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特開2024-92083溶融亜鉛浴設備用鋼板、その製造方法および溶融亜鉛浴設備
(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】公開特許公報(A)
(11)【公開番号】P2024092083
(43)【公開日】2024-07-08
(54)【発明の名称】溶融亜鉛浴設備用鋼板、その製造方法および溶融亜鉛浴設備
(51)【国際特許分類】
C22C 38/00 20060101AFI20240701BHJP
C21D 8/02 20060101ALI20240701BHJP
C22C 38/06 20060101ALI20240701BHJP
C22C 38/58 20060101ALI20240701BHJP
【ＦＩ】
C22C38/00 301B
C21D8/02 B
C22C38/06
C22C38/58
【審査請求】未請求
【請求項の数】5
【出願形態】ＯＬ
(21)【出願番号】P 2022207759
(22)【出願日】2022-12-26
【公序良俗違反の表示】
（特許庁注：以下のものは登録商標）
１．ＰＨＯＴＯＳＨＯＰ
(71)【出願人】
【識別番号】000001258
【氏名又は名称】ＪＦＥスチール株式会社
(74)【代理人】
【識別番号】100184859
【弁理士】
【氏名又は名称】磯村 哲朗
(74)【代理人】
【識別番号】100123386
【弁理士】
【氏名又は名称】熊坂 晃
(74)【代理人】
【識別番号】100196667
【弁理士】
【氏名又は名称】坂井 哲也
(74)【代理人】
【識別番号】100130834
【弁理士】
【氏名又は名称】森 和弘
(72)【発明者】
【氏名】谷澤 彰彦
(72)【発明者】
【氏名】渡辺 仁
(72)【発明者】
【氏名】川路 芳正
(72)【発明者】
【氏名】山口 亮
(72)【発明者】
【氏名】田中 敏隆
【テーマコード（参考）】
4K032
【Ｆターム（参考）】
4K032AA01
4K032AA02
4K032AA05
4K032AA08
4K032AA11
4K032AA14
4K032AA16
4K032AA19
4K032AA22
4K032AA23
4K032AA24
4K032AA27
4K032AA29
4K032AA31
4K032AA35
4K032AA36
4K032AA40
4K032BA01
4K032CA02
4K032CA03
4K032CC02
4K032CC03
4K032CD02
4K032CD03
4K032CD06
4K032CF01
4K032CF02
(57)【要約】
【課題】溶接構造用鋼としての所要の靭性及び耐溶接割れ性を具備し、耐溶融亜鉛腐食性および耐亜鉛割れ性に優れた溶融亜鉛浴設備用鋼板、その製造方法および溶融亜鉛浴設備を提供する。
【解決手段】質量％で、特定量のＣ、Ｓｉ、Ｍｎを含有し、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｂを特定範囲に制限し、ＣＥＺを０．４４以下に制限し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、圧延方向に平行、且つ、板面に垂直な板厚断面において、板厚方向で板面からｔ／４部（ｔ：板厚）までの表層の金属組織のうち、面積率で３０％超がフェライト組織であり、残部がベイナイト組織を面積率で９０％以上有する硬質第二相であり、試験片の長手方向が圧延方向に平行で、板面から板厚方向に１ｍｍの位置から採取した２ｍｍＶノッチ試験片を用いたシャルピー衝撃試験で得られる吸収エネルギーが－４０℃で２７Ｊ以上である、溶融亜鉛浴設備用鋼板。
【選択図】なし
【解決手段】質量％で、特定量のＣ、Ｓｉ、Ｍｎを含有し、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｂを特定範囲に制限し、ＣＥＺを０．４４以下に制限し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、圧延方向に平行、且つ、板面に垂直な板厚断面において、板厚方向で板面からｔ／４部（ｔ：板厚）までの表層の金属組織のうち、面積率で３０％超がフェライト組織であり、残部がベイナイト組織を面積率で９０％以上有する硬質第二相であり、試験片の長手方向が圧延方向に平行で、板面から板厚方向に１ｍｍの位置から採取した２ｍｍＶノッチ試験片を用いたシャルピー衝撃試験で得られる吸収エネルギーが－４０℃で２７Ｊ以上である、溶融亜鉛浴設備用鋼板。
【選択図】なし
【特許請求の範囲】
【請求項1】
質量％で、
Ｃ：０．１２％超０．３０％未満、
Ｓｉ：０．０５％以下、
Ｍｎ：０．２０～２．０％
を含有し、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．０３０％以下、
Ａｌ：０．０７０％以下、
Ｂ：０．０００２％以下
に制限し、
式（１）に示すＣＥＺを０．４４以下に制限し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
圧延方向に平行、且つ、板面に垂直な板厚断面において、板厚方向で板面からｔ／４部（ｔ：板厚）までの表層の金属組織のうち、面積率で３０％超がフェライト組織であり、残部がベイナイト組織を面積率で９０％以上有する硬質第二相であり、
試験片の長手方向が圧延方向に平行で、板面から板厚方向に１ｍｍの位置から採取した２ｍｍＶノッチ試験片を用いたシャルピー衝撃試験で得られる吸収エネルギーが－４０℃で２７Ｊ以上である、溶融亜鉛浴設備用鋼板。
ＣＥＺ＝Ｃ＋Ｓｉ／１７＋Ｍｎ／７．５＋Ｃｕ／１３＋Ｎｉ／１７＋Ｃｒ／４．５
＋Ｍｏ／３＋Ｖ／１．５＋Ｎｂ／２＋Ｔｉ／４．５＋４２０×Ｂ・・・式（１）
式（１）中、元素記号は、鋼板中の成分の含有量（質量％）を意味する。
Ｃ：０．１２％超０．３０％未満、
Ｓｉ：０．０５％以下、
Ｍｎ：０．２０～２．０％
を含有し、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．０３０％以下、
Ａｌ：０．０７０％以下、
Ｂ：０．０００２％以下
に制限し、
式（１）に示すＣＥＺを０．４４以下に制限し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
圧延方向に平行、且つ、板面に垂直な板厚断面において、板厚方向で板面からｔ／４部（ｔ：板厚）までの表層の金属組織のうち、面積率で３０％超がフェライト組織であり、残部がベイナイト組織を面積率で９０％以上有する硬質第二相であり、
試験片の長手方向が圧延方向に平行で、板面から板厚方向に１ｍｍの位置から採取した２ｍｍＶノッチ試験片を用いたシャルピー衝撃試験で得られる吸収エネルギーが－４０℃で２７Ｊ以上である、溶融亜鉛浴設備用鋼板。
ＣＥＺ＝Ｃ＋Ｓｉ／１７＋Ｍｎ／７．５＋Ｃｕ／１３＋Ｎｉ／１７＋Ｃｒ／４．５
＋Ｍｏ／３＋Ｖ／１．５＋Ｎｂ／２＋Ｔｉ／４．５＋４２０×Ｂ・・・式（１）
式（１）中、元素記号は、鋼板中の成分の含有量（質量％）を意味する。
【請求項2】
前記成分組成として、さらに、質量％で、
Ｃｕ：０．１～０．５％、
Ｎｉ：０．１～２．０％、
Ｃｒ：０．０２％以上０．１０％未満、
Ｍｏ：０．０２％以上０．１０％未満、
Ｎｂ：０．００３～０．０５０％、
Ｖ：０．０１～０．１０％、
Ｔｉ：０．００５～０．０５０％、
Ｃａ：０．０００２～０．００６０％、
Ｍｇ：０．０００２～０．００６０％、
ＲＥＭ：０．０００２～０．００６０％
のうちの１種または２種以上を含有する、請求項１に記載の溶融亜鉛浴設備用鋼板。
Ｃｕ：０．１～０．５％、
Ｎｉ：０．１～２．０％、
Ｃｒ：０．０２％以上０．１０％未満、
Ｍｏ：０．０２％以上０．１０％未満、
Ｎｂ：０．００３～０．０５０％、
Ｖ：０．０１～０．１０％、
Ｔｉ：０．００５～０．０５０％、
Ｃａ：０．０００２～０．００６０％、
Ｍｇ：０．０００２～０．００６０％、
ＲＥＭ：０．０００２～０．００６０％
のうちの１種または２種以上を含有する、請求項１に記載の溶融亜鉛浴設備用鋼板。
【請求項3】
請求項１または２に記載の成分組成を有するスラブを１０００～１２５０℃に加熱し、
圧延終了温度が８００℃以下となる熱間圧延を行なったのち、
鋼板表面温度で加速冷却開始温度がＡｒ３点－１００℃～Ａｒ３点－２０℃の範囲である加速冷却を開始し、
加速冷却完了後、鋼板表面温度：５００～６５０℃で復熱を終了する、溶融亜鉛浴設備用鋼板の製造方法。
圧延終了温度が８００℃以下となる熱間圧延を行なったのち、
鋼板表面温度で加速冷却開始温度がＡｒ３点－１００℃～Ａｒ３点－２０℃の範囲である加速冷却を開始し、
加速冷却完了後、鋼板表面温度：５００～６５０℃で復熱を終了する、溶融亜鉛浴設備用鋼板の製造方法。
【請求項4】
請求項１または２に記載の成分組成を有するスラブを１０００～１２５０℃に加熱し、
圧延終了温度が８００℃以下となる熱間圧延を行なったのち、
鋼板表面温度で加速冷却開始温度がＡｒ３点－１００℃～Ａｒ３点－２０℃の範囲である加速冷却を開始し、
加速冷却完了後、鋼板表面温度：５００℃未満で復熱を終了し、
５００～７００℃の焼き戻し温度で焼き戻す、溶融亜鉛浴設備用鋼板の製造方法。
