钢板的制造方法及钢板的连续退火装置

摘要

一种钢板的制造方法，其是抗拉强度为780MPa以上的高强度钢板的制造方法，其具有通过将具有规定的化学组成的钢板加热至750℃～900℃的温度范围并在上述温度范围内保持0～300秒从而进行连续退火的连续退火工序，在上述连续退火工序中，在进行上述加热至上述温度范围时以及在进行上述温度范围内的上述保持时，将炉内的气氛中的氢浓度设定为低于10体积％，将在上述钢板的温度为700℃以下时的log(PH2O/PH2)的炉体平均值设定为超过‑3.01且低于‑0.07，将在上述钢板的温度超过700℃且为800℃以下时的上述log(PH2O/PH2)的炉体平均值设定为超过‑1.36且低于‑0.07，将在上述钢板的温度超过800℃时的上述log(PH2O/PH2)的炉体平均值设定为超过‑3.01且为‑0.53以下，并且将露点设定为低于‑10℃。

权利要求

1.一种钢板的制造方法，其特征在于，其是抗拉强度为780MPa以上的高强度钢板的制造方法，其具有通过将下述钢板加热至750℃～900℃的温度范围、并在所述温度范围内保持0～300秒从而进行连续退火的连续退火工序，所述钢板中，作为化学组成，以质量％计含有：C：0.050～0.40％、Si：0.10～2.50％、Mn：1.20～3.50％、Cr：0～0.80％、Ni：0～5.00％、Cu：0～3.00％、Nb：0～0.10％、Mg：0～

0.010％、Ti：0～0.10％、B：0～0.010％、Mo：0～0.5％，剩余部分包含Fe及杂质，作为所述杂质，限制为：P：0.100％以下、S：0.010％以下、Al：1.200％以下、N：0.0100％以下，其中，在所述连续退火工序中，在进行所述加热至所述温度范围时以及在进行所述温度范围内的所述保持时，将炉内的气氛中的氢浓度设定为低于10体积％，

将在所述钢板的温度为700℃以下时的由所述炉内的气氛中的水分压PH2O和氢分压PH2所成的关系式即log(PH2O/PH2)的炉体平均值设定为下述式(i)的范围，将在所述钢板的温度超过700℃且为800℃以下时的所述炉内的气氛中的所述log(PH2O/PH2)的炉体平均值设定为下述式(ii)的范围，使在所述钢板的温度超过800℃时的所述炉内的气氛中的所述log(PH2O/PH2)的炉体平均值在下述式(iii)的范围内比在所述钢板的温度超过700℃且为800℃以下时的所述炉内的气氛中的所述log(PH2O/PH2)的所述炉体平均值低，并且将露点设定为低于-10℃，-3.01

-3.01

2.根据权利要求1所述的钢板的制造方法，其特征在于，所述化学组成以质量％计含有选自Cr：0.01～0.80％、

Ni：0.01～5.00％、

Cu：0.01～3.00％、

Nb：0.001～0.10％、

Mg：0.0001～0.010％、

Ti：0.001～0.10％、

B：0.0001～0.010％、

Mo：0.01～0.5％、

中的1种或2种以上。

3.根据权利要求1或2所述的钢板的制造方法，其特征在于，将在所述钢板的温度超过

700℃且为800℃以下时的所述炉内的气氛中的所述log(PH2O/PH2)的炉体平均值设定为下述式(vii)的范围，-1.00

4.一种钢板的连续退火装置，其特征在于，其是对下述钢板实施连续退火的钢板的连续退火装置，所述钢板中，作为化学组成，以质量％计含有：C：0.050～0.40％、Si：0.10～

2.50％、Mn：1.20～3.50％、Cr：0～0.80％、Ni：0～5.00％、Cu：0～3.00％、Nb：0～0.10％、Mg：0～0.010％、Ti：0～0.10％、B：0～0.010％、Mo：0～0.5％，剩余部分包含Fe及杂质，作为所述杂质，限制为：P：0.100％以下、S：0.010％以下、Al：1.200％以下、N：0.0100％以下，其中，所述连续退火装置具备下述炉内气氛调整机构：将炉内的气氛中的氢浓度设定为低于10体积％，在所述钢板的温度为700℃以下的情况下，将由炉内的气氛中的水分压PH2O和氢分压PH2所成的关系式即log(PH2O/PH2)的炉体平均值调整为下述式(iv)的范围，在所述钢板的温度超过700℃且为800℃以下的情况下，将所述炉内的气氛中的所述log(PH2O/PH2)的炉体平均值调整为下述式(v)的范围，在所述钢板的温度超过800℃的情况下，使所述炉内的气氛中的所述log(PH2O/PH2)的炉体平均值在下述式(vi)的范围内比在所述钢板的温度超过700℃且为800℃以下时的所述炉内的气氛中的所述log(PH2O/PH2)的所述炉体平均值低，并且将露点调整为低于-10℃，-3.01

说明书

钢板的制造方法及钢板的连续退火装置

技术领域

[0001] 本发明涉及钢板的制造方法及钢板的连续退火装置，特别是涉及含有0.050质量％以上的C、0.10质量％以上的Si、1.20质量％以上的Mn的抗拉强度为780MPa以上的高强度钢板的制造方法及适用于该钢板的制造方法的钢板的连续退火装置。

背景技术

[0002] 近年来，为了以低燃耗化、削减CO2排量为目的的车身的轻量化及碰撞安全性提高，在汽车领域，对车身和部件等使用高强度钢板的需求在不断提高。最近，还在使用抗拉强度为780MPa以上或980MPa以上这样的高强度钢板。

[0003] 但是，如果将钢板高强度化，则一般来说成形性(加工性)等材料特性会劣化。另一方面，这些高强度钢板被要求与软钢板同样地通过压制加工而被大量且廉价地成形并被供作各种构件。因此，对于上述的高强度钢板，在要求高强度的同时还要求高延展性及良好的加工性。

