程とは、上記熱間圧延工程で得られた熱延板に対して、冷間圧延を施す工程である。冷間圧延の条件は特に限定されず、例えば、冷却された熱延板を、30~80%の所定の圧下率で冷間圧延すればよい。
本発明の焼鈍工程は、上記冷間圧延工程で得られた冷延板に対して、2つ以上に分離された区域を有する直火加熱炉を用いて鋼板を酸化する工程とラジアントチューブ型加熱炉や保持炉を用いて酸化した鋼板を還元する工程から成る。
O2を1000体積ppm以上、H2Oを1000体積ppm以上含む雰囲気中で鋼板を400℃以上670℃以下まで加熱
加熱帯前段では、O2を1000体積ppm以上、H2Oを1000体積ppm以上の雰囲気になるよう空気比を調整し、上記冷延鋼板を加熱する。ここで、O2が1000体積ppm以下、H2Oが1000体積ppm以下であると、鋼板の酸化が不十分となる。一方、O2が1000体積ppm未満、H2Oが1000体積ppm未満では、鋼板の酸化へのO2、H2O濃度の影響が小さく、鋼板の温度の影響が大きくなるため、上限は特に設けない。好ましくは、設備の劣化の観点から、O2は10000体積ppm以下、H2Oが10000体積ppm以下であることが好ましい。鋼板の温度が400℃以上、670℃以下の範囲になるように加熱する。鋼板の温度が400℃未満であると、鋼板の酸化が不十分であり、670℃を超えると鋼板の酸化が過剰になり、前述のロールへのピックアップが生じてしまう。そのため、本発明では鋼板の温度が400℃以上、670℃以下の範囲になるように加熱することが必須条件となる。
O2を500体積ppm以下含む雰囲気中で鋼板を600℃以上700℃以下まで加熱
加熱後段は、前述のロールピックアップを抑制し、押し疵などのない美麗な表面外観を得るために本発明において重要な要件である。ピックアップ現象の発生を防止するためには、一旦酸化された鋼板表面の一部(表層)を還元処理することが重要である。このような還元処理を行うには、加熱帯後段では、O2を500体積ppm以下の雰囲気になるよう空気比を調整し、加熱帯前段を通過した鋼板を加熱する。ここで、O2が500体積ppmを超えると、鋼板の酸化が過剰になり、前述のロールへのピックアップが生じてしまう。鋼板の温度が600℃以上、700℃以下の範囲になるように加熱する。鋼板の温度が600℃未満であると、鋼板表面の一部(表層)の還元が不十分であり、700℃を超えると鋼板表面の一部(表層)が還元せず、酸化が促進され、前述のロールへのピックアップが生じてしまうことがある。そのため、本発明では鋼板の温度が600℃以上、700℃以下の範囲になるように加熱することが必須条件となる。
化に起因する遅れ破壊が生じやすくなることも知られている。このような遅れ破壊については、使用環境によって生じる腐食が原因で、鋼板に侵入した水素によって生じることが多いが、CGLの焼鈍工程で鋼板に侵入した水素も、 特に引張強度が980PMaを超
える鋼板の耐遅れ破壊特性の劣化を引き起こす。
(PH2)の比が下記式(2)を満たす必要がある。H2濃度2体積%未満であると、酸
化した鋼板の還元が不十分で、溶融亜鉛めっきをした際に不めっき欠陥が生じたり、めっき密着性を阻害したりすることがある。一方、水素濃度が20体積%を超えると、鋼板に水素が多く残存し、脱水素が促進されていても、鋼中に残存する水素が多くなり、良好な耐遅れ破壊特性が得られないことがある。内部酸化層の形成に対しては、H2Oの分圧(PH2O)とH2の分圧(PH2)の比が影響する。良好な耐LME割れ性や、脱水素促進効果を得るためには、log(PH2O/PH2)が-1.1以上、0.5以下である必要
がある。log(PH2O/PH2)が-1.1未満であると、十分な内部酸化層を形成せ
ず、良好な耐LME割れ性や、脱水素促進効果が得られないことがある。一方、log(PH2O/PH2)が0.5を超えると、設備ダメージが懸念されるため、log(PH2O/PH2)は0.5以下であることが好ましい。
めることが有効であることが分かった。このメカニズムは明らかでは無いが、鋼板中の水素が低下することによる成形性向上効果と、内部酸化層が存在することで表層に比較的成形性が良好な層が存在することにより歪分散能が変化することによるものと考えられる。log(PH2O/PH2)を-1.1以上とすることで曲げ性も向上するが、log(P