圧延終了温度が８００℃以下となる熱間圧延を行なったのち、
鋼板表面温度で加速冷却開始温度がＡｒ３点－１００℃～Ａｒ３点－２０℃の範囲である加速冷却を開始し、
加速冷却完了後、鋼板表面温度：５００℃未満で復熱を終了し、
５００～７００℃の焼き戻し温度で焼き戻す、溶融亜鉛浴設備用鋼板の製造方法。
【請求項5】
請求項１または２に記載の溶融亜鉛浴設備用鋼板を用いる溶融亜鉛浴設備。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本発明は、鋼材等に溶融亜鉛処理を施す際に用いられる溶融亜鉛浴用釜（浴槽）等を構成する溶融亜鉛浴設備用鋼板に関するものである。より詳しくは、溶融亜鉛による腐食に対して優れた耐食性を有し、且つ、溶融亜鉛に起因した割れが従来鋼に比べて生じにくく、しかも、ガス切断や溶接施工が可能で経済的な、耐溶融亜鉛腐食性および耐亜鉛割れ性に優れた溶融亜鉛浴設備用鋼板に関するものである。
【背景技術】
【0002】
従来、鉄鋼材料に施す経済的な防錆処理方法として、一般に溶融亜鉛めっき法が広く用いられている。このような溶融亜鉛めっき法は、溶融亜鉛が入れられた鋼製の浴槽に、めっきを施す鋼材を浸漬して行なわれる。
【0003】
上述のような鋼製の浴槽は、溶融亜鉛と接触する界面において、溶融亜鉛と浴槽の鉄とが反応し、鉄－亜鉛合金層を形成するため、腐食が進行してしまう。この際の腐食速度は、溶融亜鉛の温度が５００℃近傍である場合に非常に大きくなるので、浴槽の温度管理が適切でないと、短期間で減肉による破損が生じたり、穴あきが生じたりすることにより、浴槽が使用できなくなるという問題がある。
【0004】
上述のような腐食の問題に対し、浴槽をなす鋼の化学成分組成において、特許文献１では、Ｃ量を０．１２～０．３０％、Ｐ量を０．０１５％以下に制御することで耐亜鉛腐食性を改善した亜鉛釜用鋼材の技術が開示されている。
特許文献２では、Ｃ量を０．０５～０．１２質量％に制御することで溶融亜鉛中の割れ感受性を下げて耐溶融亜鉛腐食性及び耐溶融亜鉛脆化性に優れた鋼材の技術が開示されている。
特許文献３では、Ｃ量やＮｂ量を適切に制御することで耐溶融亜鉛腐食性だけでなく高温強度を確保し、使用中の高温での変形を防止する技術が開示されている。
特許文献４では、Ｃｒ、Ｖ含有量を制御することで亜鉛割れの進展を抑制した亜鉛めっき釜用鋼材の技術が開示されている。
特許文献５では、Ｍｏを０．１０％以上含有させることで、また、特許文献６では、Ｍｏを０．１％以上含有させることで、耐亜鉛腐食性を改善したり、使用中の高温での変形を防止したりする技術が開示されている。
特許文献７および特許文献８では、Ａｌ量をＰ量に応じて制御することで耐溶融亜鉛腐食性を向上させた亜鉛メッキ釜用鋼材やメッキ槽の技術が開示されている。
特許文献９では、結晶粒度を結晶粒度番号でＮｏ．８以上に調整した耐溶融亜鉛用鉄鋼材により溶融亜鉛による腐食による溶損量を低減する技術が開示されている。
特許文献１０では、フェライトとパーライトからなる組織形態に制御し、そのフェライト組織の平均アスペクト比を２以上にすることで、耐溶融亜鉛腐食性のみならず、耐亜鉛割れ性にも優れた溶融亜鉛浴設備用鋼板の技術が開示されている。
特許文献１１では、フェライトとパーライトからなる組織形態に制御し、そのフェライト組織の平均アスペクト比を２以上とする鋼板を用いた溶融亜鉛浴設備の技術が開示されている。
また、特許文献１２では、圧延方向に平行、かつ、板面に垂直な板厚断面において、板厚方向で板面からｔ／４部までの表層の金属組織のうち、面積率で７０％以上がベイナイト組織である耐溶融亜鉛腐食性および耐亜鉛割れ性に優れた溶融亜鉛浴設備用鋼板の技術が開示されている。
特許文献１３では、圧延方向に平行、かつ、板面に垂直な板厚断面において、板厚方向で板面からｔ／４部までの表層の金属組織のうち、面積率で７０％以上がベイナイト組織であり、残部がフェライト組織である鋼板を用いて構成される溶融亜鉛浴設備の技術が開示されている。
特許文献２では、Ｃ量を０．０５～０．１２質量％に制御することで溶融亜鉛中の割れ感受性を下げて耐溶融亜鉛腐食性及び耐溶融亜鉛脆化性に優れた鋼材の技術が開示されている。
特許文献３では、Ｃ量やＮｂ量を適切に制御することで耐溶融亜鉛腐食性だけでなく高温強度を確保し、使用中の高温での変形を防止する技術が開示されている。
特許文献４では、Ｃｒ、Ｖ含有量を制御することで亜鉛割れの進展を抑制した亜鉛めっき釜用鋼材の技術が開示されている。
特許文献５では、Ｍｏを０．１０％以上含有させることで、また、特許文献６では、Ｍｏを０．１％以上含有させることで、耐亜鉛腐食性を改善したり、使用中の高温での変形を防止したりする技術が開示されている。
特許文献７および特許文献８では、Ａｌ量をＰ量に応じて制御することで耐溶融亜鉛腐食性を向上させた亜鉛メッキ釜用鋼材やメッキ槽の技術が開示されている。
特許文献９では、結晶粒度を結晶粒度番号でＮｏ．８以上に調整した耐溶融亜鉛用鉄鋼材により溶融亜鉛による腐食による溶損量を低減する技術が開示されている。
特許文献１０では、フェライトとパーライトからなる組織形態に制御し、そのフェライト組織の平均アスペクト比を２以上にすることで、耐溶融亜鉛腐食性のみならず、耐亜鉛割れ性にも優れた溶融亜鉛浴設備用鋼板の技術が開示されている。
特許文献１１では、フェライトとパーライトからなる組織形態に制御し、そのフェライト組織の平均アスペクト比を２以上とする鋼板を用いた溶融亜鉛浴設備の技術が開示されている。
また、特許文献１２では、圧延方向に平行、かつ、板面に垂直な板厚断面において、板厚方向で板面からｔ／４部までの表層の金属組織のうち、面積率で７０％以上がベイナイト組織である耐溶融亜鉛腐食性および耐亜鉛割れ性に優れた溶融亜鉛浴設備用鋼板の技術が開示されている。
特許文献１３では、圧延方向に平行、かつ、板面に垂直な板厚断面において、板厚方向で板面からｔ／４部までの表層の金属組織のうち、面積率で７０％以上がベイナイト組織であり、残部がフェライト組織である鋼板を用いて構成される溶融亜鉛浴設備の技術が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0005】
【特許文献1】特開昭４９－１３０３１０号公報
【特許文献2】特開２００３－２３１９４２号公報
【特許文献3】特開昭６０－１１６７４６号公報
【特許文献4】特開昭５４－９９０３１号公報
【特許文献5】特開昭４９－１０７９１１号公報
【特許文献6】特開２００２－２４１８８８号公報
【特許文献7】特開昭５３－８３１４号公報
【特許文献8】特開２０００－２３９８１６号公報
【特許文献9】特開昭５５－３１１７２号公報
【特許文献10】特開２０１３－１７７６８２号公報
【特許文献11】特開２０１７－１２２２８０号公報
【特許文献12】特開２０１３－１７７６８１号公報
【特許文献13】特開２０１７－１３３１０６号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0006】
しかしながら、特許文献１～１３に記載の鋼材では、腐食は抑制できるが鋼材表面の粒界などから割れが発生し、進展した際の抵抗力がなく、結果として十分な溶融亜鉛浴設備としての寿命が得られない。
すなわち、特許文献１～１３に記載の鋼材では、溶融亜鉛に起因した割れの抑制も含め、十分な耐亜鉛割れ性を備えているとは言えなかった。
このように、溶接構造用鋼としての所要の靭性および溶接性（以下、耐溶接割れ性とも記す）を具備しながら、溶融亜鉛による腐食に対する耐食性（以下、耐溶融亜鉛腐食性とも記す）および耐亜鉛割れ性の全てを十分満足する溶融亜鉛浴設備用鋼板の技術の確立が希求されていた。
本発明はこのような実情に鑑みてなされたものであり、靭性、耐溶接割れ性、耐溶融亜鉛腐食性および耐亜鉛割れ性に優れた溶融亜鉛浴設備用鋼板、その製造方法および溶融亜鉛浴設備を提供することを目的とする。
すなわち、特許文献１～１３に記載の鋼材では、溶融亜鉛に起因した割れの抑制も含め、十分な耐亜鉛割れ性を備えているとは言えなかった。
このように、溶接構造用鋼としての所要の靭性および溶接性（以下、耐溶接割れ性とも記す）を具備しながら、溶融亜鉛による腐食に対する耐食性（以下、耐溶融亜鉛腐食性とも記す）および耐亜鉛割れ性の全てを十分満足する溶融亜鉛浴設備用鋼板の技術の確立が希求されていた。
本発明はこのような実情に鑑みてなされたものであり、靭性、耐溶接割れ性、耐溶融亜鉛腐食性および耐亜鉛割れ性に優れた溶融亜鉛浴設備用鋼板、その製造方法および溶融亜鉛浴設備を提供することを目的とする。
【0007】
なお、本発明において、靭性に優れるとは、ＪＩＳ Ｚ２２４２に準拠し、試験片の長手方向が圧延方向に平行で、かつ、板面から板厚方向に１ｍｍの位置から採取した２ｍｍＶノッチ試験片を用いて、シャルピー衝撃試験を行ない、－４０℃における吸収エネルギーが２７Ｊ以上であることを指す。
【0008】
また、本発明において、耐溶接割れ性に優れるとは、ｙ型溶接割れ試験（ＪＩＳ Ｚ３１５８）において、ルート間隔１．０ｍｍとして、開先を用意し、溶接材料としてＹＧＷ１５（ＪＩＳ Ｚ３３１２）規格のソリッドワイヤ材を用いて、入熱量３０～３６ｋＪ／ｃｍで、ＭＡＧ溶接による多層盛溶接を行って、ｙ型溶接試験片を作製し、ｙ型溶接部の各５断面の鏡研磨面で断面割れが、肉眼で全く観察されないことを指す。
