本發(fā)明涉及以包含Si和Mn的高強度鋼板為母材的、外觀性和鍍敷密合性優(yōu)異的高強度熔融鍍鋅鋼板的制造方法以及用于實施該制造方法的制造設備。
背景技術：
：近年來，在汽車、家電、建材等領域中正在使用對原料鋼板賦予了防銹性的表面處理鋼板，尤其是防銹性優(yōu)異的熔融鍍鋅鋼板、合金化熔融鍍鋅鋼板。并且，從提高汽車的油耗和提高汽車的碰撞安全性的觀點來看，優(yōu)選利用經(jīng)高強度化、薄壁化的高強度鋼板來作為車體材料。通常，熔融鍍鋅鋼板使用對鋼坯進行熱軋或冷軋而成的薄鋼板作為母材，將該母材在CGL(熔融鍍鋅線)的退火爐中進行再結晶退火，之后進行熔融鍍鋅處理而制造。另外，合金化熔融鍍鋅鋼板通過在熔融鍍鋅處理后進一步進行合金化處理而制造。為了提高鋼板的強度，添加Si、Mn是有效的。但是，在連續(xù)退火時，Si、Mn在不發(fā)生Fe的氧化(即，將Fe氧化物還原)的還原性的N2+H2氣體氣氛中也會發(fā)生氧化，在鋼板最外表面會形成Si、Mn的氧化物。Si、Mn的氧化物在鍍敷處理時會使熔融鋅與底層鋼板的潤濕性降低，因此，在添加有Si、Mn的鋼板中多會發(fā)生未鍍敷。另外，即便在未達到未鍍敷的情況下，也存在鍍敷密合性差的問題。作為以大量包含Si、Mn的高強度鋼板為母材的熔融鍍鋅鋼板的制造方法，專利文獻1中公開了在形成鋼板表面氧化膜后進行還原退火的方法。但是，在專利文獻1中記載的方法中無法穩(wěn)定地得到良好的鍍敷密合性。與此相對，在專利文獻2～8中公開了下述技術，其通過規(guī)定氧化速度或還原量、實測氧化帶中的氧化膜厚、由實測結果控制氧化條件或還原條件，從而使效果穩(wěn)定。另外，在專利文獻9中規(guī)定了氧化-還原工序中的氣氛中的O2、H2、H2O等的氣體組成。此外，作為在熱軋鋼板的晶界形成Si、Mn的氧化物的方法，在專利文獻10中公開了提高熱軋鋼板的卷取溫度的制造方法。現(xiàn)有技術文獻專利文獻專利文獻1：日本特開昭55-122865號公報專利文獻2：日本特開平4-202630號公報專利文獻3：日本特開平4-202631號公報專利文獻4：日本特開平4-202632號公報專利文獻5：日本特開平4-202633號公報專利文獻6：日本特開平4-254531號公報專利文獻7：日本特開平4-254532號公報專利文獻8：日本特開平7-34210號公報專利文獻9：日本特開2007-291498號公報專利文獻10：日本特開平9-176812號公報技術實現(xiàn)要素：發(fā)明所要解決的課題在應用專利文獻2～8中所示的熔融鍍鋅鋼板的制造方法的情況下，可知：在連續(xù)退火中在鋼板表面形成Si、Mn的氧化物，由此未必會得到充分的鍍敷密合性。另外，在應用專利文獻9～10中記載的制造方法的情況下，雖然可改善鍍敷密合性，但由于氧化帶中的過量的氧化，存在會產(chǎn)生所謂的粘著(pickup)現(xiàn)象的問題，即，氧化皮附著于爐內(nèi)輥，鋼板產(chǎn)生壓痕(押し疵)。若產(chǎn)生粘著現(xiàn)象，則外觀性發(fā)生劣化。在專利文獻9中記載的制造方法中，可知：雖然對鍍敷密合性的改善、粘著現(xiàn)象的抑制有效，但是無法得到可耐受壓制成型的加工性，或者鍍敷密合性或合金化產(chǎn)生不均，未必可得到良好的鍍敷密合性或外觀性。本發(fā)明是鑒于上述情況而進行的，其目的在于提供一種鍍敷密合性、加工性和外觀性優(yōu)異的高強度熔融鍍鋅鋼板的制造方法以及可以用于該制造方法的實施的制造設備。用于解決課題的方案如上所述，Si、Mn等固溶強化元素的添加對于鋼的高強度化是有效的。并且，對于在汽車用途中所用的高強度鋼板來說，由于需要壓制成型，因而要求提高強度與延展性的平衡。與此相對，Si具有不損害鋼的延展性而能夠高強度化的優(yōu)點，因而含Si鋼作為高強度鋼板是非常有用的。但是，在制造以含有Si、Mn的鋼為母材的高強度合金化熔融鍍鋅鋼板的情況下，存在下述問題。Si、Mn在退火氣氛中會在鋼板最外表面形成氧化物，使鋼板與熔融鋅的潤濕性劣化，產(chǎn)生未鍍敷。并且，即便在未達到不鍍敷的情況下，鍍敷密合性也會劣化。出于改善鋼板與熔融鋅的潤濕性的目的，為了防止Si、Mn在鋼板最外表面的氧化，在鋼板內(nèi)部而不是鋼板表面以氧化物的形式形成Si、Mn是有效的。為了在鋼板內(nèi)部形成Si、Mn的氧化物，有提高熱軋中的卷取溫度的方法。但是，在使用該方法的情況下，存在形成于晶界的氧化物量變得不均勻的問題。具體而言，在卷取后的熱軋卷材的邊緣部或前后端部，鋼板與外部氣體接觸，因而溫度降低的速度快，Si、Mn的氧化物的形成少。另一方面，在卷材的中央部難以發(fā)生溫度降低，因而會形成比較多的量的Si、Mn的氧化物。其結果，在卷材的邊緣部或前后端部無法得到充分的鍍敷密合性，或者在合金化熔融鍍鋅鋼板中會發(fā)生合金化不均導致的外觀不良。作為在鋼板內(nèi)部形成Si、Mn的氧化物的其它方法，作為鍍敷前處理，在進行氧化處理后進行還原退火的方法是有效的。該方法為：在連續(xù)熔融鍍敷線(CGL)的加熱帶中使鋼板表面氧化后，在還原性氣氛中進行再結晶退火，由此使鋼板表面的氧化鐵還原，同時利用由氧化鐵供給的氧在鋼板表面的內(nèi)部以內(nèi)部氧化物的形式形成Si、Mn。根據(jù)該方法，與上述熱軋中形成的Si、Mn的內(nèi)部氧化相比，可以在卷材內(nèi)比較均勻地形成Si、Mn的內(nèi)部氧化，因而非常有效。由此可知，為了在卷材內(nèi)的全部長度得到均勻的鍍敷密合性或外觀性，抑制不均勻地形成的熱軋中的內(nèi)部氧化、積極地利用基于氧化-還原法的CGL中的內(nèi)部氧化形成是有效的。