[0004] 这里，为了对抗拉强度为780MPa以上的高强度钢板赋予高延展性及良好的加工性，一般会在钢中添加Si、Mn这样的合金元素。

[0005] 可是，在对含有Si、Mn的钢板进行了最高到达温度为800～900℃的退火时，有可能Si、Mn会在钢板的表层发生析出和浓集并氧化，Si氧化物、Si-Mn氧化物在表面露出。在像这样地Si氧化物、Si-Mn氧化物在钢板的表面露出的情况下，会产生镀覆处理时的镀覆性劣化、涂装前的化成处理性(化学转化处理性)的降低这样的问题。

[0006] 针对这样的课题，例如在专利文献1中提出了一种技术，其通过下述操作来抑制Si氧化物在钢板表面露出，使钢板的镀覆性提高：在对Si含量为0.4～2.0质量％的高强度钢板进行热处理时，在将直火还原炉的直火还原燃烧器的空气比设定为0.6以上且低于0.9的还原气氛中将钢板还原，在较薄地控制了Si氧化膜的基础上，用进行氢还原的间接加热炉将水分压PH2O与氢分压PH2的对数log(PH2O/PH2)设定为-1.6～-0.5。

[0007] 另外，在专利文献2中提出了一种方法，其通过下述操作来制造成形性优异的高强度合金化热浸镀锌钢板：在具有直火加热炉和间接还原炉的连续退火生产线中，在以还原炉进行还原之前，通过直火加热使钢板氧化，然后在将钢板的最高到达温度设定为T(923K≤T≤1173K)的情况下，在炉内的气氛中的氧分压的对数logPO2为-0.000.074×T2+0.105×T-0.2×〔Si％〕2+2.1×〔Si％〕-98.8≤logPO2≤-0.000.078×T2+0.107×T-90.4的范围内进行还原。

[0008] 进而，在专利文献3中提出了一种技术，其通过下述操作来谋求化成处理性的提高：在对冷轧钢板进行连续退火时，在升温时钢板温度为550℃以上时使用空气比为0.95以上的直火燃烧器将钢板加热而使钢板的表面氧化，之后，使用空气比为0.89以下的直火燃烧器将钢板加热而使钢板温度升温直至达到750℃以上，然后在露点为-25℃以下的炉中进行均热退火。

[0009] 另外，在专利文献4中提出了一种技术，其通过下述操作来谋求化成处理性的提高：在对钢板实施连续退火时，在加热过程中，在加热炉内温度为600℃～A℃(650≤A≤780)的情况下将气氛中的露点设定为-40℃以下，在加热炉内温度超过A℃且为B℃以下(800≤B≤900)的情况下将气氛中的露点设定为-10℃以上。

[0010] 另外，在专利文献5、6中提出了一种技术，其在对钢板进行包含预热工序、升温工序和再结晶化工序的连续退火时，通过下述控制来谋求化成处理性的提高：在预热工序中，按照连续退火气氛中的水蒸气分压相对于氢分压之比(PH2O/PH2)根据与预热温度Tp的关系满足下述(1)式的条件的方式进行控制；在升温工序中，将再结晶化温度Tr设定为650℃～900℃，按照退火气氛中的水蒸气分压相对于氢分压之比(PH2O/PH2)根据与再结晶化温度Tr的关系满足下述(2)式的条件且升温速度达到1～20℃/秒的方式进行控制；以及在再结晶化工序中，按照退火气氛的水蒸气分压相对于氢分压之比(PH2O/PH2)根据与再结晶化温度Tr的关系满足下述(3)式的条件且将保持时间设定为40～600秒的方式进行控制。

[0011] (1)式：log(PH2O/PH2)≤-2.8×10-6Tp2+6.8×10-3Tp-4.8

[0012] (2)式：5.3×10-8×Tr2+1.4×10-5×Tr-0.01≤PH2O/PH2≤6.4×10-7×Tr2+1.7×10-4Tr-0.1

[0013] (3)式：PH2O/PH2<5.3×10-8×Tr2+1.4×10-5×Tr-0.01

[0014] 另外，在专利文献7中公开了一种热浸镀锌钢板的制造方法，其按照还原炉中的气氛气体的氢分压及水蒸气分压的对数比满足-1.39≤log(PH2O/PH2)≤-0.695的方式来控制以特定的比率含有Si、Mn及Al的钢板。

[0015] 但是，上述的专利文献1～7中记载的技术中存在以下的课题。

[0016] 即，专利文献1～3的特征在于，具有直火加热部，且对直火燃烧器的空气比进行控制。但是，最近，作为对钢板实施退火的连续退火装置，不具有直火加热部而全部由间接加热炉构成的连续退火装置成为主流。在这样的不具有直火加热部的连续退火炉中，如专利文献1～3中记载的那样控制直火燃烧器的空气比的方法无法适用。另外，就如专利文献1～3那样在还原前利用直火燃烧器使钢板氧化的方法而言，因燃烧器设备的高温劣化、燃烧气体的发热量变动等而导致无法确保规定的空气比，其结果是，无法完全防止因较厚地生成的氧化膜而导致在炉内的炉底辊上形成积瘤(隆起)。因为直火加热炉中所生成的氧化膜由于在钢板卷绕到炉内辊上的期间会从钢板上剥离而附着于辊表面，从而使钢板上产生按压损伤，因此不优选。

[0017] 另外，在以专利文献4中记载的条件来控制炉内的气氛的情况下，虽然能够抑制Si的氧化物在表面露出，但是由于需要将露点设定为-10℃以上，因此存在钢板的脱碳进行、钢板的抗拉强度和疲劳强度降低这样的问题。特别是在含有较多C的高强度钢板中，由脱碳引起的强度降低成为大问题。

[0018] 另外，对于专利文献5及6中记载的条件，还存在下述这样的问题：因气体中的水分量的外在变动、生产设备的劣化而导致难以担保式(1)、式(3)的PH2O/PH2值、露点等恰当条件。

[0019] 另外，就专利文献7而言，教示了在使用卧式还原炉来制造热浸镀锌钢板时，将炉内的气氛气体中的氢浓度设定为10％以上。但是，为了将气氛气体中的氢浓度设定为10％以上，需要特殊的设备，因此为了应用而变得需要大的设备投资。