【0009】
また、本発明において、耐溶融亜鉛腐食性に優れるとは、鋼板の表層から採取した４０ｍｍ×２５ｍｍ×４ｍｍの試験片を、温度が５００℃とされた純度９９．９９％の亜鉛中に２４時間浸漬させ、試験前と試験後における試験片の質量変化量（質量減少量）を、試験前の試験片（４０ｍｍ×２５ｍｍ×４ｍｍの直方体）の表面積で除算することにより求めた腐食量が１００ｍｇ／ｃｍ２以下であることを指す。
【0010】
また、本発明において、耐亜鉛割れ性に優れるとは、ＮＢＴ試験（切欠付き丸棒引張り試験）において、試験片の切欠に亜鉛線材を巻き付けて加熱し、溶融亜鉛を付着させ、試験温度を５００℃として、破断時間４００秒におけるＳＬＭ値（ＳＬＭ－４００値）が９０％以上であることを指す。
【課題を解決するための手段】
【0011】
本発明者等は、種々の成分組成（化学成分）を有する鋼を用いて、亜鉛割れ性に及ぼす金属組織の影響について鋭意検討を行なった。その結果、制御圧延と加速冷却を組み合わせて面積率で３０％超がフェライト組織であり、残部がベイナイト組織を主体とした硬質第二相となるミクロ組織に制御し、試験片の長手方向が圧延方向に平行で、板面から板厚方向に１ｍｍの位置から採取した２ｍｍＶノッチ試験片を用いたシャルピー衝撃試験で得られる吸収エネルギーが－４０℃で２７Ｊ以上を得られるようにすることにより、耐溶融亜鉛腐食性のみならず、耐亜鉛割れ性にも優れた鋼材が得られることを見出した。本発明は、かかる知見に基づいて完成されたものであり、その要旨とするところは以下の通りである。
【0012】
［１］質量％で、
Ｃ：０．１２％超０．３０％未満、
Ｓｉ：０．０５％以下、
Ｍｎ：０．２０～２．０％
を含有し、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．０３０％以下、
Ａｌ：０．０７０％以下、
Ｂ：０．０００２％以下
に制限し、
式（１）に示すＣＥＺを０．４４以下に制限し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
圧延方向に平行、且つ、板面に垂直な板厚断面において、板厚方向で板面からｔ／４部（ｔ：板厚）までの表層の金属組織のうち、面積率で３０％超がフェライト組織であり、残部がベイナイト組織を面積率で９０％以上有する硬質第二相であり、
試験片の長手方向が圧延方向に平行で、板面から板厚方向に１ｍｍの位置から採取した２ｍｍＶノッチ試験片を用いたシャルピー衝撃試験で得られる吸収エネルギーが－４０℃で２７Ｊ以上である、溶融亜鉛浴設備用鋼板。
ＣＥＺ＝Ｃ＋Ｓｉ／１７＋Ｍｎ／７．５＋Ｃｕ／１３＋Ｎｉ／１７＋Ｃｒ／４．５
＋Ｍｏ／３＋Ｖ／１．５＋Ｎｂ／２＋Ｔｉ／４．５＋４２０×Ｂ・・・式（１）
式（１）中、元素記号は、鋼板中の成分の含有量（質量％）を意味する。
［２］前記成分組成として、さらに、質量％で、
Ｃｕ：０．１～０．５％、
Ｎｉ：０．１～２．０％、
Ｃｒ：０．０２％以上０．１０％未満、
Ｍｏ：０．０２％以上０．１０％未満、
Ｎｂ：０．００３～０．０５０％、
Ｖ：０．０１～０．１０％、
Ｔｉ：０．００５～０．０５０％、
Ｃａ：０．０００２～０．００６０％、
Ｍｇ：０．０００２～０．００６０％、
ＲＥＭ：０．０００２～０．００６０％
のうちの１種または２種以上を含有する、前記［１］に記載の溶融亜鉛浴設備用鋼板。
［３］前記［１］または前記［２］に記載の成分組成を有するスラブを１０００～１２５０℃に加熱し、
圧延終了温度が８００℃以下となる熱間圧延を行なったのち、
鋼板表面温度で加速冷却開始温度がＡｒ３点－１００℃～Ａｒ３点－２０℃の範囲である加速冷却を開始し、
加速冷却完了後、鋼板表面温度：５００～６５０℃で復熱を終了する、溶融亜鉛浴設備用鋼板の製造方法。
［４］前記［１］または前記［２］に記載の成分組成を有するスラブを１０００～１２５０℃に加熱し、
圧延終了温度が８００℃以下となる熱間圧延を行なったのち、
鋼板表面温度で加速冷却開始温度がＡｒ３点－１００℃～Ａｒ３点－２０℃の範囲である加速冷却を開始し、
加速冷却完了後、鋼板表面温度：５００℃未満で復熱を終了し、
５００～７００℃の焼き戻し温度で焼き戻す、溶融亜鉛浴設備用鋼板の製造方法。
［５］前記［１］または前記［２］に記載の溶融亜鉛浴設備用鋼板を用いる溶融亜鉛浴設備。
Ｃ：０．１２％超０．３０％未満、
Ｓｉ：０．０５％以下、
Ｍｎ：０．２０～２．０％
を含有し、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．０３０％以下、
Ａｌ：０．０７０％以下、
Ｂ：０．０００２％以下
に制限し、
式（１）に示すＣＥＺを０．４４以下に制限し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
圧延方向に平行、且つ、板面に垂直な板厚断面において、板厚方向で板面からｔ／４部（ｔ：板厚）までの表層の金属組織のうち、面積率で３０％超がフェライト組織であり、残部がベイナイト組織を面積率で９０％以上有する硬質第二相であり、
試験片の長手方向が圧延方向に平行で、板面から板厚方向に１ｍｍの位置から採取した２ｍｍＶノッチ試験片を用いたシャルピー衝撃試験で得られる吸収エネルギーが－４０℃で２７Ｊ以上である、溶融亜鉛浴設備用鋼板。
ＣＥＺ＝Ｃ＋Ｓｉ／１７＋Ｍｎ／７．５＋Ｃｕ／１３＋Ｎｉ／１７＋Ｃｒ／４．５
＋Ｍｏ／３＋Ｖ／１．５＋Ｎｂ／２＋Ｔｉ／４．５＋４２０×Ｂ・・・式（１）
式（１）中、元素記号は、鋼板中の成分の含有量（質量％）を意味する。
［２］前記成分組成として、さらに、質量％で、
Ｃｕ：０．１～０．５％、
Ｎｉ：０．１～２．０％、
Ｃｒ：０．０２％以上０．１０％未満、
Ｍｏ：０．０２％以上０．１０％未満、
Ｎｂ：０．００３～０．０５０％、
Ｖ：０．０１～０．１０％、
Ｔｉ：０．００５～０．０５０％、
Ｃａ：０．０００２～０．００６０％、
Ｍｇ：０．０００２～０．００６０％、
ＲＥＭ：０．０００２～０．００６０％
のうちの１種または２種以上を含有する、前記［１］に記載の溶融亜鉛浴設備用鋼板。
［３］前記［１］または前記［２］に記載の成分組成を有するスラブを１０００～１２５０℃に加熱し、
圧延終了温度が８００℃以下となる熱間圧延を行なったのち、
鋼板表面温度で加速冷却開始温度がＡｒ３点－１００℃～Ａｒ３点－２０℃の範囲である加速冷却を開始し、
加速冷却完了後、鋼板表面温度：５００～６５０℃で復熱を終了する、溶融亜鉛浴設備用鋼板の製造方法。
［４］前記［１］または前記［２］に記載の成分組成を有するスラブを１０００～１２５０℃に加熱し、
圧延終了温度が８００℃以下となる熱間圧延を行なったのち、
鋼板表面温度で加速冷却開始温度がＡｒ３点－１００℃～Ａｒ３点－２０℃の範囲である加速冷却を開始し、
加速冷却完了後、鋼板表面温度：５００℃未満で復熱を終了し、
５００～７００℃の焼き戻し温度で焼き戻す、溶融亜鉛浴設備用鋼板の製造方法。
［５］前記［１］または前記［２］に記載の溶融亜鉛浴設備用鋼板を用いる溶融亜鉛浴設備。
【発明の効果】
【0013】
本発明における溶融亜鉛浴設備用鋼板によれば、溶接構造用鋼としての所要の靭性及び耐溶接割れ性を有し、耐溶融亜鉛腐食性および耐亜鉛割れ性に優れる。
本発明における溶融亜鉛浴設備用鋼板では、耐亜鉛割れ性に優れるため、溶融亜鉛に起因した割れが生じにくく、かつ、割れが発生した際の抵抗力を具備する。
本発明における溶融亜鉛浴設備用鋼板では、耐亜鉛割れ性に優れるため、溶融亜鉛に起因した割れが生じにくく、かつ、割れが発生した際の抵抗力を具備する。
【発明を実施するための形態】
【0014】
以下、本発明における溶融亜鉛浴設備用鋼板、その製造方法および溶融亜鉛浴設備の実施の形態について説明する。
なお、この実施形態は、発明の趣旨をより良く理解させるために詳細に説明するものであるから、特に指定の無い限り、本発明を限定するものではない。
また、以下の説明において、化学成分組成における各成分の含有量を示す「％」は、特に指定の無い限り「質量％」を示す。
なお、この実施形態は、発明の趣旨をより良く理解させるために詳細に説明するものであるから、特に指定の無い限り、本発明を限定するものではない。
また、以下の説明において、化学成分組成における各成分の含有量を示す「％」は、特に指定の無い限り「質量％」を示す。
【0015】
本発明の溶融亜鉛浴設備用鋼板は、質量％で、Ｃ：０．１２％超０．３０％未満、Ｓｉ：０．０５％以下、Ｍｎ：０．２０～２．０％を含有し、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ａｌ：０．０７０％以下、Ｂ：０．０００２％以下に制限し、式（１）に示すＣＥＺを０．４４以下に制限し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、圧延方向に平行、且つ、板面に垂直な板厚断面において、板厚方向で板面からｔ／４部（ｔ：板厚）までの表層の金属組織のうち、面積率で３０％超がフェライト組織であり、残部がベイナイト組織を面積率で９０％以上有する硬質第二相であり、試験片の長手方向が圧延方向に平行で、板面から板厚方向に１ｍｍの位置から採取した２ｍｍＶノッチ試験片を用いたシャルピー衝撃試験で得られる吸収エネルギーが－４０℃で２７Ｊ以上である。
