(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で，Ｃ：０．０３％以上，Ｓｉ：０．０２％以上，Ｍｎ：０．１５％以上，Ｃａ：０．００１％以上を含有する鋼を薄スラブ連続鋳造法で鋳造及び熱間圧延して製造した鋼板を，
最高到達鋼板温度が５５０℃以上６５０℃未満であって，昇温速度が２５℃／秒以上で１５秒以上の間加熱して酸化処理し，
最高到達鋼板温度が７００℃以上７６０℃以下であって，鋼板温度が５７０℃以上である時間が、２５秒以上４５秒以下であるように加熱して還元処理し，
その後，溶融めっきすることを特徴とする，溶融めっき熱延鋼板の製造方法。
【請求項２】
前記溶融めっきは，溶融亜鉛めっきであることを特徴とする，請求の範囲１に記載の溶融めっき熱延鋼板の製造方法。
【請求項３】
薄スラブ連続鋳造法で鋳造及び熱間圧延して製造した鋼板を溶融めっきする溶融めっき熱延鋼板の製造設備であって，
酸化に供する炉と還元に供する炉とを有し，
前記酸化に供する炉と前記還元に供する炉との，前記鋼板の搬送方向に沿った長さの比は，０．５以上０．９以下であることを特徴とする，溶融めっき熱延鋼板の製造設備。
【請求項４】
前記鋼板が前記酸化に供する炉を通過する時間は，１５秒以上２５秒以下であることを特徴とする，請求の範囲３に記載の溶融めっき熱延鋼板の製造設備。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は，薄スラブ連続鋳造法で製造された熱延鋼板を溶融めっきする溶融めっき熱延鋼板の製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年，省エネルギー化及びコスト削減の必要性から，特開平２−１９７３５８号公報に記載されるような薄スラブ連続鋳造法（Ｔｈｉｎ  Ｓｌａｂ  Ｃａｓｔｉｎｇ  Ｐｒｏｃｅｓｓ）を用いた鋼板製造技術が世界的に脚光を浴びるようになってきた。この薄スラブ連続鋳造法は，鋼板が連続鋳造工程から圧延工程に直送される点に特徴がある。このため，連続鋳造工程と圧延工程との間に，鋼片の冷却，欠陥検査，欠陥除去，及び加熱等の多数の工程を必要とする従来式の連続鋳造機に比べ，非常にエネルギー効率がよく，設備費用も低く抑えることができる。さらに，この薄スラブ連続鋳造機を，スクラップを原料にする電炉と共に利用可能であることも注目を集めることになった大きな要因である。
しかし，薄スラブ連続鋳造法で製造した鋼板は，従来の連続鋳造機で製造した鋼板よりも表面品質の作り込みが難しいという問題点がある。そのため，最近まで薄スラブ連続鋳造法は，広く普及していなかった。また，薄スラブ連続鋳造法で製造された熱延鋼板に対する情報も非常に少なく，この熱延鋼板に対して溶融亜鉛めっきをする際には，従来の連続鋳造機による熱延鋼板に対して用いる方法をそのまま適用していた。
熱延鋼板を溶融亜鉛めっきする方法としては，一般に「無酸化炉方式」が用いられる。この方法では，熱延鋼板を連続的に無酸化炉，還元炉（焼鈍炉），及び冷却炉を通過させて，高温加熱して酸化・還元処理を行う。このように，無酸化炉内で酸化処理してから還元炉内で還元処理することによって，熱延鋼板表面にＦｅ層を形成することができる。鋼板表面のＦｅＯ等の酸化膜は溶融めっきを付着し難くするので，鋼板の表面からこれを除去することによって溶融めっきに対するめっき濡れ性を向上させる効果がある。