H2O/PH2)を-0.99以上とすることで更に曲げ性が向上し、-0.90以上とし
ても良く、-0.7以上とすることで更に向上することができる。なお、いずれの場合も、log(PH2O/PH2)の上限は、0.5以下が好ましい。
冷却加熱工程とは、還元焼鈍の後に、平均冷却速度が10℃/秒以上の条件で、還元焼鈍での最終保持温度から150~350℃の冷却到達温度まで冷却した後、350~600℃の再加熱温度まで加熱し、該温度で10~600秒保持する工程である。この冷却加熱工程を行うこと、機械特性をさらに高めることができる。なお、本発明において、冷却加熱工程は必須の工程ではないため、必要に応じて行えばよい。
冷却到達温度を350℃以下とすることで機械特性を高めることが出来る。また、冷却到達温度が150℃より低くなると、冷却中にオーステナイトがほとんどマルテンサイトに変態し未変態オーステナイト量が減少する。従って冷却到達温度は150~350℃の範囲であることが好ましい。冷却の方法については、目標の冷却速度と冷却停止温度(冷却到達温度)が達成できれば、ガスジェット冷却、ミスト冷却、水冷、メタルクエンチ等のいかなる冷却方法を用いてもよい。
鋼板に、溶融亜鉛めっきを施した後、合金化処理を行っても良い。溶融亜鉛めっき処理工程とは、焼鈍工程後の焼鈍板に対して、0.12~0.22質量%のAlを含有した溶融亜鉛めっき浴で溶融亜鉛めっき処理を施す工程である。
合金化処理工程とは、溶融亜鉛めっき処理工程後の鋼板に対して、温度450~550℃の範囲で10~60秒間の合金化処理を施す工程である。
これらのスラブを1200℃で加熱した後に、仕上げ温度890℃で板厚2.6mmとなるように熱間圧延を施し、表2に示す巻き取り温度でコイルとして巻き取り、冷却した後に酸洗によって黒皮スケールを除去して、熱延板とした。この時のコイル長手方向かつ幅方向の中央部のSiおよび/またはMnの内部酸化量を下記に示す方法で測定した。
内部酸化量は、「インパルス炉溶融―赤外線吸収法」により測定する。熱延板両面の表層部(コイルの中央(幅方向中央かつ長手方向中央))の10mm×70mmの領域を10μm研磨する前と後でのそれぞれの鋼中酸素濃度を測定した。更に、それらの測定値の差から、鋼板表面から10μmの領域に存在する片面単位面積当たりの酸素量を求め、Siおよび/またはMnの内部酸化量(g/m2)とした。熱延板の表層部に形成した内部酸化物が、Siおよび/またはMnの酸化物であることは、熱延板を樹脂に埋め込み断面を研磨した後に、SEMによる観察およびEDS(エネルギー分散型X線分光器)による元素分析によって確認した。内部酸化量を表3に示した。
鋼板の外観を目視観察し、不めっき、ピックアップ現象による押し疵、または合金化ムラなどの外観不良がないものを「◎」、外観不良がわずかにあるが製品として許容範囲であるものを「〇」、明瞭な合金化ムラ、不めっき、または押し疵があるものは「×」とした。上記評価が「〇」、「◎」であれば、外観良好と判定した。
圧延方向を引張方向としてJIS5号試験片を用いてJIS Z2241に準拠した方法で行った。TS(MPa)×EL(%)が8000(MPa・%)以上を良好と判定した。
溶融亜鉛めっき鋼板から圧延直角方向(TD)を長手、圧延方向を短手として、長手方向150mm×短手方向50mmに切り出した試験片を、同サイズに切り出した、溶融亜鉛めっき層の片面あたりのめっき付着量が50g/m2である試験用溶融亜鉛めっき鋼板(板厚1.2mm、TS:980MPa級)と重ねて板組とした。この板組は、試験片の
溶融亜鉛めっき層と、市販の溶融亜鉛めっき鋼板の溶融亜鉛めっき層面とを合わせるように組み立てた。図1(A)に示すように、この板組を、厚さ2.0mmのスペーサーを介して、一部の部品形状で想定される最大の傾きである5°傾けた状態で固定台に固定した。スペーサーは、長手方向50mm×短手方向45mm×厚さ2.0mmの一対の鋼板であり、この一対の鋼板各々の長手方向端面が、板組の短手方向両端面とそろうように配置した。したがって、スペーサーを構成する一対の鋼板間の距離は60mmとなる。固定台は、中央部に穴が開いた一枚の板である。