ＣＥＺ＝Ｃ＋Ｓｉ／１７＋Ｍｎ／７．５＋Ｃｕ／１３＋Ｎｉ／１７＋Ｃｒ／４．５
＋Ｍｏ／３＋Ｖ／１．５＋Ｎｂ／２＋Ｔｉ／４．５＋４２０×Ｂ・・・式（１）
式（１）中、元素記号は、鋼板中の成分の含有量（質量％）を意味する。
ＣＥＺ＝Ｃ＋Ｓｉ／１７＋Ｍｎ／７．５＋Ｃｕ／１３＋Ｎｉ／１７＋Ｃｒ／４．５
＋Ｍｏ／３＋Ｖ／１．５＋Ｎｂ／２＋Ｔｉ／４．５＋４２０×Ｂ・・・式（１）
式（１）中、元素記号は、鋼板中の成分の含有量（質量％）を意味する。
【0016】
＜成分組成＞
先ず、溶融亜鉛浴設備用鋼板（以下、単に鋼板とも記す。）の成分組成について説明する。
先ず、溶融亜鉛浴設備用鋼板（以下、単に鋼板とも記す。）の成分組成について説明する。
【0017】
Ｃ：０．１２％超０．３０％未満
Ｃは、鋼板の強度向上のために重要な元素であり、ベイナイトの生成にも寄与する。Ｃ含有量が０．１２質量％以下になると、鋼板の耐溶融亜鉛腐食性が大きく低下するため、０．１２％を超えてＣを含有する必要がある。
一方、Ｃを０．３０％以上含有すると、鋼板の耐溶接割れ性が劣化する。また、Ｃを０．３０％以上含有すると、靭性が低下する。このため、０．３０％未満とする。好ましくは、０．１５％以下である。
Ｃは、鋼板の強度向上のために重要な元素であり、ベイナイトの生成にも寄与する。Ｃ含有量が０．１２質量％以下になると、鋼板の耐溶融亜鉛腐食性が大きく低下するため、０．１２％を超えてＣを含有する必要がある。
一方、Ｃを０．３０％以上含有すると、鋼板の耐溶接割れ性が劣化する。また、Ｃを０．３０％以上含有すると、靭性が低下する。このため、０．３０％未満とする。好ましくは、０．１５％以下である。
【0018】
Ｓｉ：０．０５％以下
Ｓｉは、脱酸作用を有するが、強力な脱酸元素であるＡｌが十分に添加されている場合には不要である。Ｓｉは、母材を強化する作用もあるが、他の元素に比べるとその効果は相対的に小さい。また、Ｓｉは、耐溶融亜鉛腐食性を大きく低下させることから、その含有量が少ない方が好ましく、操業上安定して低減可能な０．０５％を上限とする。また、製鋼上の制限もあるが、Ｓｉ含有量を０．０２％以下とすることが好ましい。
Ｓｉは、脱酸作用を有するが、強力な脱酸元素であるＡｌが十分に添加されている場合には不要である。Ｓｉは、母材を強化する作用もあるが、他の元素に比べるとその効果は相対的に小さい。また、Ｓｉは、耐溶融亜鉛腐食性を大きく低下させることから、その含有量が少ない方が好ましく、操業上安定して低減可能な０．０５％を上限とする。また、製鋼上の制限もあるが、Ｓｉ含有量を０．０２％以下とすることが好ましい。
【0019】
Ｍｎ：０．２０～２．０％
Ｍｎは、母材強度およびベイナイトを確保する観点から添加する元素であり、所望の靭性および耐溶融亜鉛割れ性（以下、耐亜鉛割れ性とも記す。）に寄与するために、０．２０％以上の含有が必要である。よって、Ｍｎ含有量は、０．２０％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．２５％以上であり、より好ましくは０．３０％以上である。
一方、２．０％を超えるＭｎの含有は、耐溶接割れ性を大きく劣化させる。また、Ｍｎ含有量を２．０％超とすると、靭性が低下し、耐亜鉛割れ性が低下する。このため、Ｍｎ含有量は２．０％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．６０％以下であり、より好ましくは１．３０％以下である。
Ｍｎは、母材強度およびベイナイトを確保する観点から添加する元素であり、所望の靭性および耐溶融亜鉛割れ性（以下、耐亜鉛割れ性とも記す。）に寄与するために、０．２０％以上の含有が必要である。よって、Ｍｎ含有量は、０．２０％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．２５％以上であり、より好ましくは０．３０％以上である。
一方、２．０％を超えるＭｎの含有は、耐溶接割れ性を大きく劣化させる。また、Ｍｎ含有量を２．０％超とすると、靭性が低下し、耐亜鉛割れ性が低下する。このため、Ｍｎ含有量は２．０％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．６０％以下であり、より好ましくは１．３０％以下である。
【0020】
Ｐ：０．０１５％以下
Ｐは、不純物元素であり、不可避的に鋼板中に含有されるが、厚鋼板の靭性、耐亜鉛割れ性を劣化させるため、その含有量は少ない方が好ましく、操業上安定して低減可能な０．０１５％を上限とする。また、製鋼上の制限もあるが、Ｐの含有量は０．００８％以下とすることが好ましい。
Ｐは、不純物元素であり、不可避的に鋼板中に含有されるが、厚鋼板の靭性、耐亜鉛割れ性を劣化させるため、その含有量は少ない方が好ましく、操業上安定して低減可能な０．０１５％を上限とする。また、製鋼上の制限もあるが、Ｐの含有量は０．００８％以下とすることが好ましい。
【0021】
Ｓ：０．０３０％以下
Ｓも、上記Ｐと同様、鋼板中に不可避的に含有される元素であるが、Ｓは母材靭性や耐亜鉛割れ性を低下させるため、少ない方が好ましいことから、操業上安定して低減可能な０．０３０％を上限とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．０２０％以下であり、より好ましくは０．０１０％以下である。
Ｓも、上記Ｐと同様、鋼板中に不可避的に含有される元素であるが、Ｓは母材靭性や耐亜鉛割れ性を低下させるため、少ない方が好ましいことから、操業上安定して低減可能な０．０３０％を上限とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．０２０％以下であり、より好ましくは０．０１０％以下である。
【0022】
Ａｌ：０．０７０％以下
Ａｌは、脱酸に用いられる元素であり、その脱酸効果を得るためには０．０１０％以上の含有が好ましい。Ａｌ含有量は、より好ましくは０．０１５％以上であり、さらに好ましくは０．０２０％以上である。
しかしながら、０．０７０％を超えるＡｌの含有は、鋼中に粗大な介在物を多く存在させ、靭性を低下させることから、その上限を０．０７０％とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０６０％以下であり、より好ましくは０．０５０％以下である。
Ａｌは、脱酸に用いられる元素であり、その脱酸効果を得るためには０．０１０％以上の含有が好ましい。Ａｌ含有量は、より好ましくは０．０１５％以上であり、さらに好ましくは０．０２０％以上である。
しかしながら、０．０７０％を超えるＡｌの含有は、鋼中に粗大な介在物を多く存在させ、靭性を低下させることから、その上限を０．０７０％とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０６０％以下であり、より好ましくは０．０５０％以下である。
【0023】
Ｂ：０．０００２％以下
Ｂは粒界に偏析し、耐亜鉛割れ性を顕著に劣化させる元素である。その含有量は少ない方が好ましく、操業上安定して低減可能な０．０００２％を上限とする。
Ｂは粒界に偏析し、耐亜鉛割れ性を顕著に劣化させる元素である。その含有量は少ない方が好ましく、操業上安定して低減可能な０．０００２％を上限とする。
【0024】
ＣＥＺ：０．４４以下
下式（１）に示すＣＥＺは、溶接部の耐溶融亜鉛割れ性と相関がある。ＣＥＺは、０．４４を超えると耐溶融亜鉛割れ性が劣化し、溶接部で割れが発生する。このため、ＣＥＺの値について、０．４４を上限とする。ＣＥＺは０．４２％以下とすることが好ましく、０．４０％以下とすることがより好ましい。
ＣＥＺ＝Ｃ＋Ｓｉ／１７＋Ｍｎ／７．５＋Ｃｕ／１３＋Ｎｉ／１７＋Ｃｒ／４．５
＋Ｍｏ／３＋Ｖ／１．５＋Ｎｂ／２＋Ｔｉ／４．５＋４２０×Ｂ・・・式（１）
式（１）中、元素記号は、鋼板中の成分の含有量（質量％）を意味しており、含有しない場合は、その成分の含有量をゼロとする。
下式（１）に示すＣＥＺは、溶接部の耐溶融亜鉛割れ性と相関がある。ＣＥＺは、０．４４を超えると耐溶融亜鉛割れ性が劣化し、溶接部で割れが発生する。このため、ＣＥＺの値について、０．４４を上限とする。ＣＥＺは０．４２％以下とすることが好ましく、０．４０％以下とすることがより好ましい。
ＣＥＺ＝Ｃ＋Ｓｉ／１７＋Ｍｎ／７．５＋Ｃｕ／１３＋Ｎｉ／１７＋Ｃｒ／４．５
＋Ｍｏ／３＋Ｖ／１．５＋Ｎｂ／２＋Ｔｉ／４．５＋４２０×Ｂ・・・式（１）
式（１）中、元素記号は、鋼板中の成分の含有量（質量％）を意味しており、含有しない場合は、その成分の含有量をゼロとする。
【0025】
上記が本発明における鋼板の基本成分組成であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる。本発明において、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏで０．０１％以下、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉで０．００２％以下、Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭで０．０００１％以下は、不可避的不純物に含まれる。