為了積極地利用CGL中的內(nèi)部氧化形成，需要充分確保加熱帶中的鐵的氧化量。但是，對于鋼中所添加的Si來說，為了抑制加熱帶中的鐵的氧化反應，在使用了Si含量多的鋼的情況下，尤其需要為可進一步促進加熱帶中的氧化反應的條件。另外可知：若使氧化反應過量地進行，則在加熱帶之后的均熱帶中氧化鐵剝離而產(chǎn)生壓痕，成為被稱為所謂粘著現(xiàn)象的表面缺陷的原因。此外，在Si添加鋼的情況下，經(jīng)熔融鍍敷處理后的合金化處理中，F(xiàn)e與Zn的反應得到抑制。因此，為了使合金化正常地進行，需要比較高的溫度下的合金化處理。但是，若進行高溫下的合金化處理，則無法得到充分的加工性。據(jù)認為，這是因為，為了確保延展性所需要的鋼中的殘余奧氏體相被分解為珠光體相。另外可知，在熔融鍍敷前一度冷卻至Ms點以下并再加熱后進行熔融鍍敷處理和合金化處理的情況下，會引起用于確保強度的馬氏體相的回火，無法得到充分的強度。這樣，在Si添加鋼中，存在由于合金化溫度升高而無法得到所期望的機械特性值的問題?；谏鲜鰞?nèi)容進行了反復研究，結果得到下述見解。在以包含Si、Mn的高強度鋼板為母材的情況下，需要在卷材內(nèi)的全部長度抑制Si、Mn在鋼板最外表面的氧化(其為鋼板與熔融鋅的潤濕性降低的原因)。為此，抑制熱軋后的不均勻地形成的內(nèi)部氧化、并在CGL中積極地形成均勻的內(nèi)部氧化很重要。為了實現(xiàn)前者，降低軋制后的卷取溫度是有效的，其上限溫度根據(jù)鋼中的Si、Mn的含量來決定。為了實現(xiàn)后者，根據(jù)鋼中的Si、Mn的含量嚴密地管理加熱帶的溫度、氣氛、升溫速度。另外可知，為了防止加熱帶中的過量的鐵的氧化反應導致的粘著現(xiàn)象，在加熱帶的最終階段調整為低氧勢氣氛是有效的。其具有下述效果：在加熱帶中對一度氧化的鋼板表面進行還原處理，在最外表面形成還原鐵，由此在發(fā)生粘著現(xiàn)象的均熱帶中可防止輥與氧化鐵的直接接觸。由此發(fā)現(xiàn)，粘著現(xiàn)象發(fā)生得到抑制，還可以防止壓痕等的表面缺陷。此外，對于含Si鋼的高溫下的合金化處理，通過適當?shù)乜刂七€原退火中的PH2O/PH2，可以降低最佳的合金化溫度，提高加工性。本發(fā)明基于上述見解，其特征如下所述。[1]一種外觀性和鍍敷密合性優(yōu)異的高強度熔融鍍鋅鋼板的制造方法，其特征在于，其具有下述工序：熱軋工序，對以質量％計包含C：0.05％～0.30％、Si：0.1％～2.0％、Mn：1.0％～4.0％的鋼坯進行熱軋后，以滿足下述式(1)的溫度TC卷取成卷材，并進行酸洗；冷軋工序，對所述熱軋工序中得到的熱軋板實施冷軋；退火工序，對所述冷軋工序中得到的冷軋板實施具有下述(A帶加熱)～(C帶加熱)的退火；和，熔融鍍鋅處理工序，對于所述退火工序后的退火板，在含有0.12質量％～0.22質量％的Al的熔融鍍鋅浴中實施熔融鍍鋅處理。(A帶加熱)在將DFF型加熱爐(直火型加熱爐)的空氣比設為α、200℃以上的平均升溫速度為10℃/秒～50℃/秒的條件下，將所述冷軋板加熱至滿足下述式(2)的加熱到達溫度T1。(B帶加熱)利用DFF型加熱爐，在空氣比≤0.9、超過T1的平均加熱速度為5℃/秒～30℃/秒的條件下，將所述A帶加熱后的冷軋板加熱至滿足下述式(3)的加熱到達溫度T2。(C帶加熱)在含有H2、H2O、余部由N2和不可避免的雜質構成的氣氛中，在log(PH2O/PH2)為-3.4以上-1.1以下、超過T2的平均加熱速度為0.1℃/秒～10℃/秒的條件下，將所述B帶加熱后的冷軋板加熱至700℃～900℃的特定的加熱到達溫度T3，并在該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]表示所述鋼坯中包含的Si和Mn含量。另外，α為1.5以下。另外，log(PH2O/PH2)是指log(H2O的分壓(PH2O)/H2的分壓(PH2))。[2]如[1]所述的外觀性和鍍敷密合性優(yōu)異的高強度熔融鍍鋅鋼板的制造方法，其特征在于，關于所述熱軋工序中得到的熱軋板的在從鋼板表面起10μm以內(nèi)的鋼板表層部生成的Si內(nèi)部氧化物和Mn內(nèi)部氧化物的合計，在軋制后的卷取卷材的長度方向和寬度方向的中央位置處，以氧量計每個面為0.10g/m2以下。[3]如[1]或[2]所述的高強度熔融鍍鋅鋼板的制造方法，其特征在于，所述A帶加熱的DFF型加熱爐的燃燒器為噴嘴混合型燃燒器，所述B帶加熱的DFF型加熱爐的燃燒器為預混合型燃燒器。[4]如[1]～[3]中任一項所述的外觀性和鍍敷密合性優(yōu)異的高強度熔融鍍鋅鋼板的制造方法，其特征在于，在所述C帶加熱中，所述log(PH2O/PH2)滿足下述式(4)。0.6[Si]－3.4≤log(PH2O/PH2)≤0.8[Si]－2.7(4)其中，[Si]表示鋼中的Si含量。[5]如[1]～[4]中任一項所述的外觀性和鍍敷密合性優(yōu)異的高強度熔融鍍鋅鋼板的制造方法，其特征在于，所述熔融鍍鋅浴含有0.12質量％～0.17質量％的Al，該制造方法進一步具有下述合金化處理工序，其中，對于所述熔融鍍鋅處理工序后的鋼板，以滿足下述式(5)的合金化溫度Ta實施10秒～60秒的合金化處理。-45log(PH2O/PH2)+395≤Ta≤-30log(PH2O/PH2)+490(5)[6]如[1]～[5]中任一項所述的外觀性和鍍敷密合性優(yōu)異的高強度熔融鍍鋅鋼板的制造方法，其特征在于，在所述C帶加熱后進一步具有下述冷卻加熱工序，其中，在平均冷卻速度為10℃/秒以上的條件下，從750℃冷卻至150℃～350℃的特定的冷卻到達溫度T4，之后加熱至350℃～600℃的特定的再加熱溫度T5，并以該溫度T5保持10秒～600秒。