[0020] 现有技术文献

[0021] 专利文献

[0022] 专利文献1：日本特开2007-191745号公报

[0023] 专利文献2：日本特开2006-233333号公报

[0024] 专利文献3：日本特开2013-253322号公报

[0025] 专利文献4：日本特开2012-072452号公报

[0026] 专利文献5：日本特开2008-069445号公报

[0027] 专利文献6：日本特开2008-121045号公报

[0028] 专利文献7：日本特开2012-12683号公报

发明内容

[0029] 发明所要解决的课题

[0030] 本发明是鉴于上述的状况而进行的，其目的在于，提供通过在不具有直火加热部的连续退火炉中控制退火时的气氛、从而使Si在钢板的内部氧化来抑制Si氧化物在钢板的表面露出、并且能够抑制钢板中的脱碳的进行的高强度钢板的制造方法及适用于该高强度钢板的制造方法的钢板的连续退火装置。在本发明中，所谓高强度是表示抗拉强度为780MPa以上。

[0031] 用于解决课题的手段

[0032] 为了解决上述课题，本发明的发明者们进行了深入研究，结果得到以下那样的见解。

[0033] (a)在退火的加热时，在钢板温度为700℃到750℃的范围内开始Si的内部氧化及脱碳。

[0034] (b)在700℃～800℃、特别是700℃到750℃的范围内，通过将由炉内的气氛中的水分压PH2O和氢分压PH2所成的关系式log(PH2O/PH2)调整为恰当范围，从而能够使Si发生内部氧化，并且抑制脱碳。

[0035] (c)进而，在700℃以下或者超过800℃加热钢板的范围内，也通过将log(PH2O/PH2)调整为恰当范围，从而能够防止钢板的表面的氧化、而且促进内部氧化、并且抑制脱碳。

[0036] (d)通过将在超过800℃加热钢板时的炉内气氛的露点设定为低于-10℃，从而能够抑制脱碳、防止强度的降低。

[0037] 本发明是基于上述的见解而进行的。以下示出其主旨。

[0038] (1)本发明的一个方案的钢板的制造方法是抗拉强度为780MPa以上的高强度钢板的制造方法，其具有通过将下述钢板加热至750℃～900℃的温度范围、并在所述温度范围内保持0～300秒从而进行连续退火的连续退火工序，所述钢板中，作为化学组成，以质量％计含有：C：0.050～0.40％、Si：0.10～2.50％、Mn：1.20～3.50％、Cr：0～0.80％、Ni：0～5.00％、Cu：0～3.00％、Nb：0～0.10％、Mg：0～0.010％、Ti：0～0.10％、B：0～0.010％、Mo：0～0.5％，剩余部分包含Fe及杂质，作为所述杂质，限制为：P：0.100％以下、S：0.010％以下、Al：1.200％以下、N：0.0100％以下，其中，在所述连续退火工序中，在进行所述加热至所述温度范围时以及在进行所述温度范围内的所述保持时，将炉内的气氛中的氢浓度设定为低于10体积％，将在所述钢板的温度为700℃以下时的由所述炉内的气氛中的水分压PH2O和氢分压PH2所成的关系式即log(PH2O/PH2)的炉体平均值设定为下述式(i)的范围，将在所述钢板的温度超过700℃且为800℃以下时的所述炉内的气氛中的所述log(PH2O/PH2)的炉体平均值设定为下述式(ii)的范围，将在所述钢板的温度超过800℃时的所述炉内的气氛中的所述log(PH2O/PH2)的炉体平均值设定为下述式(iii)的范围，并且将露点设定为低于-10℃。

[0039] -3.01

[0040] -1.36

[0041] -3.01

[0042] (2)根据上述(1)所述的钢板的制造方法，其中，所述化学组成也可以以质量％计含有选自Cr：0.01～0.80％、Ni：0.01～5.00％、Cu：0.01～3.00％、Nb：0.001～0.10％、Mg：0.0001～0.010％、Ti：0.001～0.10％、B：0.0001～0.010％、Mo：0.01～0.5％中的1种或2种以上。

[0043] (3)根据上述(1)或(2)所述的钢板的制造方法，其中，也可以将在所述钢板的温度超过700℃且为800℃以下时的所述炉内的气氛中的所述log(PH2O/PH2)的炉体平均值设定为下述式(vii)的范围。

[0044] -1.00

[0045] (4)本发明的另一方案的钢板的连续退火装置是对下述钢板实施连续退火的钢板的连续退火装置，所述钢板中，作为化学组成，以质量％计含有：C：0.050～0.40％、Si：0.10～2.50％、Mn：1.20～3.50％、Cr：0～0.80％、Ni：0～5.00％、Cu：0～3.00％、Nb：0～0.10％、Mg：0～0.010％、Ti：0～0.10％、B：0～0.010％、Mo：0～0.5％，剩余部分包含Fe及杂质，作为所述杂质，限制为：P：0.100％以下、S：0.010％以下、Al：1.200％以下、N：0.0100％以下，其中，所述连续退火装置具备下述炉内气氛调整机构：将炉内的气氛中的氢浓度设定为低于10体积％，在所述钢板的温度为700℃以下的情况下，将由炉内的气氛中的水分压PH2O和氢分压PH2所成的关系式即log(PH2O/PH2)的炉体平均值调整为下述式(iv)的范围，在所述钢板的温度超过700℃且为800℃以下的情况下，将所述炉内的气氛中的所述log(PH2O/PH2)的炉体平均值调整为下述式(v)的范围，在所述钢板的温度超过800℃的情况下，将所述炉内的气氛中的所述log(PH2O/PH2)的炉体平均值调整为下述式(vi)的范围，并且将露点调整为低于-10℃。

[0046] -3.01

[0047] -1.36

[0048] -3.01

[0049] 发明效果

[0050] 根据设定为上述的构成的本发明的上述方案的钢板的制造方法，由于在将气氛中的氢浓度设定为低于10体积％的炉内，在开始Si的内部氧化及脱碳的超过700℃且为800℃以下的温度范围内，将由炉内的气氛中的水分压PH2O和氢分压PH2所成的关系式log(PH2O/PH2)的炉体平均值设定为低于-0.07，因此能够抑制脱碳的发生。另外，由于在上述的钢板的温度范围内，将log(PH2O/PH2)的炉体平均值设定为超过-1.36，因此能够使Si在钢板的内部发生氧化，从而能够抑制Si氧化物在钢板表面露出。另外，对于700℃以下的温度范围，将log(PH2O/PH2)的炉体平均值设定为-3.01