【0026】
また、本発明の鋼板は、必要に応じて、以下に示す成分組成のうち、１種または２種以上を含有することができる。
【0027】
Ｃｕ：０．１～０．５％
Ｃｕは、本発明における選択元素であり、母材の強度を確保するために必要に応じて添加する。その効果は、Ｃｕを０．１％以上含有しないと発現しないため、Ｃｕを含有する場合、Ｃｕ含有量の下限は０．１％とする。Ｃｕ含有量は、好ましくは０．２０％以上であり、より好ましくは０．３０％以上である。
一方、Ｃｕは０．５％を超えて含有するとコストの増大だけでなく靭性を劣化させるため、Ｃｕを含有する場合、Ｃｕ含有量の上限は０．５％とする。
Ｃｕは、本発明における選択元素であり、母材の強度を確保するために必要に応じて添加する。その効果は、Ｃｕを０．１％以上含有しないと発現しないため、Ｃｕを含有する場合、Ｃｕ含有量の下限は０．１％とする。Ｃｕ含有量は、好ましくは０．２０％以上であり、より好ましくは０．３０％以上である。
一方、Ｃｕは０．５％を超えて含有するとコストの増大だけでなく靭性を劣化させるため、Ｃｕを含有する場合、Ｃｕ含有量の上限は０．５％とする。
【0028】
Ｎｉ：０．１～２．０％
Ｎｉは、本発明における選択元素であり、母材の強度を確保するために必要に応じて添加する。その効果は、Ｎｉを０．１％以上含有しないと発現しないため、Ｎｉを含有する場合、Ｎｉ含有量の下限は０．１％とする。
一方、Ｎｉは２．０％を超えて含有するとコストの増大だけでなくスラブ割れが発生し、鋼板に表面疵が発生する。このため、Ｎｉを含有する場合、Ｎｉ含有量の上限は２．０％とする。
Ｎｉは、本発明における選択元素であり、母材の強度を確保するために必要に応じて添加する。その効果は、Ｎｉを０．１％以上含有しないと発現しないため、Ｎｉを含有する場合、Ｎｉ含有量の下限は０．１％とする。
一方、Ｎｉは２．０％を超えて含有するとコストの増大だけでなくスラブ割れが発生し、鋼板に表面疵が発生する。このため、Ｎｉを含有する場合、Ｎｉ含有量の上限は２．０％とする。
【0029】
Ｃｒ：０．０２％以上０．１０％未満
Ｃｒは、本発明における選択元素であり、母材の強度を確保するために必要に応じて添加する。その効果は、Ｃｒを０．０２％以上含有しないと発現しないため、Ｃｒを含有する場合、Ｃｒ含有量の下限は０．０２％とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは０．０３％以上であり、より好ましくは０．０５％以上である。
一方、Ｃｒは０．１０％以上含有すると、亜鉛と鋼板表面の反応を促進させ耐溶融亜鉛腐食性を低下させる。このため、Ｃｒを含有する場合、Ｃｒ含有量は０．１０％未満とする。
Ｃｒは、本発明における選択元素であり、母材の強度を確保するために必要に応じて添加する。その効果は、Ｃｒを０．０２％以上含有しないと発現しないため、Ｃｒを含有する場合、Ｃｒ含有量の下限は０．０２％とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは０．０３％以上であり、より好ましくは０．０５％以上である。
一方、Ｃｒは０．１０％以上含有すると、亜鉛と鋼板表面の反応を促進させ耐溶融亜鉛腐食性を低下させる。このため、Ｃｒを含有する場合、Ｃｒ含有量は０．１０％未満とする。
【0030】
Ｍｏ：０．０２％以上０．１０％未満
Ｍｏは、本発明における選択元素であり、母材の強度を確保するために必要に応じて添加する。その効果は、Ｍｏを０．０２％以上含有しないと発現しないため、Ｍｏを含有する場合、Ｍｏ含有量の下限は０．０２％とする。Ｍｏ含有量は、好ましくは０．０３％以上であり、より好ましくは０．０５％以上である。
一方、Ｍｏは０．１０％以上含有するとコストの増大だけでなく靭性を劣化させ、耐亜鉛割れ性も劣化させるため、Ｍｏを含有する場合、Ｍｏ含有量は０．１０％未満とする。
Ｍｏは、本発明における選択元素であり、母材の強度を確保するために必要に応じて添加する。その効果は、Ｍｏを０．０２％以上含有しないと発現しないため、Ｍｏを含有する場合、Ｍｏ含有量の下限は０．０２％とする。Ｍｏ含有量は、好ましくは０．０３％以上であり、より好ましくは０．０５％以上である。
一方、Ｍｏは０．１０％以上含有するとコストの増大だけでなく靭性を劣化させ、耐亜鉛割れ性も劣化させるため、Ｍｏを含有する場合、Ｍｏ含有量は０．１０％未満とする。
【0031】
Ｎｂ：０．００３～０．０５０％
Ｎｂは、本発明における選択元素であり、母材の強度、靭性を向上させたいときに添加する。その効果は、Ｎｂを０．００３％以上含有しないと発現しないため、Ｎｂを含有する場合、Ｎｂ含有量の下限は０．００３％とする。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．０１０％以上であり、より好ましくは０．０２０％以上である。
一方、Ｎｂは０．０５０％を超えて含有するとコストの増大だけでなく耐溶接割れ性を劣化させることになるため、Ｎｂを含有する場合、Ｎｂ含有量の上限は０．０５０％とする。
Ｎｂは、本発明における選択元素であり、母材の強度、靭性を向上させたいときに添加する。その効果は、Ｎｂを０．００３％以上含有しないと発現しないため、Ｎｂを含有する場合、Ｎｂ含有量の下限は０．００３％とする。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．０１０％以上であり、より好ましくは０．０２０％以上である。
一方、Ｎｂは０．０５０％を超えて含有するとコストの増大だけでなく耐溶接割れ性を劣化させることになるため、Ｎｂを含有する場合、Ｎｂ含有量の上限は０．０５０％とする。
【0032】
Ｖ：０．０１～０．１０％
Ｖは、本発明における選択元素であり、母材の強度を向上させたいときに添加する。その効果は、Ｖを０．０１％以上含有しないと発現しないため、Ｖ含有量の下限は０．０１％とする。Ｖ含有量は、好ましくは０．０３０％以上であり、より好ましくは０．０４０％以上である。
一方、Ｖは０．１０％を超えて含有するとコストの増大だけでなく母材靭性および溶接部の靭性を劣化させることになるため、Ｖ含有量の上限は０．１０％とする。
Ｖは、本発明における選択元素であり、母材の強度を向上させたいときに添加する。その効果は、Ｖを０．０１％以上含有しないと発現しないため、Ｖ含有量の下限は０．０１％とする。Ｖ含有量は、好ましくは０．０３０％以上であり、より好ましくは０．０４０％以上である。
一方、Ｖは０．１０％を超えて含有するとコストの増大だけでなく母材靭性および溶接部の靭性を劣化させることになるため、Ｖ含有量の上限は０．１０％とする。
【0033】
Ｔｉ：０．００５～０．０５０％
Ｔｉは、本発明における選択元素であり、母材の靭性および溶接部の靭性を向上させたいときに添加する。その効果は、Ｔｉを０．００５％以上含有しないと発現しないため、Ｔｉ含有量の下限は０．００５％とする。
一方、Ｔｉは０．０５０％を超えて含有すると母材および溶接部の靭性をむしろ劣化させることになるため、Ｔｉ含有量の上限は０．０５０％とする。
Ｔｉは、本発明における選択元素であり、母材の靭性および溶接部の靭性を向上させたいときに添加する。その効果は、Ｔｉを０．００５％以上含有しないと発現しないため、Ｔｉ含有量の下限は０．００５％とする。
一方、Ｔｉは０．０５０％を超えて含有すると母材および溶接部の靭性をむしろ劣化させることになるため、Ｔｉ含有量の上限は０．０５０％とする。
【0034】
Ｃａ：０．０００２～０．００６０％
Ｃａは、本発明の選択元素であり、溶接熱影響部靭性や超音波探傷などで評価される内部品質を向上させたいときに添加する。その効果は、Ｃａを０．０００２％以上含有しないと発現しないため、Ｃａ含有量の下限は０．０００２％とする。Ｃａ含有量は、好ましくは０．００１０％以上であり、より好ましくは０．００１５％以上である。
一方、Ｃａは０．００６０％を超えて含有すると形成された酸化物がクラスタ化し内部品質をむしろ劣化させるため、Ｃａ含有量の上限は０．００６０％とする。Ｃａ含有量は、好ましくは０．００５０％以下であり、より好ましくは０．００４０％以下である。
Ｃａは、本発明の選択元素であり、溶接熱影響部靭性や超音波探傷などで評価される内部品質を向上させたいときに添加する。その効果は、Ｃａを０．０００２％以上含有しないと発現しないため、Ｃａ含有量の下限は０．０００２％とする。Ｃａ含有量は、好ましくは０．００１０％以上であり、より好ましくは０．００１５％以上である。
一方、Ｃａは０．００６０％を超えて含有すると形成された酸化物がクラスタ化し内部品質をむしろ劣化させるため、Ｃａ含有量の上限は０．００６０％とする。Ｃａ含有量は、好ましくは０．００５０％以下であり、より好ましくは０．００４０％以下である。
【0035】
Ｍｇ：０．０００２～０．００６０％
Ｍｇは、本発明の選択元素であり、溶接熱影響部の靭性や超音波探傷などで評価される内部品質を向上させたいときに添加する。その効果は、Ｍｇを０．０００２％以上含有しないと発現しないため、Ｍｇ含有量の下限は０．０００２％とする。Ｍｇ含有量は、好ましくは０．０００５％以上であり、より好ましくは０．００１０％以上である。