[7]一種用于制造外觀性和鍍敷密合性優(yōu)異的高強度熔融鍍鋅鋼板的制造設備，其特征在于，其為具有DFF型加熱爐和均熱爐的連續(xù)熔融鍍敷設備，在所述DFF型加熱爐的前段具有噴嘴混合型燃燒器，在后段具有預混合型燃燒器，所述均熱爐為輻射管型。發(fā)明的效果根據(jù)本發(fā)明，可以得到外觀性和鍍敷密合性優(yōu)異的高強度熔融鍍鋅鋼板。另外，根據(jù)本發(fā)明，還可以改善高強度熔融鍍鋅鋼板的加工性。需要說明的是，本發(fā)明中，“高強度熔融鍍鋅鋼板”包括未合金化的高強度熔融鍍鋅鋼板與合金化的高強度熔融鍍鋅鋼板兩者。附圖說明圖1是示出變化軋制后的卷取溫度時的Si和Mn的內(nèi)部氧化量的寬度方向的分布的圖。圖2是示出內(nèi)部氧化量為0.10g/m2以下的卷取溫度與Mn含量的關系的圖。圖3是示出內(nèi)部氧化量為0.10g/m2以下的卷取溫度與Si含量的關系的圖。圖4是示出加熱爐出口側溫度與利用式(2)求出的加熱到達溫度的關系的圖。圖5是示出Si含量與鍍層中Fe濃度為10質量％的log(PH2O/PH2)的關系的圖。圖6是示出C帶加熱時的PH2O/PH2與合金化溫度的關系的圖。具體實施方式下面，對本發(fā)明的實施方式進行具體說明。需要說明的是，本發(fā)明不限定于以下的實施方式。本發(fā)明的高強度熔融鍍鋅鋼板的制造方法具有熱軋工序、冷軋工序、退火工序和熔融鍍鋅處理工序。另外，根據(jù)需要，可以在熔融鍍鋅處理工序后具有合金化處理工序。另外，也可以在退火工序與熔融鍍鋅處理工序之間具有冷卻加熱工序。下面，對各工序進行說明。<熱軋工序>熱軋工序是指下述工序：對以質量％計包含C：0.05～0.30％、Si：0.1～2.0％、Mn：1.0～4.0％的鋼坯進行熱軋后，以滿足下述式(1)的溫度TC卷取成卷材，并進行酸洗。首先，對鋼坯中包含的成分進行說明。在以下的說明中，鋼坯中包含的各元素的含量單位“％”是指“質量％”。需要說明的是，鋼坯的成分組成為高強度熔融鍍鋅鋼板的母材鋼板的成分組成。C：0.05～0.30％C含量若超過0.30％，則焊接性發(fā)生劣化，因此，C含量為0.30％以下。另一方面，若使C含量為0.05％以上，則形成殘余奧氏體相、馬氏體相等作為鋼組織，從而加工性提高。Si：0.1～2.0％Si是對于強化鋼而獲得良好的材質有效的元素。Si含量小于0.1％時，為了獲得高強度而需要昂貴的其它合金元素，經(jīng)濟上不優(yōu)選。另一方面，在含Si鋼的情況下，已知氧化處理時的氧化反應受到抑制。因此，若Si含量超過2.0％，則氧化處理中的氧化皮膜形成受到抑制。另外，若Si含量超過2.0％，則合金化溫度也升高，因此難以得到所期望的機械特性。因此，Si含量為0.1％以上2.0％以下。Mn：1.0～4.0％Mn是對鋼的高強度化有效的元素。為了確保機械特性、強度，使Mn含量為1.0％以上。另一方面，若Mn含量超過4.0％，則有時難以確保焊接性、鍍敷密合性，難以確保強度與延展性的平衡。因此，Mn含量為1.0％以上4.0％以下。需要說明的是，為了控制強度與延展性的平衡，可以根據(jù)需要含有選自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種以上。添加這些元素時的適當含量的限定理由如下所述。Al：0.01～0.1％Al在熱力學上最容易發(fā)生氧化，因而先于Si、Mn而發(fā)生氧化，具有抑制Si、Mn在鋼板表面的氧化、促進Si、Mn在鋼板內(nèi)部的氧化的效果。該效果通過使Al含量為0.01％以上而獲得。另一方面，若Al含量超過0.1％，則成本增加。因此，在含有Al的情況下，Al含量優(yōu)選為0.01％以上0.1％以下。Mo：0.05～1.0％Mo含量小于0.05％時，難以獲得強度調整的效果、與Nb、Ni、Cu復合添加時的鍍敷密合性改善效果。另一方面，Mo的含量超過1.0％時，導致成本增加。因此，在含有Mo的情況下，Mo含量優(yōu)選為0.05％以上1.0％以下。Nb：0.005～0.05％Nb含量小于0.005％時，難以獲得強度調整的效果、與Mo復合添加時的鍍敷密合性改善效果。另一方面，Nb含量超過0.05％時，導致成本增加。因此，在含有Nb的情況下，Nb含量優(yōu)選為0.005％以上0.05％以下。Ti：0.005～0.05％Ti含量小于0.005％時，難以獲得強度調整的效果，Ti含量超過0.05％時，會導致鍍敷密合性的劣化。因此，在含有Ti的情況下，Ti含量優(yōu)選為0.005％以上0.05％以下。Cu：0.05～1.0％Cu含量小于0.05％時，難以獲得殘留γ相形成促進效果、與Ni、Mo復合添加時的鍍敷密合性改善效果。另一方面，Cu含量超過1.0％時，導致成本增加。因此，在含有Cu的情況下，Cu含量優(yōu)選為0.05％以上1.0％以下。Ni：0.05～1.0％Ni含量小于0.05％時，難以獲得殘留γ相形成促進效果、與Cu、Mo復合添加時的鍍敷密合性改善效果。另一方面，Ni含量超過1.0％時，導致成本增加。因此，在含有Ni的情況下，Ni含量優(yōu)選為0.05％以上1.0％以下。Cr：0.01～0.8％Cr含量小于0.01％時，難以獲得淬火性，強度與延展性的平衡有時會劣化。另一方面，Cr含量超過0.8％時，導致成本增加。因此，在含有Cr的情況下，Cr含量優(yōu)選為0.01％以上0.8％以下。B：0.0005～0.005％B是對提高鋼的淬火性有效的元素。B含量小于0.0005％時，難以獲得淬火效果。另外，B含量超過0.005％時，具有促進Si的鋼板最外表面的氧化的效果，因而導致鍍敷密合性的劣化。