[0051] 根据本发明的上述方案的钢板的制造方法，能够在不使伸长率和加工性等特性比以往劣化的情况下制造可确保780MPa以上的抗拉强度且疲劳强度、镀覆性及化成处理性优异的高强度钢板。

[0052] 另外，根据上述构成的钢板的连续退火装置，由于具备在加热时的钢板的温度超过700℃且为800℃以下的温度范围内、将由炉内的气氛中的水分压PH2O和氢分压PH2所成的关系式log(PH2O/PH2)的炉体平均值设定为-1.36

[0053] 即，根据本发明的上述方案，能够提供通过控制退火时的气氛从而使Si在钢板的内部发生氧化来抑制Si氧化物在钢板的表面露出、并且能够抑制钢板中的脱碳的进行的高强度钢板的制造方法以及适用于该高强度钢板的制造方法的钢板的连续退火装置。另外，通过这些制造方法及连续退火装置而得到的钢板是高强度的，并且镀覆性及化成处理性优异。

附图说明

[0054] 图1是表示在本发明的一个实施方式的钢板的制造方法中所使用的钢板的连续退火装置的概略说明图。

具体实施方式

[0055] 以下，参照附图对本发明的一个实施方式的钢板的制造方法(有时称为本实施方式的钢板的制造方法)及本发明的一个实施方式的钢板的连续退火装置(有时称为本实施方式的钢板的连续退火装置)进行说明。但是，本发明并不限于以下的实施方式。

[0056] 在本实施方式中，以例如用于汽车用途等的抗拉强度为780MPa以上、优选为980MPa以上的高强度钢板的制造作为对象。

[0057] 本实施方式的钢板的制造方法具有对下述钢板进行连续退火的连续退火工序，该钢板以质量％计含有C：0.050～0.40％、Si：0.10～2.50％、Mn：1.20～3.50％、Cr：0～0.80％、Ni：0～5.00％、Cu：0～3.00％、Nb：0～0.10％、Mg：0～0.010％、Ti：0～0.10％、B：0～0.010％、Mo：0～0.5％，剩余部分包含Fe及杂质。

[0058] 这里，对于连续退火工序以外的工序，没有特别限定，只要根据所期望的钢板特性通过公知的方法来进行即可。例如，作为一般根据需要来进行的上述工序以外的工序，也可以通过公知的方法来进行下述工序：对钢进行铸造而得到铸坯的铸造工序、对上述铸坯进行热轧而得到钢板的热轧工序、对上述钢板进行冷轧的冷轧工序、酸洗工序、调质轧制工序等。但是，对于连续退火工序，需要在后述的条件下进行。

[0059] 首先，对限定本实施方式中作为制造对象的钢板(高强度钢板)的化学组成的理由进行说明。

[0060] C：0.050质量％～0.40质量％

[0061] C是为了形成马氏体、回火马氏体、贝氏体及残留奥氏体等硬质组织、使钢板的强度提高所必需的元素。因此，为了将经由了连续退火工序的钢板的抗拉强度设定为780MPa以上，将C含量设定为0.050质量％以上。为了充分地提高强度，C含量优选为0.075质量％以上。另一方面，如果过度地提高C含量，则钢板的焊接性会劣化，因此C含量设定为0.40质量％以下。优选为0.30质量％以下。

[0062] Si：0.10质量％～2.50质量％

[0063] Si是具有确保钢板的伸长率、在不会较大阻碍加工性的情况下使强度提高的作用效果的元素。因此，为了充分地确保加工性和强度，将Si含量设定为0.10质量％以上。为了进一步提高加工性和强度，优选将Si含量设定为0.45质量％以上。另一方面，如果过度地提高Si含量，则韧性降低，反而加工性会劣化。因此，将Si含量设定为2.50质量％以下。优选为2.30质量％以下。

[0064] Mn：1.20质量％～3.50质量％

[0065] Mn是具有与Si同等的作用效果的元素。因此，为了充分地确保加工性和强度，将Mn含量设定为1.20质量％以上。为了更为提高加工性和强度，优选将Mn含量设定为1.50质量％以上。另一方面，如果过度地提高Mn含量，则焊接性会劣化。因此，将Mn含量设定为3.50质量％以下。优选为3.30质量％以下。

[0066] 本实施方式中作为对象的高强度钢板以含有上述的化学成分、剩余部分包含Fe及杂质作为基本。但是，虽然不是为了满足要求特性所必需的，但为了进一步的高强度化还有成形性的进一步提高，也可以在后述的范围内含有Cr、Ni、Cu、Nb、Mg、Ti、B、Mo。另外，Cr、Ni、Cu、Nb、Mg、Ti、B、Mo的含量即使低于下述所示的含量的下限，也不会损害本发明的效果。由于Cr、Ni、Cu、Nb、Mg、Ti、B、Mo都不是为了满足要求特性所必需的，因此其含量的下限为0％。

[0067] 所谓杂质是指在工业上制造钢材时，通过矿石、废料等原料、其他的要因而混入的成分。上述杂质越少越优选，但对于杂质中的P、S、Al、N，特别优选限制为：P：0.100质量％以下、S：0.010质量％以下、Al：1.200质量％以下、N：0.0100质量％以下。

[0068] Cr：0.01质量％～0.80质量％

[0069] Cr是具有抑制高温时的相变、使钢板高强度化的效果的元素。在得到该效果的情况下，优选将Cr含量设定为0.01质量％以上。另一方面，如果Cr含量超过0.80质量％，则热加工性会受损从而生产率降低。因此，即使是在含有Cr的情况下，也要将Cr含量设定为0.80质量％以下。优选为0.40质量％以下。

[0070] Ni：0.01质量％～5.00质量％

[0071] Ni是具有抑制高温时的相变、使钢板高强度化的效果的元素。在得到该效果的情况下，优选将Ni含量设定为0.01质量％以上。另一方面，如果Ni含量超过5.00质量％，则焊接性会受损。因此，即使是在含有Ni的情况下，也要将Ni含量设定为5.00质量％以下。优选为2.00质量％以下。