一方、Ｍｇは０．００６０％を超えて含有すると形成された酸化物がクラスタ化し内部品質をむしろ劣化させるため、Ｍｇ含有量の上限は０．００６０％とする。Ｍｇ含有量は、好ましくは０．００５５％以下であり、より好ましくは０．００５０％以下である。
Ｍｇは、本発明の選択元素であり、溶接熱影響部の靭性や超音波探傷などで評価される内部品質を向上させたいときに添加する。その効果は、Ｍｇを０．０００２％以上含有しないと発現しないため、Ｍｇ含有量の下限は０．０００２％とする。Ｍｇ含有量は、好ましくは０．０００５％以上であり、より好ましくは０．００１０％以上である。
一方、Ｍｇは０．００６０％を超えて含有すると形成された酸化物がクラスタ化し内部品質をむしろ劣化させるため、Ｍｇ含有量の上限は０．００６０％とする。Ｍｇ含有量は、好ましくは０．００５５％以下であり、より好ましくは０．００５０％以下である。
【0036】
ＲＥＭ：０．０００２～０．００６０％
ＲＥＭは、本発明の選択元素であり、溶接熱影響部の靭性や超音波探傷などで評価される内部品質を向上させたいときに添加する。その効果は、ＲＥＭを０．０００２％以上含有しないと発現しないため、ＲＥＭ含有量の下限は０．０００２％とする。ＲＥＭ含有量は、好ましくは０．００１０％以上であり、より好ましくは０．００１５％以上である。
一方、ＲＥＭは０．００６０％を超えて含有すると、形成された酸化物がクラスタ化し内部品質をむしろ劣化させるため、ＲＥＭ含有量の上限は０．００６０％とする。ＲＥＭ含有量は、好ましくは０．００５０％以下であり、より好ましくは０．００４０％以下である。
ここで、ＲＥＭとは、原子番号２１番のスカンジウム（Ｓｃ）と原子番号３９番のイットリウム（Ｙ）及び、原子番号５７番のランタン（Ｌａ）から７１番のルテチウム（Ｌｕ）までのランタノイドの元素のことを指す。ＲＥＭ含有量とは、上述のＲＥＭから選択された１種または２種以上の元素の総含有量である。
ＲＥＭは、本発明の選択元素であり、溶接熱影響部の靭性や超音波探傷などで評価される内部品質を向上させたいときに添加する。その効果は、ＲＥＭを０．０００２％以上含有しないと発現しないため、ＲＥＭ含有量の下限は０．０００２％とする。ＲＥＭ含有量は、好ましくは０．００１０％以上であり、より好ましくは０．００１５％以上である。
一方、ＲＥＭは０．００６０％を超えて含有すると、形成された酸化物がクラスタ化し内部品質をむしろ劣化させるため、ＲＥＭ含有量の上限は０．００６０％とする。ＲＥＭ含有量は、好ましくは０．００５０％以下であり、より好ましくは０．００４０％以下である。
ここで、ＲＥＭとは、原子番号２１番のスカンジウム（Ｓｃ）と原子番号３９番のイットリウム（Ｙ）及び、原子番号５７番のランタン（Ｌａ）から７１番のルテチウム（Ｌｕ）までのランタノイドの元素のことを指す。ＲＥＭ含有量とは、上述のＲＥＭから選択された１種または２種以上の元素の総含有量である。
【0037】
＜金属組織＞
圧延方向に平行、且つ、板面に垂直な板厚断面において、板厚方向で板面からｔ／４部（ｔ：板厚）までの表層の金属組織のうち、面積率で３０％超がフェライト組織であり、残部がベイナイト組織を主体とした硬質第二相
本発明の鋼板の金属組織は、圧延方向に平行、且つ、板面に垂直な板厚断面において、板厚方向で板面からｔ／４部までの表層の金属組織のうち、面積率で３０％超がフェライト組織であることを特徴とする。フェライト組織の面積率が３０％以下であると溶融亜鉛によるベイナイトを主体とした硬質第二相部分の結晶粒界の割れが生じやすくなるとともに、割れの進展速度は大きくなり、耐亜鉛割れ性が劣化する。上限は規定しないが、本発明ではＣ含有量を０．１２％超に制御するために、現実的に８０％を超えることはないことから、特に指定する場合は８０％以下とする。
圧延方向に平行、且つ、板面に垂直な板厚断面において、板厚方向で板面からｔ／４部（ｔ：板厚）までの表層の金属組織のうち、面積率で３０％超がフェライト組織であり、残部がベイナイト組織を主体とした硬質第二相
本発明の鋼板の金属組織は、圧延方向に平行、且つ、板面に垂直な板厚断面において、板厚方向で板面からｔ／４部までの表層の金属組織のうち、面積率で３０％超がフェライト組織であることを特徴とする。フェライト組織の面積率が３０％以下であると溶融亜鉛によるベイナイトを主体とした硬質第二相部分の結晶粒界の割れが生じやすくなるとともに、割れの進展速度は大きくなり、耐亜鉛割れ性が劣化する。上限は規定しないが、本発明ではＣ含有量を０．１２％超に制御するために、現実的に８０％を超えることはないことから、特に指定する場合は８０％以下とする。
【0038】
フェライト以外の残部はベイナイトを主体とした硬質第二相とする。硬質第二相はミクロ組織全体に対する面積率で７０％未満であり、硬質第二相のうち硬質第二相に対するベイナイトの面積率が９０％以上あるものを「ベイナイト主体」として扱う。硬質第二相にはベイナイト以外にパーライト、マルテンサイト、島状マルテンサイトおよびセメンタイトなどが挙げられる。
【0039】
なお、本発明では、５ｖｏｌ％ナイタールエッチングを行って光学顕微鏡（倍率：１００倍）によって金属組織を観察し、白く丸い組織をフェライト組織とし、それ以外の部分（主にラス状の組織であるベイナイト組織からなる）を硬質第二相とする。
【0040】
＜衝撃試験＞
試験片の長手方向が圧延方向に平行で、かつ板面から板厚方向に１ｍｍの位置から採取した２ｍｍＶノッチ試験片を用いたシャルピー衝撃試験で得られる吸収エネルギーが－４０℃で２７Ｊ以上
本発明の鋼板の衝撃試験特性は、試験片の長手方向が圧延方向に平行で、かつ板面から板厚方向に１ｍｍの位置から採取した２ｍｍＶノッチ試験片を用いたシャルピー衝撃試験で得られる吸収エネルギーで評価する。－４０℃における吸収エネルギーは２７Ｊ未満であると、溶融亜鉛による結晶粒界の割れが生じた場合の割れの進展速度は大きくなり、耐亜鉛割れ性が劣化するため、下限を２７Ｊとする。
シャルピー衝撃試験は、ＪＩＳ Ｚ２２４２に準拠した方法で行う。
試験片の長手方向が圧延方向に平行で、かつ板面から板厚方向に１ｍｍの位置から採取した２ｍｍＶノッチ試験片を用いたシャルピー衝撃試験で得られる吸収エネルギーが－４０℃で２７Ｊ以上
本発明の鋼板の衝撃試験特性は、試験片の長手方向が圧延方向に平行で、かつ板面から板厚方向に１ｍｍの位置から採取した２ｍｍＶノッチ試験片を用いたシャルピー衝撃試験で得られる吸収エネルギーで評価する。－４０℃における吸収エネルギーは２７Ｊ未満であると、溶融亜鉛による結晶粒界の割れが生じた場合の割れの進展速度は大きくなり、耐亜鉛割れ性が劣化するため、下限を２７Ｊとする。
シャルピー衝撃試験は、ＪＩＳ Ｚ２２４２に準拠した方法で行う。
【0041】
＜鋼板製造条件＞
次に、本発明の鋼板の製造方法について説明する。
本発明の鋼板の製造方法では、前述した成分組成を有するスラブを１０００～１２５０℃に加熱し、圧延終了温度が８００℃以下となる熱間圧延を行なったのち、鋼板表面温度で加速冷却開始温度がＡｒ３点－１００℃～Ａｒ３点－２０℃の範囲である加速冷却を開始し、加速冷却完了後、鋼板表面温度：５００～６５０℃で復熱を終了する。
または、本発明の鋼板の製造方法では、前述した成分組成を有するスラブを１０００～１２５０℃に加熱し、圧延終了温度が８００℃以下となる熱間圧延を行なったのち、鋼板表面温度で加速冷却開始温度がＡｒ３点－１００℃～Ａｒ３点－２０℃の範囲で加速冷却を開始し、加速冷却完了後、鋼板表面温度：５００℃未満で復熱を終了し、５００～７００℃の焼き戻し温度で焼き戻す。
次に、本発明の鋼板の製造方法について説明する。
本発明の鋼板の製造方法では、前述した成分組成を有するスラブを１０００～１２５０℃に加熱し、圧延終了温度が８００℃以下となる熱間圧延を行なったのち、鋼板表面温度で加速冷却開始温度がＡｒ３点－１００℃～Ａｒ３点－２０℃の範囲である加速冷却を開始し、加速冷却完了後、鋼板表面温度：５００～６５０℃で復熱を終了する。
または、本発明の鋼板の製造方法では、前述した成分組成を有するスラブを１０００～１２５０℃に加熱し、圧延終了温度が８００℃以下となる熱間圧延を行なったのち、鋼板表面温度で加速冷却開始温度がＡｒ３点－１００℃～Ａｒ３点－２０℃の範囲で加速冷却を開始し、加速冷却完了後、鋼板表面温度：５００℃未満で復熱を終了し、５００～７００℃の焼き戻し温度で焼き戻す。
【0042】
スラブの加熱温度：１０００～１２５０℃
連続鋳造や造塊鋳造により製造したスラブを熱間圧延での変形抵抗低減や金属組織の調整のために加熱する。加熱温度が１０００℃未満になると母材強度が低下し、また、熱間圧延時の圧下効果が不十分となり超音波探傷などで評価される内部品質が劣化し、さらに所望の圧延終了温度および加速冷却開始温度までに熱間圧延を完了できなくなる。
加熱温度が１０００℃未満として得られる鋼板は、靭性が低下し、耐亜鉛割れ性が低下する。このため、加熱温度の下限は１０００℃とする。
一方、加熱温度が１２５０℃を超える場合も、靭性が劣化し、所望のシャルピー衝撃試験特性および耐亜鉛割れ性が得られないため、加熱温度の上限は１２５０℃とする。加熱温度は加熱炉の炉温度などから伝熱計算により求めてよい。