因此，在含有B的情況下，B含量優(yōu)選為0.0005％以上0.005％以下。上述必要成分、任選成分以外的余部為Fe和不可避免的雜質。作為不可避免的雜質，可以舉出0.005％以下的S、0.06％以下的P、0.006％以下的N等。接著，對熱軋工序的技術意義進行說明。在通常的熱軋中，軋制完成后以卷材的形式卷取后進行冷卻，在該冷卻過程中，氧從氧化皮向鋼板的內(nèi)側擴散，因而在鋼板表面的內(nèi)部形成Si、Mn的內(nèi)部氧化物。但是，如上所述，軋制后所形成的Si、Mn的內(nèi)部氧化物不均勻地形成，因而在之后的CGL中實施熔融鍍敷處理的情況下，會引起鍍敷密合性的不均、或進行合金化處理后的合金化不均等外觀不良。因此，在熱軋中抑制內(nèi)部氧化的形成很重要。為了抑制Si、Mn的內(nèi)部氧化物，降低軋制后的卷取溫度是有效的。另外，在使用作為氧化物形成的Si、Mn的含量多的鋼的情況下，需要進一步降低卷取溫度。圖1中示出了使用含有1.5％的Si和2.2％的Mn的鋼，改變軋制后的卷取溫度，對卷材長度方向中央部(熱軋板長度方向中央部)的Si和Mn的內(nèi)部氧化量的寬度方向的分布進行調查的結果。此處，內(nèi)部氧化量利用實施例中記載的方法進行測定。由此可知，在卷取溫度高的條件下寬度方向的內(nèi)部氧化量的分布大，若卷取溫度降低，則內(nèi)部氧化量減小，發(fā)生了均勻化。進一步進行了調查，結果可知：通過將卷材長度中央部、且寬度方向中央部的內(nèi)部氧化量(對于熱軋板的在緊靠氧化皮下方的鋼板表面起10μm以內(nèi)的鋼板表層部所生成的Si內(nèi)部氧化物和Mn內(nèi)部氧化物的合計，在軋制后的卷取卷材的長度方向和寬度方向的中央位置作為氧量進行表示，以此作為內(nèi)部氧化量)控制為0.10g/m2以下，從而Si、Mn的內(nèi)部氧化更加均勻，之后即便實施熔融鍍敷處理，也可以進一步抑制鍍敷密合性的不均、或合金化處理后的外觀不均的產(chǎn)生。此處，使用改變Si和Mn的含量的鋼來實施熱軋，對冷卻后形成的卷材長度方向中央部、且寬度方向中央部的內(nèi)部氧化量進行了調查。將內(nèi)部氧化量為0.10g/m2以下的卷取溫度與Si和Mn的含量的關系分別示于圖2、圖3。進而，在圖中一并記載了Tc＝-60([Si]+[Mn])+775所表示的直線。Tc≤-60([Si]+[Mn])+775式(1)此處，Tc為軋制后的卷取溫度，[Si]、[Mn]分別為鋼中的Si、Mn含量。需要說明的是，Tc優(yōu)選為400℃以上?？芍喝鬝i、Mn的含量變多，為了使內(nèi)部氧化量為0.10g/m2以下而需要的卷取溫度的上限降低。另外可知，為了使熱軋后在卷材中央部形成的Si、Mn的內(nèi)部氧化量為0.10g/m2以下，以滿足式(1)的方式調整卷取溫度即可。這樣，為了在全部長度改善熔融鍍敷處理后的鍍敷密合性，改善合金化處理后的外觀不均，必須以滿足式(1)的方式設定熱軋中的卷取溫度。需要說明的是，對熱軋前的加熱溫度和熱軋的終軋溫度沒有特別限制，從組織控制的觀點來看，優(yōu)選將鋼坯加熱至1100～1300℃并進行均熱，以800～1000℃完成精軋。本發(fā)明中，在以上的軋制后，為了去除氧化皮而進行酸洗。對酸洗方法沒有特別限定，采用常規(guī)方法即可。<冷軋工序>冷軋工序是指對上述熱軋工序中得到的熱軋板實施冷軋的工序。對冷軋的條件沒有特別限定，例如以30～80％的特定的壓下率對冷卻后的熱軋板進行冷軋即可。<退火工序>為了實現(xiàn)鋼的高強度、高加工性，添加Si、Mn是有效的。但是，若使用添加了這些元素的鋼板，則在實施熔融鍍鋅處理前實施的退火過程(氧化處理+還原退火)中，在鋼板表面生成Si、Mn的氧化物，難以確保鍍敷性。為此，使Si、Mn在鋼板內(nèi)部發(fā)生氧化，防止這些元素在鋼板表面氧化是有效的，但如上所述本發(fā)明中從鍍敷密合性、合金化的不均的觀點來看，必須抑制熱軋后形成的內(nèi)部氧化。即便在這樣熱軋后內(nèi)部氧化的形成少的情況下，通過嚴密地控制實施熔融鍍鋅處理前的退火條件(氧化處理條件+還原退火條件)，也可以使Si和Mn在鋼板內(nèi)部發(fā)生氧化，提高鍍敷性，進而能夠提高鍍層與鋼板的反應性，能夠改善鍍敷密合性。并且，在退火工序中，為了使Si和Mn在鋼板內(nèi)部發(fā)生氧化、防止鋼板表面的氧化，進行氧化處理。特別是，需要在氧化處理中得到一定量以上的鐵氧化物量。之后，進行還原退火、熔融鍍敷和必要時的合金化處理是有效的。本發(fā)明的退火工序是對于上述冷軋工序中得到的冷軋板實施具有(A帶加熱)～(C帶加熱)的退火的工序。首先，對與氧化處理相當?shù)腁帶加熱、B帶加熱進行說明。A帶加熱在A帶加熱中，在將DFF型加熱爐的空氣比設為α、200℃以上的平均升溫速度為10～50℃/秒的條件下，將上述冷軋板加熱至滿足下述式(2)的加熱到達溫度T1。需要說明的是，T1優(yōu)選為750℃以下。T1≥28.2[Si]+7.95[Mn]－86.2α+666(2)其中，T1：A帶中的加熱到達溫度℃，[Si]：鋼中的Si質量％，[Mn]：鋼中的Mn質量％，α：DFF型加熱爐的空氣比。為了在熔融鍍敷前的鋼板表面抑制Si和Mn的氧化，形成Si、Mn的內(nèi)部氧化很重要。在A帶加熱中，為了生成作為Si、Mn發(fā)生內(nèi)部氧化時的氧供給源的鐵氧化物，積極地進行氧化處理。因此，A帶加熱的處理條件在本發(fā)明中是重要的條件。為了得到足夠量的鐵氧化物，需要對加熱的氣氛和溫度進行管理。通過控制DFF型加熱爐的空氣比來進行氣氛的控制。