[0072] Cu：0.01质量％～3.00质量％

[0073] Cu是通过以微细的粒子的形态存在于钢中来提高钢板的强度的元素。在得到该效果的情况下，优选将Cu含量设定为0.01质量％以上。另一方面，如果Cu含量超过5.00质量％，则焊接性会受损。因此，即使是在含有Cu的情况下，也要将Cu含量设定为3.00质量％以下。优选为2.00质量％以下。

[0074] Nb：0.001质量％～0.10质量％

[0075] Nb是通过析出强化、由铁素体晶粒的生长抑制所带来的细粒强化及通过再结晶的抑制所带来的位错强化从而有助于钢板的强度上升的元素。在得到该效果的情况下，优选将Nb含量设定为0.001质量％以上。另一方面，如果Nb含量超过0.10质量％，则碳氮化物的析出量会变多从而成形性劣化。因此，即使是在含有Nb的情况下，也要将Nb含量设定为0.10质量％以下。优选为0.05质量％以下。

[0076] Mg：0.0001质量％～0.010质量％

[0077] Mg是对成形性的改善有效的元素。在得到该效果的情况下，优选将Mg含量设定为0.0001质量％以上。另一方面，如果Mg含量超过0.010质量％，则反而有可能使延展性会受损。因此，即使是在含有Mg的情况下，也要将Mg含量设定为0.010质量％以下。优选为0.005质量％以下。

[0078] Ti：0.001质量％～0.10质量％

[0079] Ti是通过析出强化、由铁素体晶粒的生长抑制所带来的细粒强化及通过再结晶的抑制所带来的位错强化从而有助于钢板的强度上升的元素。在得到该效果的情况下，优选将Ti含量设定为0.001质量％以上。另一方面，如果Ti含量超过0.10质量％，则碳氮化物的析出量会变多从而成形性劣化。因此，即使是在含有Ti的情况下，也要将Ti含量设定为0.10质量％以下。优选为0.05质量％以下。

[0080] B：0.0001质量％～0.010质量％

[0081] B是抑制高温时的相变、对钢板的高强度化有效的元素。在得到该效果的情况下，优选将B含量设定为0.0001质量％以上。另一方面，如果B含量超过0.010质量％，则热加工性会受损从而生产率降低。因此，即使是在含有B的情况下，也要将B含量设定为0.010质量％以下。优选为0.005质量％以下。

[0082] Mo：0.01质量％～0.5质量％

[0083] Mo是抑制高温时的相变、对钢板的高强度化有效的元素。在得到该效果的情况下，优选将Mo含量设定为0.01质量％以上。另一方面，如果Mo含量超过0.5质量％，则热加工性会受损从而生产率降低。因此，即使是在含有Mo的情况下，也要将Mo含量设定为0.5质量％以下。优选为0.25质量％以下。

[0084] 接下来，对连续退火工序进行说明。

[0085] 在连续退火工序中，将如图1那样装入钢板的连续退火装置10中的钢板1加热至例如750～900℃，在该温度区域中保持0～300秒，之后进行冷却。

[0086] 此时，如果不控制炉内的气氛，则有可能钢板1中的Si、Mn会在钢板1的表层析出和浓集、作为Si氧化物、Si-Mn氧化物在钢板1的表面露出。另外，有可能由于退火会导致发生脱碳从而钢板1的强度降低。所谓保持0秒是指：在进行升温、达到750～900℃的规定的温度的时刻立即进行冷却。

[0087] 在本实施方式的钢板的制造方法中的连续退火工序中，通过如后述那样控制由炉内的气氛中的水分压PH2O和氢分压PH2所成的关系式即log(PH2O/PH2)的炉体平均值，从而能够抑制氧化物形成到钢板1的表面。在进行上述控制的情况下，优选使用后述的本实施方式的钢板的连续退火装置。

[0088] <在钢板的温度超过700℃且为800℃以下时的log(PH2O/PH2)的炉体平均值>[0089] 在本实施方式的钢板的制造方法中的连续退火工序中，将钢板1的温度为开始Si的内部氧化及脱碳的超过700℃且为800℃以下时的由连续退火装置10的炉内的气氛中的水分压PH2O和氢分压PH2所成的关系式即log(PH2O/PH2)的炉体平均值设定为超过-1.36且低于-0.07。通过将log(PH2O/PH2)设定为上述的范围，从而能够使Si在钢板1的内部发生氧化，能够抑制Si氧化物在钢板1的表面露出，并且能够抑制脱碳的发生。其结果是，变得能够制造抗拉强度、疲劳强度得以确保、进而镀覆性、化成处理性优异的高强度钢板。这里，log为常用对数。

[0090] 在上述的关系式log(PH2O/PH2)的炉体平均值为-1.36以下的情况下，Si的内部氧化不会充分地发生，Si氧化物在钢板1的表面露出，镀覆性、化成处理性劣化。另一方面，在上述的关系式log(PH2O/PH2)的炉体平均值达到-0.07以上的情况下，有可能脱碳会进行、钢板1的强度降低。

[0091] 为了更加抑制Si氧化物向表面的露出并且更加减少从钢板中的脱碳，在钢板的温度超过700℃且为800℃以下的温度范围内，优选将由炉内的气氛中的水分压PH2O和氢分压PH2所成的关系式log(PH2O/PH2)的炉体平均值设定为-1.00≤log(PH2O/PH2)≤-0.67的范围内。

[0092] 这里，在超过700℃且为800℃以下的钢板温度范围内规定log(PH2O/PH2)是因为：在仅在内部氧化生成温度区域即700℃到750℃的范围内将log(PH2O/PH2)的炉体平均值设定为-1.36

[0093] <在钢板的温度超过800℃时的log(PH2O/PH2)的炉体平均值>

[0094] 在本实施方式的钢板的制造方法中，在钢板的温度超过800℃的情况下(包含加热时及保持时)，对log(PH2O/PH2)的炉体平均值按照成为-3.01

[0095] 在超过800℃的温度区域中，在log(PH2O/PH2)的炉体平均值变得超过-0.53的情况下，有可能脱碳会进行、钢板1的强度降低。为了更加减少脱碳，优选将超过800℃的温度范围内的log(PH2O/PH2)的炉体平均值设定为低于-0.67。另外，为了更加减少脱碳，还优选使超过800℃的温度区域中的log(PH2O/PH2)的炉体平均值比超过700℃且为800℃以下的log(PH2O/PH2)的炉体平均值低。