連続鋳造や造塊鋳造により製造したスラブを熱間圧延での変形抵抗低減や金属組織の調整のために加熱する。加熱温度が１０００℃未満になると母材強度が低下し、また、熱間圧延時の圧下効果が不十分となり超音波探傷などで評価される内部品質が劣化し、さらに所望の圧延終了温度および加速冷却開始温度までに熱間圧延を完了できなくなる。
加熱温度が１０００℃未満として得られる鋼板は、靭性が低下し、耐亜鉛割れ性が低下する。このため、加熱温度の下限は１０００℃とする。
一方、加熱温度が１２５０℃を超える場合も、靭性が劣化し、所望のシャルピー衝撃試験特性および耐亜鉛割れ性が得られないため、加熱温度の上限は１２５０℃とする。加熱温度は加熱炉の炉温度などから伝熱計算により求めてよい。
【0043】
圧延終了温度：８００℃以下
７００～９００℃程度の範囲では、熱間圧延における圧延終了温度は低いほど靭性が向上し、耐亜鉛割れ性が向上する。
熱間圧延における圧延終了温度の下限は特に限定されないが、圧延後の形状確保の点から、圧延終了温度は６５０℃以上とすることが好ましく、６８０℃以上とすることがより好ましい。
一方、熱間圧延における圧延終了温度が鋼板の表面温度で８００℃を超えると所望の靭性が得られず、耐亜鉛割れ性が劣化するため、熱間圧延における圧延終了温度の上限は８００℃とする。圧延終了温度は７９０℃以下とすることが好ましく、７８０℃以下とすることがより好ましい。
温度は圧延直後の鋼板表面を放射型温度計で測定することで求める。
７００～９００℃程度の範囲では、熱間圧延における圧延終了温度は低いほど靭性が向上し、耐亜鉛割れ性が向上する。
熱間圧延における圧延終了温度の下限は特に限定されないが、圧延後の形状確保の点から、圧延終了温度は６５０℃以上とすることが好ましく、６８０℃以上とすることがより好ましい。
一方、熱間圧延における圧延終了温度が鋼板の表面温度で８００℃を超えると所望の靭性が得られず、耐亜鉛割れ性が劣化するため、熱間圧延における圧延終了温度の上限は８００℃とする。圧延終了温度は７９０℃以下とすることが好ましく、７８０℃以下とすることがより好ましい。
温度は圧延直後の鋼板表面を放射型温度計で測定することで求める。
【0044】
加速冷却開始温度：鋼板表面温度でＡｒ３点－１００℃～Ａｒ３点－２０℃の範囲
加速冷却開始温度は金属組織を制御するために調整する。鋼板表面温度を基準としてＡｒ３点－１００℃を下回ると金属組織の第二相がベイナイト主体とならずパーライトやセメンタイトの生成により靭性が低下し耐亜鉛割れ性が劣化するため下限をＡｒ３点－１００℃とする。加速冷却開始温度はＡｒ３点－８０℃以上とすることが好ましく、Ａｒ３点－７０℃以上とすることがより好ましい。
加速冷却開始温度が、鋼板表面温度を基準としてＡｒ３点－２０℃を上回ると、金属組織のフェライト面積率が３０％以下となり、溶融亜鉛による結晶粒界の割れが生じやすくなるとともに、割れの進展速度は大きくなり、耐亜鉛割れ性が劣化するため上限をＡｒ３点－２０℃とする。加速冷却開始温度はＡｒ３点－２５℃以下とすることが好ましく、Ａｒ３点－３０℃以下とすることがより好ましい。
Ａｒ３点は実測してもよいが、式（２）から計算で求める。表面温度は加速冷却設備進入直後の鋼板を放射型温度計で測定することで求める。
Ａｒ３（℃）＝９１０－３１０×Ｃ－８０×Ｍｎ－２０×Ｃｕ－１５×Ｃｒ－５５×Ｎｉ－８０×Ｍｏ・・・（２）
式（２）中、元素記号は、鋼板中の成分の含有量（質量％）を意味しており、含有しない場合は、その成分の含有量をゼロとする。
加速冷却開始温度は金属組織を制御するために調整する。鋼板表面温度を基準としてＡｒ３点－１００℃を下回ると金属組織の第二相がベイナイト主体とならずパーライトやセメンタイトの生成により靭性が低下し耐亜鉛割れ性が劣化するため下限をＡｒ３点－１００℃とする。加速冷却開始温度はＡｒ３点－８０℃以上とすることが好ましく、Ａｒ３点－７０℃以上とすることがより好ましい。
加速冷却開始温度が、鋼板表面温度を基準としてＡｒ３点－２０℃を上回ると、金属組織のフェライト面積率が３０％以下となり、溶融亜鉛による結晶粒界の割れが生じやすくなるとともに、割れの進展速度は大きくなり、耐亜鉛割れ性が劣化するため上限をＡｒ３点－２０℃とする。加速冷却開始温度はＡｒ３点－２５℃以下とすることが好ましく、Ａｒ３点－３０℃以下とすることがより好ましい。
Ａｒ３点は実測してもよいが、式（２）から計算で求める。表面温度は加速冷却設備進入直後の鋼板を放射型温度計で測定することで求める。
Ａｒ３（℃）＝９１０－３１０×Ｃ－８０×Ｍｎ－２０×Ｃｕ－１５×Ｃｒ－５５×Ｎｉ－８０×Ｍｏ・・・（２）
式（２）中、元素記号は、鋼板中の成分の含有量（質量％）を意味しており、含有しない場合は、その成分の含有量をゼロとする。
【0045】
上記の加速冷却開始温度での加速冷却開始後、以下の（１）、（２）のいずれかの処理を行う。
（１）加速冷却完了後、鋼板表面温度（冷却停止温度）：５００～６５０℃で復熱を終了する
（２）加速冷却完了後、鋼板表面温度（冷却停止温度）：５００℃未満で復熱を終了し、５００～７００℃の焼き戻し温度で焼き戻す
（１）加速冷却完了後、鋼板表面温度（冷却停止温度）：５００～６５０℃で復熱を終了する
（２）加速冷却完了後、鋼板表面温度（冷却停止温度）：５００℃未満で復熱を終了し、５００～７００℃の焼き戻し温度で焼き戻す
【0046】
（１）冷却停止温度：復熱後の鋼板表面温度で５００～６５０℃
本発明では、所望の金属組織に制御して耐亜鉛割れ性を確保するために加速冷却を適用する。冷却停止温度が５００℃未満になると通常４５０～５００℃程度で実施される溶融亜鉛めっき処理の際に大幅な強度低下を生じ、変形し、その繰り返しにより耐亜鉛割れ性が低下するため、冷却停止温度の下限は５００℃とする。冷却停止温度は５２０℃以上とすることが好ましく、５５０℃以上とすることがより好ましい。
一方、冷却停止温度が６５０℃を超えると硬質第二相がベイナイト主体にならず、脆いパーライトやセメンタイトを起因とした靭性低下により耐亜鉛割れ性が低下するため、冷却停止温度の上限は６５０℃とする。冷却停止温度は６４０℃以下とすることが好ましく、６３０℃以下とすることがより好ましい。
なお、本発明において、加速冷却は、特に限定されないが、水による鋼板表面からの冷却としてよい。加速冷却時の冷却速度は、空冷よりも高く、例えば、１℃／ｓｅｃ以上とすることができる。
また、本発明において、復熱とは、加速冷却において、過度に冷却された鋼板表面と、鋼板表面に比べて比較的高温となっている鋼板内部との温度差を小さくするために行われる加速冷却完了以降での空冷処理のことを指す。
本発明では、所望の金属組織に制御して耐亜鉛割れ性を確保するために加速冷却を適用する。冷却停止温度が５００℃未満になると通常４５０～５００℃程度で実施される溶融亜鉛めっき処理の際に大幅な強度低下を生じ、変形し、その繰り返しにより耐亜鉛割れ性が低下するため、冷却停止温度の下限は５００℃とする。冷却停止温度は５２０℃以上とすることが好ましく、５５０℃以上とすることがより好ましい。
一方、冷却停止温度が６５０℃を超えると硬質第二相がベイナイト主体にならず、脆いパーライトやセメンタイトを起因とした靭性低下により耐亜鉛割れ性が低下するため、冷却停止温度の上限は６５０℃とする。冷却停止温度は６４０℃以下とすることが好ましく、６３０℃以下とすることがより好ましい。
なお、本発明において、加速冷却は、特に限定されないが、水による鋼板表面からの冷却としてよい。加速冷却時の冷却速度は、空冷よりも高く、例えば、１℃／ｓｅｃ以上とすることができる。
また、本発明において、復熱とは、加速冷却において、過度に冷却された鋼板表面と、鋼板表面に比べて比較的高温となっている鋼板内部との温度差を小さくするために行われる加速冷却完了以降での空冷処理のことを指す。
【0047】
（２）冷却停止温度：復熱後の鋼板表面温度で５００℃未満、かつ、焼き戻し温度：５００～７００℃
加速冷却実施後に焼き戻しを適用する前提にたてば、上述した５００℃未満の冷却停止温度であっても耐亜鉛割れ性を確保できる。その際、焼き戻し温度が５００℃を下回ると通常４５０～５００℃程度で実施される溶融亜鉛めっき処理の際に大幅な強度低下を生じ、変形し、その繰り返しにより耐亜鉛割れ性が低下するため、焼き戻し温度の下限を５００℃とする。焼き戻し温度は５２０℃以上とすることが好ましく、５４０℃以上とすることがより好ましい。
一方、焼き戻し温度が７００℃を超えると強度、靭性が大幅に低下することで耐亜鉛割れ性が低下するため、焼き戻し温度の上限を７００℃とする。焼き戻し温度は６８０℃以下とすることが好ましく、６７０℃以下とすることがより好ましい。
なお、焼き戻しは加熱炉や高周波誘導加熱炉などを用いた方法により行う。焼き戻し温度の測定は、十分に均熱された加熱炉の場合、炉温を用いてよい。それ以外の場合は、伝熱計算でもとめた板厚中央温度とする。
加速冷却実施後に焼き戻しを適用する前提にたてば、上述した５００℃未満の冷却停止温度であっても耐亜鉛割れ性を確保できる。その際、焼き戻し温度が５００℃を下回ると通常４５０～５００℃程度で実施される溶融亜鉛めっき処理の際に大幅な強度低下を生じ、変形し、その繰り返しにより耐亜鉛割れ性が低下するため、焼き戻し温度の下限を５００℃とする。焼き戻し温度は５２０℃以上とすることが好ましく、５４０℃以上とすることがより好ましい。