DFF型加熱爐將鋼鐵廠的副生氣體煉焦爐氣體(COG)等燃料與空氣混合，使燃燒的燃燒器火焰直接與鋼板表面接觸，將鋼板加熱。若提高空氣比，增加空氣相對于燃料的比例，則未反應的氧殘存于火焰中，可以利用該氧促進鋼板的氧化。此外，加熱溫度需要根據(jù)Si、Mn的含量而變化。為了抑制鋼板表面的Si、Mn的氧化，需要在鋼板內(nèi)部使Si、Mn氧化。若Si、Mn的含量增加，則內(nèi)部氧化所需要的氧量也增加。因此，Si、Mn的含量越多，則需要在越高的溫度下的氧化。特別是，已知：若在鋼中添加Si，則可抑制鐵的氧化反應，因此若Si含量變得更多，則需要在更高溫度下的氧化。此處，利用使Si含量和Mn含量變化的鋼，對DFF型加熱爐的空氣比和得到良好的鍍敷密合性的加熱爐出口側溫度進行了調查。將所得到的結果示于表1。需要說明的是，B帶加熱中的空氣比為0.8，C帶加熱中的log(PH2O/PH2)為-2.7，其它條件為滿足權利要求1中記載的條件的條件。另外，鍍敷密合性的判斷基準與后述實施例相同。[表1][表1]Si含量Mn含量空氣比α加熱到達溫度A1(℃)0.22.30.936100.52.51.056101.01.31.106101.02.01.106151.51.91.156251.52.61.15630含量的單位為質量％此外，通過多元回歸分析，對Si含量、Mn含量、以及DFF型加熱爐空氣比對加熱爐出口側溫度(加熱到達溫度T1)所產(chǎn)生的影響度進行了分析，結果求出下述式(2)。T1≥28.2[Si]+7.95[Mn]－86.2α+666(2)其中，T1：A帶中的加熱到達溫度℃，[Si]：鋼中的Si質量％，[Mn]：鋼中的Mn質量％，α：DFF型加熱爐的空氣比。此處，對表1中記載的加熱爐出口側溫度與利用上述式(2)求出的加熱到達溫度(設為T1＝28.2[Si]+7.95[Mn]－86.2α+666時的T1)進行了比較，示于圖4?？芍嚓P系數(shù)R2約為1.0，確認到非常高的相關。另外，關系到Si含量的系數(shù)變?yōu)榉浅４蟮闹担琒i不僅在鋼板表面形成氧化物，還具有抑制鐵的氧化反應的效果，因而可知在決定氧化條件時是特別重要的因子。如上，本發(fā)明中進行滿足上述式(2)的A帶加熱。但是，出于抑制過量的鐵的氧化反應、防止之后的粘著現(xiàn)象的發(fā)生的目的，A帶加熱時的空氣比α的上限優(yōu)選為1.5以下。另外，若空氣比降低則氣氛的氧化性減弱，有時即便滿足式(2)也無法確保充分的氧化量，因而上述空氣比α優(yōu)選為0.9以上。另外，在A帶加熱工序中，需要使200℃以上的平均升溫速度為10～50℃/秒。平均升溫速度超過50℃/秒時，A帶中的加熱時間縮短，因而無法形成足夠量的氧化鐵。另一方面，平均升溫速度小于10℃/秒時，加熱需要的時間變長，生產(chǎn)效率降低。另外，通過形成過量的氧化鐵，在隨后的還原退火中Fe氧化物在還原性氣氛爐中發(fā)生剝離，會引起粘著現(xiàn)象的發(fā)生。此外，從鋼的強度、加工性的觀點來看，若平均升溫速度小于10℃/秒，則組織粗大化，會損害延伸凸緣性、彎曲性。由此，使200℃以上的平均升溫速度為10～50℃/秒。另外，對于A帶加熱來說，DFF型加熱爐是最適合的。若使用DFF型加熱爐，如上所述，通過改變空氣比而能夠使氣氛對鐵來說為氧化性。另外，若使用DFF型加熱爐，則鋼板的升溫速度比輻射方式的加熱更快，因而還能夠達到上述的平均升溫速度。對于A帶加熱來說，DFF型加熱爐中也更優(yōu)選使用噴嘴混合型燃燒器。噴嘴混合型燃燒器即便在剩余空氣多的高空氣比下也能夠進行穩(wěn)定的加熱，適合于A帶加熱中的使鐵氧化的工序。因此，本發(fā)明的實施中所用的連續(xù)熔融鍍敷設備具有DFF型加熱爐，該DFF型加熱爐的前段優(yōu)選為噴嘴混合型燃燒器。B帶加熱在B帶加熱中，利用DFF型加熱爐，以空氣比≤0.9、超過T1的平均加熱速度為5～30℃/秒的條件，將A帶加熱后的冷軋板加熱至滿足下述式(3)的加熱到達溫度T2。T2≥T1+30(3)其中，T2：B帶中的加熱到達溫度(℃)，T1：A帶中的加熱到達溫度(℃)。為了防止粘著現(xiàn)象的發(fā)生、得到無壓痕等的美麗的表面外觀，B帶加熱在本發(fā)明中為重要的條件。為了防止粘著現(xiàn)象的發(fā)生，對一度氧化的鋼板表面的一部分(表層)進行還原處理很重要。為了進行這樣的還原處理，需要將DFF型加熱爐的燃燒器的空氣比控制為0.9以下。通過降低空氣比，降低O2濃度，鐵氧化物的表層被部分還原，可以避免在下一工序的還原退火時爐的輥與鐵氧化物直接接觸，可以防止粘著現(xiàn)象的發(fā)生。若空氣比超過0.9，則難以發(fā)生該還原反應，因此空氣比為0.9以下。另外，為了進行DFF型加熱爐中的穩(wěn)定的燃燒，空氣比優(yōu)選為0.7以上。另外，B帶中的加熱溫度T2需要滿足下述式(3)。T2≥T1+30(3)其中，T2：B帶中的加熱到達溫度(℃)，T1：A帶中的加熱到達溫度(℃)。在溫度低于式(3)所表示的T2的情況下，難以發(fā)生還原反應，無法得到抑制粘著現(xiàn)象的發(fā)生的效果。另外，為了削減不必要的加熱成本，T2優(yōu)選為750℃以下。另外，在B帶的情況下，需要使超過T1的平均升溫速度(平均加熱速度)為5～30℃/秒。平均升溫速度超過30℃/秒時，B帶中的加熱時間縮短，因而無法得到足夠量的氧化鐵的還原反應。另一方面，平均升溫速度小于5℃/秒時，加熱需要的時間變長，生產(chǎn)效率降低。需要說明的是，“超過T1的平均升溫速度”是指超過T1～B帶中的加熱到達溫度為止的平均加熱速度。另外，對于B帶加熱來說，DFF型加熱爐是最適合的。