[0096] 另一方面，对于钢板的温度为700℃以下的情况及超过800℃的情况的各log(PH2O/PH2)的下限值，在700～800℃的范围外，作为实际制造上能够达成的值，设定为-3.01。

[0097] 在将钢板的退火温度设定为800℃以下的情况下，不需要考虑超过800℃的log(PH2O/PH2)。

[0098] <在钢板的温度为700℃以下时的log(PH2O/PH2)的炉体平均值>

[0099] 在钢板的温度为700℃以下的情况下，对log(PH2O/PH2)的炉体平均值按照成为超过-3.01且低于-0.07即-3.01

[0100] 在700℃以下的温度区域中，也会在log(PH2O/PH2)的炉体平均值达到-0.07以上的情况下，钢板1的表面发生氧化，在之后的超过700℃且为800℃以下时，变得无法促进内部氧化。因此，将log(PH2O/PH2)的炉体平均值设定为低于-0.07。优选为低于-0.67。

[0101] 另一方面，关于钢板的温度为700℃以下的情况及超过800℃的情况的各log(PH2O/PH2)的下限值，作为在700～800℃的范围外实际制造上能够达成的值，设定为超过-3.01。

[0102] 控制各温度范围内的log(PH2O/PH2)的方法并没有限定，但在使用本实施方式的钢板的连续退火装置10的情况下，可以通过利用气氛气体导入部15对设定为规定的包含H2气的气氛的炉内导入水蒸气、加湿气体来进行控制。另外，在更加精细地控制各温度区域中的log(PH2O/PH2)的情况下，也可以在各加热带及均热带分别设置气氛气体导入部。该情况下，也可以由各自的气氛气体导入部导入不同组成的气氛气体、水蒸气。

[0103] 这里，所谓Si的内部氧化是通过扩散至钢板1内的氧与Si发生反应而析出Si氧化物的现象。该内部氧化在距离钢板1的表面的深度为0.1～20μm左右的位置处发生。

[0104] 在本实施方式中，在钢板的表层部的铁素体中，将最大长度为25nm以上的Si氧化物存在1.0×1012个/m2以上的区域定义为Si的内部氧化层，如果内部氧化层深度为0.1μm以上，则可以判断为内部氧化充分。就Si的内部氧化层深度位置而言，以与钢板的轧制方向平行的板厚断面作为观察面来采集试样，对观察面进行研磨、硝酸乙醇蚀刻，利用场发射型扫描型电子显微镜(FE-SEM：Field Emission Scanning Electron Microscope)，以倍率为5000倍以上，设定3个部位以上的在钢板的厚度方向上为1.0μm、在轧制方向上为20μm的矩形的区域。在各部位中，对区域内的Si氧化物的个数进行计数，在Si氧化物存在10个以上的情况下，将该区域作为Si的内部氧化层，将Si氧化物存在10个以上的区域的最大深度的平均值作为Si的内部氧化层深度位置，由此获得。

[0105] 该Si的内部氧化是在氧向钢板1内部的扩散速度比Si向钢板1表面的扩散速度快的情况下发生的，在气氛的氧浓度高、钢板1中的Si的含量少的情况下变得容易产生。因此，优选根据钢板1的Si含量来调整上述的温度范围内的炉内的气氛气体的log(PH2O/PH2)及露点。

[0106] 上述中，对Si氧化物进行了说明，但Mn也是容易在退火时与Si一起在表层析出和浓集的元素，是有可能通过以Si-Mn氧化物的形态在钢板表面露出从而使镀覆性、化成处理性劣化的元素。但是，根据本实施方式的钢板的制造方法，通过控制退火的加热时的炉内气氛，从而不仅能够抑制Si氧化物在钢板的表面露出，还能够抑制Si-Mn氧化物在钢板的表面露出，能够制造镀覆性、化成处理性优异的高强度钢板。

[0107] 另外，本实施方式中，如果脱碳层厚度为70μm以下，则可判断为能够抑制脱碳的进行。本实施方式中，将钢板的板厚的1/4厚处的硬质组织的面积分率S1与钢板的表层部处的硬质组织的面积分率S2进行比较，将S2/S1达到0.40以下的最大深度位置作为脱碳层的厚度。所谓硬质组织是包含马氏体、回火马氏体、贝氏体及残留奥氏体中的1种以上的组织。面积率如下求出：以与钢板的轧制方向平行的板厚断面作为观察面来采集试样，对观察面进行研磨、硝酸乙醇蚀刻，利用场发射型扫描型电子显微镜(FE-SEM)，以倍率为500～3000倍观察3个部位以上的区域。即，只要在各观察区域中，画出50μm以上的与钢板的板面平行的线，求出线与硬质组织重叠的总长度L，求出与线的长度L0之比L/L0，将它们的平均值作为该深度位置处的硬质组织的面积分率S2即可。

[0108] 各温度范围内的log(PH2O/PH2)的炉体平均值可以如以下那样进行测定。

[0109] 首先，使用公知的测定装置，在炉内的成为700℃以下的位置、成为超过700℃且为800℃以下的位置、成为超过800℃的位置的各位置处，在包含炉体的上段、中段、下段的最低各1处的总计5处，测定露点及氢浓度。然后，将平均值作为该温度区域中的露点及氢浓度。然后，基于所测定的露点，使用Tetens式求出该温度区域的水蒸气压(PH2O)。

[0110] 此外，炉内的钢板的温度变得与炉内的温度等同。即，例如在炉内的成为超过700℃且为800℃以下的位置处，钢板的温度也成为超过700℃且为800℃以下。