溶融亜鉛めっき鋼板の幅中央部から、長軸長さ30mm、短軸長さ5mmの短冊状の試験片を採取し、その試験片のめっき層をリューターで除去し、直ちに、昇温脱離分析装置を用いて分析開始温度25℃、分析終了温度300℃、昇温速度200℃/時間の条件で水素分析し、各温度において試験片表面から放出される水素量である放出水素量(質量ppm/min)を測定した。分析開始温度から300℃までの放出水素量の合計を鋼中拡散性水素量として算出した。ここで、鋼中拡散性水素量が0.10質量ppm以下のものを良好「◎」とし、0.30質量ppm以下を合格「〇」とした。また、経験上、鋼中拡散性水素量が0.30質量ppmを超えると、鋼板の耐遅れ破壊特性が低下することが多いことから、0.30質量ppm以上は「×」とした。脱水素挙動は「◎」と「〇」の場合が優れると判定した。
炉体へのダメージは、焼鈍炉内の鉄皮(SUS310S)に変色が認められたかどうか、目視によって評価した。ここで、鉄皮に変色が認められなかったものを「〇」とし、炉体ダメージを与えないと判定した。明らかに変色が認められたものを「×」とし炉体ダメージを与えると判定した
<曲げ性の評価方法>
製造しためっき鋼板から、圧延方向に並行方向が短辺となるように、25×100mmの短冊試験片を切り出した。次いで圧延方向が曲げたときの稜線になるように90°V曲げ試験を行った。ストリーク速度は50mm/minとし、荷重10トンで5秒間ダイス
に押し付ける決め押しをした。V型パンチの先端Rを0.5ステップで種々変化させて試験を行い、試験片稜線近傍を20倍のレンズで観察して亀裂(割れ)の有無を確認した。亀裂が発生しなかった最小のRと、試験片の板厚(tmm、千分の一の位で四捨五入した百分の一の位までの値を使用)から、R/tを算出し、これを曲げ性の指標とした。R/tが小さいほど曲げ性は良好である。ここで、R/tが1.0未満のものを極めて良好「◎+」、1.5未満のものを良好「◎」、2.0未満のものを合格「〇」、4.0未満の
ものを普通「△」、4.0以上を「×」とした。
2 試験片
3 スペーサー
4 電極
5 固定台
6 ナゲット
7 ナゲット径
8 切断線
Claims (16)
- 質量%で、C:0.05%以上0.30%以下、Si:0.45%以上2.0%以下、Mn:1.0%以上4.0%以下を含有するスラブを熱間圧延した後、下記式(1)から算出される温度TC(℃)以下の温度でコイルに巻き取り、酸洗する熱間圧延工程と、前記熱間圧延工程で得られた熱延板に対して冷間圧延を施す冷間圧延工程と、前記冷間圧延工程で得られた冷延鋼板を、直火型の加熱炉と、ラジアントチューブ型の加熱・保持炉を有する焼鈍炉で、連続焼鈍した後、溶融亜鉛めっきを施す高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、
前記直火型の加熱炉では、前段で、O2を1000体積ppm以上、H2Oを1000体積ppm以上含む雰囲気中で鋼板を400℃以上670℃以下まで加熱し、後段で、O2を500体積ppm以下含む雰囲気中で鋼板を600℃以上700℃以下まで加熱し、
前記加熱・保持炉を有する焼鈍炉では、炉内雰囲気のH2O濃度が5000体積ppm以上40000体積ppm以下、H2濃度が2体積%以上20体積%以下、
H2Oの分圧(PH2O)とH2の分圧(PH2)の比log(PH2O/PH2)が-1.1以上0.5以下を満たす雰囲気に、鋼板温度を650℃以上900℃以下で90秒以上保持する高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
TC=-30([Si]+[Mn])+775 ・・・(1)
[Si]は鋼板に含まれるSi含有量(質量%)