若使用DFF型加熱爐，如上所述，通過改變空氣比而能夠放射對于鐵為還原性的火焰。另外，若使用DFF型加熱爐，則鋼板的升溫速度比輻射方式的加熱更快，因而還能夠達到上述的平均升溫速度。對于B帶加熱來說，DFF型加熱爐中也更優(yōu)選使用預混合型燃燒器。預混合型燃燒器與噴嘴混合型燃燒器相比，高溫區(qū)域中的還原性高，對于得到用于防止粘著現(xiàn)象發(fā)生的鐵的還原反應是有利的，因而適合于B帶加熱。因此，本發(fā)明的實施中所用的連續(xù)熔融鍍敷設備具有DFF型加熱爐，該DFF型加熱爐的后段優(yōu)選為預混合型燃燒器。C帶加熱在C帶加熱中，在含有H2、H2O、余部由N2和不可避免的雜質構成的氣氛中，以log(PH2O/PH2)為-3.4以上-1.1以下、超過T2的平均加熱速度為0.1～10℃/秒的條件，將B帶加熱后的冷軋板加熱至700～900℃的特定的加熱到達溫度T3，并在該T3保持10～500秒。C帶加熱在B帶加熱后立即進行，將在A帶加熱中形成于鋼板表面的鐵氧化物還原，同時利用由鐵氧化物供給的氧在鋼板內(nèi)部形成Si、Mn的內(nèi)部氧化物。其結果，在鋼板表層形成由鐵氧化物還原的還原鐵層，Si、Mn作為內(nèi)部氧化物留存于鋼板內(nèi)部，因而可抑制鋼板表層的Si、Mn的氧化。其結果，可以防止鋼板與熔融鍍層的潤濕性的降低，可以得到不存在未鍍敷而良好的鍍敷密合性。另外，C帶加熱中形成的內(nèi)部氧化物與提高軋制后的卷取溫度而得到的內(nèi)部氧化不同，在卷材的長度和寬度方向基本上均勻地形成，因而能夠防止鍍敷密合性、外觀不均的發(fā)生。C帶加熱爐內(nèi)的氣氛含有H2、H2O，余部由N2和不可避免的雜質構成，log(PH2O/PH2)為-3.4以上-1.1以下。此處，log(PH2O/PH2)是指log(H2O的分壓(PH2O)/H2的分壓(PH2))。若log(PH2O/PH2)超過-1.1，則在A帶加熱中形成的鐵氧化物的還原反應變得不充分，不僅在C帶加熱爐中存在發(fā)生粘著現(xiàn)象的危險性，而且若鐵氧化物殘存至熔融鍍敷時，反而會使鋼板與熔融鋅的潤濕性降低，有可能導致密合性不良或外觀性降低。另外，還會引起用于加濕的成本增加。另一方面，在log(PH2O/PH2)小于-3.4的情況下，氣氛中的H2引起的鐵氧化物的還原反應被顯著促進，因而鐵氧化物中的氧與H2反應而不被內(nèi)部氧化所消耗，未形成充分的Si、Mn的內(nèi)部氧化。另外，在C帶加熱中，以平均升溫速度為0.1～10℃/秒的條件從超過B帶加熱到達溫度T2加熱至700～900℃的特定的加熱到達溫度T3，并在該溫度保持10～500秒。升溫速度超過10℃/秒、或保持時間小于10秒的情況下，C帶加熱的時間縮短，因此鐵氧化物的還原反應未完成而殘存未還原的鐵氧化物，鋼板與熔融鋅的潤濕性降低，有可能導致密合性不良。另一方面，若升溫速度小于0.1℃/秒、或保持時間超過500秒，則C帶加熱所需要的時間變長，會導致生產(chǎn)率的降低，或者需要具有較長的爐長的CGL。另外，在C帶加熱中的保持溫度小于700℃的情況下，鐵氧化物的還原反應受到抑制而殘存未還原的鐵氧化物，鋼板與熔融鋅的潤濕性降低，有可能導致密合性不良。若保持溫度超過900℃，不僅未得到所期望的機械特性，而且有可能導致爐內(nèi)的鋼帶的斷裂。需要說明的是，保持在連續(xù)熔融鍍敷設備的均熱爐中進行，均熱爐優(yōu)選為輻射管型。由此，在C帶加熱中，以平均升溫速度0.1～10℃/秒從B帶加熱的加熱到達溫度T2加熱至加熱到達溫度T3，并在該溫度保持10～500秒。但是，在制造合金化熔融鍍鋅鋼板的情況下，僅利用上述方法時雖然可得到良好的鍍敷密合性，但由于合金化溫度升高，因而會發(fā)生殘余奧氏體相向珠光體相的分解、及馬氏體相的回火軟化，有時無法得到所期望的機械特性。因此，本發(fā)明人進行了用于降低合金化溫度的研究。其結果，本發(fā)明人想出了下述技術：即，通過更積極地形成Si的內(nèi)部氧化，從而降低鋼板表層的固溶Si量，促進合金化反應。為了更積極地形成Si的內(nèi)部氧化，更嚴密地控制C帶加熱爐內(nèi)的氣氛中的PH2O/PH2是有效的。在C帶加熱中形成的內(nèi)部氧化的氧供給源是由在A帶加熱中形成的鐵氧化物解離的氧。另外，由爐內(nèi)的氣氛供給的氧也成為供給源。因此，若PH2O/PH2升高，則爐內(nèi)的氧勢也升高，可促進Si、Mn的內(nèi)部氧化。于是，在形成有Si的內(nèi)部氧化的鋼板表層的區(qū)域中，固溶Si量降低。若固溶Si量降低，則鋼板表層表現(xiàn)出如低Si鋼的性能，之后的合金化反應被促進，在低溫下進行合金化反應。通過合金化溫度降低，從而能夠以高分數(shù)維持殘余奧氏體相，延展性提高。馬氏體相的回火軟化不進行，可得到所期望的強度。此處，鋼板表層是指從鋼板表面起至10μm的范圍。使用含有0.13％的C、2.3％的Mn且Si含量不同的鋼板，進行滿足上述條件的A帶加熱和B帶加熱，改變C帶加熱時的PH2O/PH2，并在800℃保持30秒。接著，進行熔融鍍敷處理、520℃和540℃下25秒的合金化處理，調查鍍層中的Fe濃度為10質量％的PH2O/PH2。將鋼中的Si含量與各溫度下鍍層中Fe濃度為10質量％的PH2O/PH2的對數(shù)關系示于圖5。由圖5可知，PH2O/PH2越高、爐內(nèi)的氧勢越高，則合適的合金化溫度越低。另外可知，Si含量越高則合金化反應越被抑制，因而需要用于使合金化反應進行的高值的PH2O/PH2。此外可知，合金化溫度500℃和540℃下鍍層中Fe濃度為10質量％的PH2O/PH2與Si含量的關系分別用下述式(6)和(7)表示。