[0111] 根据本实施方式的钢板的制造方法，能够制造镀覆性及化成处理性优异的抗拉强度为780MPa以上的高强度钢板。

[0112] 接下来，参照附图对本实施方式的钢板的连续退火装置10进行说明。本实施方式的钢板的连续退火装置10适用于实施上述的本实施方式的连续退火工序。

[0113] 图1中所示的钢板的连续退火装置10是一边使钢板1移动一边进行退火的装置，钢板1从图1的左下被装入钢板的连续退火装置10中。钢板的连续退火装置10具备：位于钢板1的移动方向上游侧的将钢板加热至700℃以下的第1加热带11；位于该第1加热带11的下游侧的将钢板加热至超过700℃且为800℃以下的第2加热带12；位于第2加热带12的下游侧的将钢板加热至超过800℃的温度区域的第3加热带13；以及位于第3加热带13的后段侧的均热带14。在该连续退火装置10中，第1加热带11、第2加热带12、第3加热带13及均热带14都是间接加热方式的气氛炉。炉内被控制为具有规定的氢浓度的气氛。

[0114] 而且，在本实施方式的钢板的连续退火装置10的第2加热带12中设置有朝向钢板1的移动方向上游侧将水蒸气、加湿气体供给到炉内的气氛气体导入部15(炉内气氛调整机构)。

[0115] 通过由该气氛气体导入部15供给水蒸气等，从而在钢板1的温度为超过700℃且为800℃以下加热钢板时，能够将由炉内的气氛中的水分压PH2O和氢分压PH2所成的关系式log(PH2O/PH2)的炉体平均值控制在-1.36

[0116] 另外，通过由气氛气体导入部15供给水蒸气等，从而在第1加热带11中，log(PH2O/PH2)的炉体平均值能够控制为-3.01

[0117] 另外，通过由气氛气体导入部供给水蒸气等，从而还能够控制在钢板的温度超过800℃时的炉内的气氛的露点、炉内的炉内的气氛中的氢浓度。

[0118] 如果使用本实施方式的钢板的连续退火装置10来进行连续退火，则能够制造具备规定的强度且镀覆性及化成处理性优异的高强度钢板。

[0119] 以上，对本实施方式的钢板的制造方法及钢板的连续退火装置进行了说明。但是，本发明并不限于这些，可以在不脱离该发明的技术思想的范围内适当变更。

[0120] 例如，钢板的组成并不限定于本实施方式中所例示的组成，也可以是根据要求特性而含有其他元素的组成。

[0121] 另外，就本实施方式的钢板的制造方法而言，作为优选的例子说明了通过图1中所示的连续退火装置来实施连续退火工序，但并不限于此。即，也可以使用具备下述炉内气氛调整机构的其他连续退火炉，所述炉内气氛调整机构在按照加热时的钢板1的温度成为超过700℃且为800℃以下的方式加热钢板的范围内，能够将由炉内的气氛中的水分压PH2O和氢分压PH2所成的关系式log(PH2O/PH2)的炉体平均值控制为-1.36≤log(PH2O/PH2)≤-0.07，在按照钢板1的温度成为700℃以下的方式加热钢板的范围内，能够控制为-3.01

[0122] 实施例

[0123] 为了确认本发明的效果，对所实施的实验结果进行说明。

[0124] 使用在上述的实施方式中所说明的钢板的连续退火装置，对通过公知的方法而制造的板厚为1.2mm的冷轧钢板实施了连续退火。供于退火的钢板的组成如表1中所示的那样。

[0125] [表1]

[0126]

[0127] 就连续退火工序而言，利用钢板的连续退火装置，在表2～8中所示的条件(保持板温、保持时间)下实施了连续退火。最高加热温度的上限作为在实际制造上所能够达成的值而设定为900℃。另外，将加热、保持时的由炉内的气氛中的水分压PH2O和氢分压PH2所成的关系式log(PH2O/PH2)的炉体平均值设定为表2～8中所示的条件。炉内的气氛中的氢浓度为1.0～5.0％，钢板温度超过800℃时的露点都低于-10℃。

[0128] [表2]

[0129]

[0130] [表3]

[0131]

[0132] [表4]

[0133]

[0134] [表5]

[0135]

[0136] [表6]

[0137]

[0138] [表7]

[0139]

[0140] [表8]

[0141]

[0142] 关于如上述那样进行了退火的钢板，对Si的内部氧化层深度及脱碳层厚度进行了评价。

[0143] (Si的内部氧化层深度位置)

[0144] 在钢板的表层部的铁素体中，将最大长度为25nm以上的Si氧化物存在1.0×1012个/m2以上的区域定义为Si的内部氧化层。

[0145] 具体而言，以与钢板的轧制方向平行的板厚断面作为观察面来采集试样，对观察面进行研磨、硝酸乙醇蚀刻，利用场发射型扫描型电子显微镜(FE-SEM：Field Emission Scanning Electron Microscope)，以倍率为5000倍以上进行了观察。任意地设定3个部位的在钢板的厚度方向上为1.0μm、在轧制方向上为20μm的矩形的区域。在该3个部位中，分别对区域内的Si氧化物的个数进行计数，在Si氧化物存在10个以上的情况下，将该区域作为Si的内部氧化层，将Si氧化物存在10个以上的区域的最大深度的3个部位的平均值作为Si的内部氧化层深度位置。将评价结果示于表1中。如果内部氧化层深度为0.1μm以上，则判断为内部氧化充分。

[0146] (脱碳层厚度)

[0147] 将钢板的板厚的1/4厚处的硬质组织的面积分率S1与钢板的表层部处的硬质组织的面积分率S2进行比较，将S2/S1达到0.40以下的最大深度位置作为脱碳层的厚度。所谓硬质组织是包含马氏体、回火马氏体、贝氏体及残留奥氏体中的1种以上的组织。面积率如下求出：以与钢板的轧制方向平行的板厚断面作为观察面来采集试样，对观察面进行研磨、硝酸乙醇蚀刻，利用场发射型扫描型电子显微镜(FE-SEM)，以倍率为500～3000倍观察3个部位的区域。即，在各观察区域中，画出50μm以上的与钢板的板面平行的线，求出线与硬质组织重叠的总长度L，求出与线的长度L0之比L/L0，将它们的平均值作为该深度位置处的硬质组织的面积分率S2。将评价结果示于表1中。如果脱碳层厚度为70μm以下，则判断为能够抑制脱碳的进行。

[0148] 进一步，对这些钢板进行了化成处理性、镀覆性及抗拉强度的评价。

[0149] (化成处理性)