[Mn]は鋼板に含まれるMn含有量(質量%) - 鋼板に、溶融亜鉛めっきを施した後、合金化処理を行う請求項1に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- ラジアントチューブ型の加熱・保持炉での加熱および保持の後に、平均冷却速度が10℃/秒以上の条件で、前記焼鈍での最終保持温度から150~350℃の温度まで冷却した後、350~600℃の温度まで加熱し10~600秒保持する冷却加熱工程をさらに有する請求項1に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- ラジアントチューブ型の加熱・保持炉での加熱および保持の後に、平均冷却速度が10℃/秒以上の条件で、前記焼鈍での最終保持温度から150~350℃の温度まで冷却した後、350~600℃の温度まで加熱し10~600秒保持する冷却加熱工程をさらに有する請求項2に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- 前記H2Oの分圧(PH2O)とH2の分圧(PH2)の比log(PH2O/PH2)が-0.99以上0.5以下を満たす雰囲気である請求項1に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- 前記H 2 Oの分圧(P H2O )とH 2 の分圧(P H2 )の比log(P H2O /P H2 )が-0.99以上0.5以下を満たす雰囲気である請求項2に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- 前記H 2 Oの分圧(P H2O )とH 2 の分圧(P H2 )の比log(P H2O /P H2 )が-0.99以上0.5以下を満たす雰囲気である請求項3に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- 前記H 2 Oの分圧(P H2O )とH 2 の分圧(P H2 )の比log(P H2O /P H2 )が-0.99以上0.5以下を満たす雰囲気である請求項4に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- 前記H2Oの分圧(PH2O)とH2の分圧(PH2)の比log(PH2O/PH2)が-0.9以上0.5以下を満たす雰囲気である請求項1に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- 前記H 2 Oの分圧(P H2O )とH 2 の分圧(P H2 )の比log(P H2O /P H2 )が-0.9以上0.5以下を満たす雰囲気である請求項2に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- 前記H 2 Oの分圧(P H2O )とH 2 の分圧(P H2 )の比log(P H2O /P H2 )が-0.9以上0.5以下を満たす雰囲気である請求項3に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- 前記H 2 Oの分圧(P H2O )とH 2 の分圧(P H2 )の比log(P H2O /P H2 )が-0.9以上0.5以下を満たす雰囲気である請求項4に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- 前記H 2 Oの分圧(P H2O )とH 2 の分圧(P H2 )の比log(P H2O /P H2 )が-0.9以上0.5以下を満たす雰囲気である請求項5に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- 前記H 2 Oの分圧(P H2O )とH 2 の分圧(P H2 )の比log(P H2O /P H2 )が-0.9以上0.5以下を満たす雰囲気である請求項6に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- 前記H 2 Oの分圧(P H2O )とH 2 の分圧(P H2 )の比log(P H2O /P H2 )が-0.9以上0.5以下を満たす雰囲気である請求項7に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- 前記H 2 Oの分圧(P H2O )とH 2 の分圧(P H2 )の比log(P H2O /P H2 )が-0.9以上0.5以下を満たす雰囲気である請求項8に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
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