[合金化溫度500℃的情況]log(PH2O/PH2)＝0.8[Si]－2.7(6)[合金化溫度540℃的情況]log(PH2O/PH2)＝0.6[Si]－3.4(7)由于上述理由，高溫合金化處理導致的殘余奧氏體相的分解、馬氏體相的軟化導致的機械特性劣化成為問題的情況下，優(yōu)選C帶加熱時的PH2O/PH2滿足下述式(4)。0.8[Si]－2.7≥log(PH2O/PH2)≥0.6[Si]－3.4(4)PH2O/PH2高于該范圍的情況下，不僅合金化溫度降低引起的機械特性的改善效果達到飽和，而且在A帶加熱中形成的鐵氧化物難以還原，不僅有在還原退火爐中發(fā)生粘著現(xiàn)象的危險性，而且若鐵氧化物殘存至熔融鍍敷時，反而會使鋼板與熔融鋅的潤濕性降低，有可能導致密合性不良或外觀性降低。另外，還會引起用于加濕的成本增加。另外，在PH2O/PH2低于該范圍的情況下，無法得到合金化溫度的降低效果，也無法大幅獲得機械特性的改善效果。對控制還原退火爐內(nèi)的H2O濃度的方法沒有特別限制，包括向爐內(nèi)導入過熱蒸汽的方法；通過鼓泡等向爐內(nèi)導入加濕的N2和/或H2氣體的方法。另外，利用中空纖維膜的膜交換式的加濕方法可進一步加強露點的控制性，因而優(yōu)選。只要管理為適當?shù)腜H2O/PH2，則對C帶加熱爐內(nèi)的H2濃度沒有特別限制，優(yōu)選為5vol％以上30vol％以下。小于5vol％時，鐵氧化物的還原受到抑制，有可能發(fā)生粘著現(xiàn)象。若超過30vol％，則會引起成本增加。另外，H2、H2O以外的余部為N2和不可避免的雜質。<冷卻加熱工序>冷卻加熱工序是指下述工序，即，在C帶加熱之后，以平均冷卻速度為10℃/秒以上的條件從750℃冷卻至150～350℃的特定的冷卻到達溫度T4后，加熱至350～600℃的特定的再加熱溫度T5，并以該溫度T5保持10～600秒。通過進行該冷卻加熱工序，可以進一步提高機械特性。需要說明的是，本發(fā)明中，冷卻加熱工序不是必要的工序，因而根據(jù)需要進行即可。750℃起的冷卻速度小于10℃/秒時，會生成珠光體，TS×EL和擴孔性降低。因此，750℃起的冷卻速度為10℃/秒以上。在冷卻到達溫度T4為高于350℃的溫度時，冷卻停止時的馬氏體轉變不充分，未轉變奧氏體量增多，最終的馬氏體或殘留奧氏體過量地生成，擴孔性降低。另外，若冷卻到達溫度T4低于150℃，則冷卻中奧氏體基本上轉變?yōu)轳R氏體，未轉變奧氏體量減少。因此，冷卻到達溫度T4為150～350℃的范圍。關于冷卻的方法，只要能夠達到目標冷卻速度和冷卻停止溫度(冷卻到達溫度)，則可以使用噴氣冷卻、噴霧冷卻、水冷、金屬淬火等任何冷卻方法。冷卻至冷卻到達溫度T4后，加熱至再加熱溫度T5，并保持10秒以上，由此冷卻時生成的馬氏體被回火，形成回火馬氏體。其結果，擴孔性提高，進而冷卻時未轉變?yōu)轳R氏體的未轉變奧氏體被穩(wěn)定化，最終得到足夠量的殘留奧氏體，延展性提高。再加熱溫度T5小于350℃時，馬氏體的回火和奧氏體的穩(wěn)定化變得不充分，擴孔性和延展性降低。另外，若再加熱溫度T5超過600℃，則冷卻停止時的未轉變奧氏體轉變?yōu)橹楣怏w，最終無法得到以面積率計為3％以上殘留奧氏體。因此，再加熱溫度T5為350～600℃。保持時間小于10秒時，奧氏體的穩(wěn)定化變得不充分，并且若超過600秒，則冷卻停止時的未轉變奧氏體轉變?yōu)樨愂象w，最終無法得到足夠量的殘留奧氏體。因此，再加熱溫度T5為350～600℃的范圍，該溫度區(qū)域中的保持時間為10～600秒。<熔融鍍鋅處理工序>熔融鍍鋅處理工序是指對于退火工序后的退火板在含有0.12～0.22質量％的Al的熔融鍍鋅浴中實施熔融鍍鋅處理的工序。本發(fā)明中，使鍍鋅浴中的Al濃度為0.12～0.22質量％。小于0.12質量％時，鍍敷時會形成Fe-Zn合金相，鍍敷密合性發(fā)生劣化，或者有時會發(fā)生外觀的不均。超過0.22質量％時，鍍敷時在鍍層/鐵素體界面生成的Fe-Al合金相較厚地生成，因此焊接性劣化。另外，由于浴中Al多，因而在鍍敷鋼板表面大量地生成Al氧化皮膜，不僅焊接性會受損，有時外觀性也會受損。進行合金化處理時的鍍敷浴中的Al濃度優(yōu)選為0.12～0.17質量％。小于0.12質量％時，鍍敷時會形成Fe-Zn合金相，鍍敷密合性發(fā)生劣化，或者有時會發(fā)生外觀的不均。超過0.17質量％時，鍍敷時在鍍層/鐵素體界面生成的Fe-Al合金相較厚地生成，會成為Fe-Zn合金化反應的障礙，因而合金化溫度升高，機械特性有時會劣化。對熔融鍍鋅時的其它條件沒有限制，例如，熔融鍍鋅浴溫度在通常的440～500℃的范圍，以板溫440～550℃將鋼板浸漬到鍍敷浴中來進行熔融鍍鋅，可以利用氣體擦拭等調整附著量。<合金化處理工序>合金化處理工序是指對于熔融鍍鋅處理工序后的鋼板以滿足下述式(5)的溫度Ta實施10～60秒的合金化處理的工序。-45log(PH2O/PH2)+395≤Ta≤-30log(PH2O/PH2)+490(5)如上所述，可知：通過控制C帶加熱時的PH2O/PH2，若積極地形成Si的內(nèi)部氧化物，則合金化反應被促進。于是，使用包含0.13％的C、1.5％的Si、2.6％的Mn的合金化熔融鍍鋅鋼板，對C帶加熱時的PH2O/PH2變化與合金化溫度的關系進行了調查。所得到的結果示于圖6。圖6中，黑色菱形標記表示合金化前形成的η相完全變化為Fe-Zn合金、合金化反應完成的溫度。另外，黑色四方形標記表示在利用后述實施例中記載的方法評價鍍敷密合性時得到等級3的溫度的上限。另外，圖中的線示出上述式(5)中所示的合金化溫度的上限與下限的溫度。由圖6獲得以下的見解。