[0150] 首先，将连续退火后的钢板切割成70mm×150mm的试验片，通过对其在40℃喷雾120秒钟Nihon Parkerizing Co.,Ltd.制的脱脂剂(商品名：Fine Cleaner E2083)的18g/l水溶液并进行水洗，从而进行了脱脂。接着，将脱脂后的冷轧钢板在Nihon Parkerizing Co.,Ltd.制的表面调整剂(商品名：Prepalene XG)的0.5g/l水溶液中在常温下浸渍60秒钟。之后，通过在Nihon Parkerizing Co.,Ltd.制的磷酸锌处理剂(商品名：Palbond L3065)中浸渍120秒钟、并进行水洗、干燥，从而实施了化成处理。之后，沿着实施了化成处理的试验片的长度方向使用扫描型电子显微镜(SEM)以1000倍的倍率观察3个部位(中央部及两端部)，对磷酸锌被膜的晶粒的附着程度进行了观察。

[0151] 化成处理被膜的磷酸锌晶体致密地附着的情况评价为“GOOD(良好)”，将磷酸锌晶体稀疏且在相邻的晶体间见到一点点间隙(磷酸锌被膜没有附着的一般被称为“覆盖不足(日语：スケ)”的部分)的情况评价为“FAIR(尚可)”，将明显见到化成处理被膜没有覆盖的部位的情况评价为“POOR(差)”。

[0152] (抗拉强度)

[0153] 通过从连续退火后的钢板中沿着与轧制方向成直角方向切取出JIS Z2201中记载的5号试验片、依据JIS Z2241、在常温下进行拉伸试验，从而求出抗拉强度及伸长。

[0154] 然后，将抗拉强度为780MPa以上并且与将从板厚中心开始在厚度方向上的8成的范围之外削去时的试验片的抗拉强度相比抗拉强度的降低低于1.0％的情况设定为“GOOD”。另一方面，将抗拉强度低于780MPa的情况以及即使抗拉强度为780MPa以上但与将从板厚中心开始在厚度方向上的8成的范围之外削去时的试验片的抗拉强度相比降低了1.0％以上的情况设定为“POOR”。

[0155] (镀覆性)

[0156] 对连续退火后的钢板通过公知的方法实施热浸镀锌处理，对经热浸镀锌处理后的钢板通过目视评价外观，并且进行镀覆剥离试验从而评价了镀覆密合性。具体而言，如以下那样进行了评价。

[0157] “外观检查”

[0158] 对于热浸镀锌钢板的表面的外观，从该钢板中连续采集5片整个全宽度的长度为1m的样品，通过目视按照以下的基准判断了未镀覆的发生状况。

[0159] GOOD：没有观察到直径为0.5mm以上的未镀覆(实用上可容许的外观)

[0160] POOR：观察到了直径为0.5mm以上的未镀覆(脱离外观上的容许范围)

[0161] “镀覆剥离试验”

[0162] 按照评价对钢板施加压缩应力的加工时的镀覆密合性的JIS Z 2248中记载的“金属材料弯曲试验方法”，进行了镀覆剥离试验。具体而言，如文献“热浸镀锌钢板手册，p53-55”中公开的那样，使用各钢板进行了60°V字弯曲试验后，在弯曲部的内侧粘贴胶带，将该胶带剥离。然后，由与胶带一起剥离的镀层的剥离状况按照以下的基准评价了镀覆密合性。
胶带使用了Nichiban Co.,Ltd.制“Cellotape”(注册商标)。

[0163] GOOD：剥离宽度低于7.0mm(实用上可容许)

[0164] POOR：剥离宽度为7.0mm以上(实用上不容许)

[0165] 就试验No.1、No.30、No.59、No.88、No.117而言，退火时的钢板温度为700℃以下，Si的内部氧化及脱碳都没有发生。就试验No.19、No.48、No.77、No.106、No.135而言，在以加热时的钢板温度为超过700℃且为800℃以下加热钢板的范围内，由炉内的气氛中的水分压PH2O和氢分压PH2所成的关系式log(PH2O/PH2)的炉体平均值为-1.36以下，Si的内部氧化不充分。

[0166] 就试验No.2、No.31、No.60、No.89、No.118而言，虽然加热保持时的上述钢板的温度为900℃，但由炉内的气氛中的水分压PH2O和氢分压PH2所成的关系式log(PH2O/PH2)的炉体平均值为-0.07以上，脱碳厚度过度变厚。

[0167] 就试验No.3～5、No.32～34、No.61～63、No.90～92、No.119～121而言，超过800℃的log(PH2O/PH2)的炉体平均值为-0.54以上，脱碳厚度过度变厚。

[0168] 另外，就试验No.146～148、No.150、No.151、No.153～155、No.157、No.158、No.160～162、No.164、No.165、No.167～No.169、No.171、No.172、No.172～176、No.178、No.179、No.181～186而言，钢板温度为700℃以下、超过700℃且为800℃以下、超过800℃中的任一者的log(PH2O/PH2)的炉体平均值脱离本发明，内部氧化不充分或脱碳层厚度过量或抗拉强度、镀覆性差。

[0169] 与此相对，就在将加热保持时的上述钢板的温度以750～900℃加热钢板的连续退火工序中、将钢板的超过700℃且为800℃以下的由炉内的气氛中的水分压PH2O和氢分压PH2所成的关系式log(PH2O/PH2)的炉体平均值设定为-1.36

[0170] 由以上的内容确认到：根据本发明，能够使Si在钢板的内部发生氧化来抑制Si氧化物在钢板的表面露出，并且抑制钢板中的脱碳的进行。

[0171] 产业上的可利用性

[0172] 能够提供通过控制退火时的气氛从而能够使Si在钢板的内部发生氧化来抑制Si氧化物在钢板的表面露出并且抑制钢板中的脱碳的进行的高强度钢板的制造方法以及适用于该高强度钢板的制造方法的钢板的连续退火装置。

[0173] 符号的说明

[0174] 1    钢板

[0175] 10   钢板的连续退火装置

[0176] 11   第1加热带

[0177] 12   第2加热带

[0178] 13   第3加热带

[0179] 14   均热带

[0180] 15   气氛气体导入部(炉内气氛调整机构)