一方、焼き戻し温度が７００℃を超えると強度、靭性が大幅に低下することで耐亜鉛割れ性が低下するため、焼き戻し温度の上限を７００℃とする。焼き戻し温度は６８０℃以下とすることが好ましく、６７０℃以下とすることがより好ましい。
なお、焼き戻しは加熱炉や高周波誘導加熱炉などを用いた方法により行う。焼き戻し温度の測定は、十分に均熱された加熱炉の場合、炉温を用いてよい。それ以外の場合は、伝熱計算でもとめた板厚中央温度とする。
【0048】
上記の製造方法により、溶融亜鉛による腐食に対して優れた耐食性を有し、溶融亜鉛に起因した割れが生じにくく、また、溶接構造用鋼としての所要の靭性及び溶接性を具備した溶融亜鉛浴設備用鋼板を効率良く製造することができる。本発明によれば、加速冷却を適用することにより熱間圧延後の調質熱処理を省略し、製造コストの削減を図りつつ、溶融亜鉛浴設備用鋼板を製造することが可能になる。
本発明における溶融亜鉛浴設備用鋼板は、厚鋼板であることが好ましく、板厚３０ｍｍ以上であることが好ましい。上限は特に限定されないが、浴設備の軽量化の観点から、板厚は１００ｍｍ以下とすることが好ましい。また、本発明の溶融亜鉛浴設備用鋼板は、表面にコーティングなどを実施せずに使用することができ、下地処理を実施しなくてもよい。
本発明における溶融亜鉛浴設備用鋼板は、溶融亜鉛浴用釜（浴槽）などの溶融亜鉛浴設備へ適用するのに好適である。具体的に、溶融亜鉛浴設備としては、本発明における溶融亜鉛浴設備用鋼板を曲げ加工および溶接施工により浴槽状に加工し、その中に５００℃以下の液体状の亜鉛を満たしてめっき処理を行う対象物を浸漬するもので、浴槽内に加熱設備を備えた設備としてもよい。
本発明における溶融亜鉛浴設備用鋼板は、厚鋼板であることが好ましく、板厚３０ｍｍ以上であることが好ましい。上限は特に限定されないが、浴設備の軽量化の観点から、板厚は１００ｍｍ以下とすることが好ましい。また、本発明の溶融亜鉛浴設備用鋼板は、表面にコーティングなどを実施せずに使用することができ、下地処理を実施しなくてもよい。
本発明における溶融亜鉛浴設備用鋼板は、溶融亜鉛浴用釜（浴槽）などの溶融亜鉛浴設備へ適用するのに好適である。具体的に、溶融亜鉛浴設備としては、本発明における溶融亜鉛浴設備用鋼板を曲げ加工および溶接施工により浴槽状に加工し、その中に５００℃以下の液体状の亜鉛を満たしてめっき処理を行う対象物を浸漬するもので、浴槽内に加熱設備を備えた設備としてもよい。
【0049】
本発明では、上述した溶融亜鉛浴設備用鋼板を用いた溶融亜鉛浴設備も提供される。
【実施例0050】
以下、本発明に係る溶融亜鉛浴設備用鋼板およびその製造方法の実施例を挙げ、本発明をより具体的に説明する。但し、本発明は、もとより下記実施例に限定されるものではなく、前、後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。
【0051】
［鋼板の製造］
製鋼工程において溶鋼の脱酸・脱硫と化学成分（成分組成）を制御し、連続鋳造によって下記表１に示す化学成分（成分組成）を有するスラブを製造した。表１中、Ａｒ３点は前述の式（２）を用いて計算するが、成分量が空欄のものについては、Ａｒ３点の計算において、ゼロとして扱う。また、表１中、成分量が空欄のものについては、ＣＥＺの計算において、含有量をゼロとして扱う。
次に、それらのスラブを表２の条件で加熱し熱間圧延し、加速冷却を行うことで鋼板を得た。鋼板Ｎｏ．１５については、加速冷却を適用しなかった。また、鋼板Ｎｏ．１３、１４、２２については加速冷却後に焼き戻しを実施した。
製鋼工程において溶鋼の脱酸・脱硫と化学成分（成分組成）を制御し、連続鋳造によって下記表１に示す化学成分（成分組成）を有するスラブを製造した。表１中、Ａｒ３点は前述の式（２）を用いて計算するが、成分量が空欄のものについては、Ａｒ３点の計算において、ゼロとして扱う。また、表１中、成分量が空欄のものについては、ＣＥＺの計算において、含有量をゼロとして扱う。
次に、それらのスラブを表２の条件で加熱し熱間圧延し、加速冷却を行うことで鋼板を得た。鋼板Ｎｏ．１５については、加速冷却を適用しなかった。また、鋼板Ｎｏ．１３、１４、２２については加速冷却後に焼き戻しを実施した。
【0052】
［評価試験］
上記方法によって製造した溶融亜鉛浴設備用鋼板について、以下のような評価試験を行
った。
金属組織の評価については、板厚方向で鋼板の板面からｔ／４部（ｔ：板厚）をカバーする試験片を採取し、表層を鏡面研磨後５ｖｏｌ％ナイタールエッチングし、板面からｔ／４部にわたって顕微鏡で観察し、１００倍で連続で撮影した写真から、表層の金属組織においてフェライト組織が占めている割合（面積率）を画像解析にて調査した。具体的には、撮影した写真をＰｈｏｔｏＳｈｏｐなどの作画ソフトに読み込ませ、当該ミクロ組織（この場合フェライト部）に色を付ける。この色の部分の面積を画像解析ソフト（Ｎａｔｉｏｎａｌ Ｉｎｓｔｉｔｕｔｅｓ ｏｆ Ｈｅａｌｔｈ製 Ｉｍａｇｅ Ｊ Ｖｅｒ１．５３）を用いて求めて、写真全体の大きさから割り算することで比率（面積率）を求めた。
そして、金属組織におけるフェライト組織の面積率が３０％超のものを合格とした。また、第二相（硬質第二相）については、鋼板の板面からｔ／４部までの表層を光学顕微鏡で観察し、１００倍で撮影した写真から判別し、ベイナイト主体のものを「〇」、それ以外（今回の比較例（鋼板Ｎｏ．１５、Ｎｏ．２０）ではパーライト主体）のものは「×」とした。
上記方法によって製造した溶融亜鉛浴設備用鋼板について、以下のような評価試験を行
った。
金属組織の評価については、板厚方向で鋼板の板面からｔ／４部（ｔ：板厚）をカバーする試験片を採取し、表層を鏡面研磨後５ｖｏｌ％ナイタールエッチングし、板面からｔ／４部にわたって顕微鏡で観察し、１００倍で連続で撮影した写真から、表層の金属組織においてフェライト組織が占めている割合（面積率）を画像解析にて調査した。具体的には、撮影した写真をＰｈｏｔｏＳｈｏｐなどの作画ソフトに読み込ませ、当該ミクロ組織（この場合フェライト部）に色を付ける。この色の部分の面積を画像解析ソフト（Ｎａｔｉｏｎａｌ Ｉｎｓｔｉｔｕｔｅｓ ｏｆ Ｈｅａｌｔｈ製 Ｉｍａｇｅ Ｊ Ｖｅｒ１．５３）を用いて求めて、写真全体の大きさから割り算することで比率（面積率）を求めた。
そして、金属組織におけるフェライト組織の面積率が３０％超のものを合格とした。また、第二相（硬質第二相）については、鋼板の板面からｔ／４部までの表層を光学顕微鏡で観察し、１００倍で撮影した写真から判別し、ベイナイト主体のものを「〇」、それ以外（今回の比較例（鋼板Ｎｏ．１５、Ｎｏ．２０）ではパーライト主体）のものは「×」とした。
【0053】
シャルピー衝撃試験については、ＪＩＳ Ｚ２２４２に準拠した方法で行った。試験片の長手方向が圧延方向に平行で、かつ、板面から板厚方向に１ｍｍの位置から採取した２ｍｍＶノッチ試験片を用いて、シャルピー衝撃試験を行ない、得られる吸収エネルギーで評価する。－４０℃における吸収エネルギーが２７Ｊ以上を合格とした。
【0054】
また、耐溶融亜鉛腐食性の評価については、鋼板の表層から採取した４０ｍｍ×２５ｍｍ×４ｍｍの試験片を、温度が５００℃とされた純度９９．９９％の亜鉛中に２４時間浸漬させた。試験前と試験後における試験片の質量変化量（質量減少量）を、試験前の試験片（４０ｍｍ×２５ｍｍ×４ｍｍの直方体）の表面積で除算することにより、腐食量を求めた。
そして、２４時間浸漬後の腐食量が１００ｍｇ／ｃｍ２以下であるものを「○」（合格）とし、１００ｍｇ／ｃｍ２超であるものを「×」（不合格）として評価した。
そして、２４時間浸漬後の腐食量が１００ｍｇ／ｃｍ２以下であるものを「○」（合格）とし、１００ｍｇ／ｃｍ２超であるものを「×」（不合格）として評価した。
【0055】
また、耐亜鉛割れ性の評価については、ＮＢＴ試験（切欠付き丸棒引張り試験）で評価した（新日鉄技報３４８号、１９９３年、ｐ．６３－７０を参照）。そして、試験片の切欠に亜鉛線材を巻き付けて加熱し、溶融亜鉛を付着させ、試験温度を５００℃として、破断時間４００秒におけるＳＬＭ値（ＳＬＭ－４００値）が９０％以上であるものを「○」とし、９０％未満のものを「×」として評価した。
【0056】
また、耐溶接割れ性の試験として、ｙ型溶接割れ試験（ＪＩＳ Ｚ３１５８）により断面割れの発生の有無で評価した。すなわち、それぞれの最終板厚のもので、ルート間隔１．０ｍｍとして、開先を用意し、溶接材料としてＹＧＷ１５（ＪＩＳ Ｚ３３１２）規格のソリッドワイヤ材を用いて、入熱量３０～３６ｋＪ／ｃｍで、ＭＡＧ溶接による多層盛溶接を行って、ｙ型溶接試験片を作製し、ｙ型溶接部の各５断面の鏡研磨面において、断面割れの有無を肉眼で確認した。各５断面で断面割れが、肉眼で全く観察されなかったものを「○」（合格）とし、１断面以上で断面割れが肉眼で確認されたものは「×」（不合格）として評価した。
【0057】
［評価結果］
各評価結果の一覧を下記表３に示す。本発明における鋼板は、目標性能を満たしているのに対して、比較例の鋼板は目標性能のいずれかを満たしていない。
各評価結果の一覧を下記表３に示す。本発明における鋼板は、目標性能を満たしているのに対して、比較例の鋼板は目標性能のいずれかを満たしていない。
【0058】
【表1】
【0059】
【表2】
【0060】
【表3】