若合金化溫度小于(-45log(PH2O/PH2)+395)℃，則合金化未完全進行而殘存η相。若η相殘存，則表面的色調變得不均，不僅會損害表面外觀，而且鍍層表面的摩擦系數(shù)升高，由此壓制成型性變差。另外，若合金化溫度超過(-30log(PH2O/PH2)+490)℃，則無法得到良好的鍍敷密合性。此外，由圖6可知，伴隨著PH2O/PH2上升，所需要的合金化溫度降低，F(xiàn)e-Zn的合金化反應被促進。并且，如上所述，隨著C帶加熱中的PH2O/PH2上升，機械特性值提高。為了得到所期望的機械特性，可知需要也精密地控制熔融鍍敷后的合金化溫度。如上，在合金化處理中，以滿足上述式(5)的溫度Ta進行處理。另外，出于與合金化溫度同樣的理由，合金化時間為10～60秒。對合金化處理后的合金化度(鍍層內(nèi)的Fe濃度)沒有特別限制，優(yōu)選7～15質量％的合金化度。小于7質量％時，η相殘存，壓制成型性差，若超過15質量％，則鍍敷密合性差。實施例在熔煉表2所示的化學成分的鋼后，通過連續(xù)鑄造制成鋼坯。[表2][表2](質量％)鋼符號CSiMnPSAlMoNbTiCuNiCrBA0.080.251.50.030.001-0.10.04---0.60.001B0.110.81.90.010.0010.05-------C0.081.03.50.010.001----0.2---D0.121.41.90.010.001-----0.1--E0.091.52.50.010.001---0.02---0.001F0.062.12.80.010.001---0.02----G0.150.34.20.010.001------0.2-H0.101.22.70.010.001--------將這些鋼坯在1200℃加熱后，以板厚達到2.6mm的方式以終軋溫度890℃實施熱軋，以表3(將表3-1和表3-2一并作為表3)所示的卷取溫度卷取成卷材，冷卻后利用酸洗去除黑色氧化皮，制成熱軋板。利用下述所示的方法測定了此時卷材長度方向且寬度方向的中央部的Si和/或Mn的內(nèi)部氧化量。接著，通過冷軋制成板厚為1.2mm的冷軋板后，進行CGL中的退火和熔融鍍敷處理。A帶加熱利用具有噴嘴混合型燃燒器的DFF型加熱爐、以表3所示的條件進行。接著，利用具有預混合型燃燒器的DFF型加熱爐，以表3所示的條件進行B帶加熱。C帶加熱利用輻射管型的加熱爐、以表3所示的條件進行。在C帶加熱后，在一部分條件(No.19、20)下以20℃/秒的冷卻速度冷卻至表3所示的冷卻到達溫度，之后加熱至470℃并保持100秒。接著，使用含有表3所示的Al濃度的460℃的浴實施熔融鍍鋅處理，之后利用氣體擦拭將基重量調整為約50g/m2。在一部分條件下，進而以表3所示的溫度、時間的范圍進行了合金化處理。<熱軋后的內(nèi)部氧化量>內(nèi)部氧化量通過“脈沖爐熔融-紅外線吸收法”進行測定。在將熱軋板兩面的表層部(卷材的中央(寬度方向中央且長度方向中央))的10mm×70mm的區(qū)域研磨10μm之前和之后，分別測定鋼中氧濃度。進而，由這些測定值之差求出在從鋼板表面起10μm的區(qū)域所存在的單面每單位面積的氧量，作為Si和/或Mn的內(nèi)部氧化量(g/m2)。關于在熱軋板的表層部形成的內(nèi)部氧化物為Si和/或Mn的氧化物的情況，將熱軋板埋入樹脂中并對截面進行研磨后，通過基于SEM的觀察和基于EDS的元素分析來進行確認。內(nèi)部氧化量示于表3。接著，對于如上得到的高強度熔融鍍鋅鋼板評價了外觀性和鍍敷密合性。鍍敷密合性的評價在寬度方向的中央部、和從鋼帶的端部起50mm的位置分別進行評價。此外，對拉伸特性進行了調查。下面示出測定方法和評價方法。<外觀性>目視觀察鋼板的外觀，將不存在未鍍敷、粘著現(xiàn)象導致的壓痕、或合金化不均等外觀不良的情況作為“○”，雖略有外觀不良、但大體良好的情況作為“△”，存在合金化不均、未鍍敷、或壓痕的情況作為“×”。<鍍敷密合性>在未進行合金化處理的高強度熔融鍍鋅鋼板的情況下，進行球沖擊試驗(使1000g的砝碼從1m的高度落下)，對加工部進行膠帶剝離，目視判斷鍍層有無剝離。根據(jù)以下的基準進行了評價。○：無鍍層的剝離×：鍍層剝離在進行了合金化處理的高強度熔融鍍鋅鋼板的情況下，對鍍敷鋼板粘貼透明膠帶(注冊商標)，將膠帶面彎曲90度并向后彎，與彎曲加工部平行地將寬24mm的透明膠帶貼至加工部的內(nèi)側(壓縮加工側)并分離，將附著于透明膠帶的長40mm的部分的鋅量作為由熒光X射線得到的Zn計數(shù)進行測定，將Zn計數(shù)換算成單位長度(1m)的量，按照下述基準，將等級1～2的情況評價為良好(○)，將等級3的情況評價為良好(△)，將等級4以上的情況評價為不良(×)。熒光X射線計數(shù)等級0-小于500：1(良)500-小于1000：21000-小于2000：32000-小于3000：43000以上：5(差)<拉伸特性>將軋制方向作為拉伸方向，使用JIS5號試驗片，利用依照JISZ2241的方法進行。將TS(MPa)×EL(％)為15000(MPa·％)以上評價為良好。將以上得到的結果與制造條件一并示于表3。[表3-1][表3-2][表3]由表3可知，本發(fā)明例雖然為含有Si、Mn的高強度熔融鍍鋅鋼板，但鍍敷密合性優(yōu)異，鍍敷外觀良好，延展性也優(yōu)異。另一方面，在本發(fā)明范圍外所制造的比較例的鍍敷密合性、鍍敷外觀中的任一者差。工業(yè)實用性利用本發(fā)明的制造方法得到的高強度熔融鍍鋅鋼板的外觀性和鍍敷密合性優(yōu)異，可以作為用于使汽車車體本身輕量化且高強度化的表面處理鋼板進行利用。當前第1頁1 2 3