上記のような従来の溶融メッキ設備は，冷延鋼板を通板することを主な目的で設計されているので，加熱帯での昇温速度はほぼ１０℃／ｓ〜２０℃／ｓの範囲であった。更に，この溶融メッキ設備を使用して熱延鋼板にメッキ処理を行う場合には，一般的な鋼においては再結晶焼鈍を行う必要は無いので，焼鈍時の最高温度は６４０℃〜６６０℃程度に調整するのが普通であった。
なお，他の方法として「どぶ漬けめっき法（フラックス法）」等も知られている。この方法では，鋼板表面に塩化亜鉛，塩化アンモニウム等のフラックスを塗布し，鋼板表面を活性化させて溶融めっきに対する濡れ性を向上させる。しかしながら，この方法は，連続的な製造が難しいことやめっき密着性の点で溶融めっき鋼板製造にはあまり一般的ではない。
薄スラブ連続鋳造法を用いて製造した熱延鋼板に，上述した「無酸化炉方式のめっき設備」を用いた溶融めっき鋼板製造方法で溶融亜鉛めっきを行うと，溶融亜鉛めっき圧延鋼板の表面に不めっきが発生する。これは，薄スラブ連続鋳造法に特有のＣａ添加に一因するものと考えられる。
薄スラブ連続鋳造機は，従来の連続鋳造機に比べて鋳型の幅が非常に狭く，注入ノズルも特殊構造をしているので，アルミナによるノズル詰まりが生じやすい。そこで，これを防止するために，薄スラブ連続鋳造機では，取鍋内にＣａを添加してアルミナの融点を下げている。
薄スラブ連続鋳造法では，鋳造された５０ｍｍから８０ｍｍ程度のスラブを高温に保ったまま圧延工程に直送して圧延する。この熱間圧延機は，従来の熱間圧延工程の仕上げ圧延機に相当する熱間圧延機であり，１．２ｍｍから４ｍｍ程度の厚みまで圧延して，熱延鋼板を製造する。この場合に，薄スラブを保温するために，滞在時間が長いトンネル炉を用いるので，圧延前のスラブ表面に生成するスケールの量が多い。
前述したように添加して薄スラブ内に残存したＣａは上記のスケール内で酸化して，ＣａＯの形態で留まる。その結果，このＣａ添加によって生成された酸化物ＣａＯが，メッキ工程での無酸化炉内で酸化する際に，熱延鋼板表面の酸化膜にむらやピットを生じさせて，溶融亜鉛めっきとのめっき濡れ性を部分的に劣化させ，めっき不良が生じていると考えられる。
また，薄スラブ連続鋳造法を用いて製造した熱延鋼板は，従来の連続鋳造機に比べてスマットの量が多くなることが観察されている。これは，薄スラブ連続鋳造法では，鋳造された鋼板を高温に保ったまま圧延工程に直送して圧延するので，Ｆｅ３Ｃ及びＣが鋼板表面に分離したまま残存しやすいためである。熱延鋼板の表面にこれらのＦｅ３Ｃ等が多く残存すると，無酸化炉内で酸化をする際に，Ｃが酸素と反応して，Ｆｅの酸化膜の生成が部分的に遅れて，酸化膜にむらやピットが生成される。これらのむらやピットも，亜鉛とのめっき濡れ性を低下させてめっき不良を生じさせると考えられる。
更に，薄スラブ連続鋳造法を用いて製造した熱延鋼板を，従来の溶融めっきラインで製造すると腰折れが発生することが判った。特に２ｍｍ以上の厚みの熱延鋼板で顕著に腰折れが発生した。この理由は，従来の溶融めっきラインで製造すると，加熱，焼鈍段階で必要以上に降伏点が下がる為に，特に２ｍｍ以上の板厚の熱延鋼板を通板すると，メッキ後の通板ラインで腰折れが生じる為である。
腰折れを防止するため，従来，メッキ後に鋼板を加熱して降伏点を調整する技術や，メッキ後の通板ラインのロール径を大きくして曲げ歪量を小さくする技術が提案されているが，前者の技術は操業が煩雑になる。後者の技術は，ロールプロフィルなどを精度良く加工して径の大きいロールを製造することは，高度な技術と加工設備を要するので，その結果としてロールの製造費用が従来よりも，かなり高くなる。
【発明の開示】
【０００３】
本発明は，上記課題に鑑みてなされたものであり，薄スラブ連続鋳造法で製造した熱延鋼板を溶融めっきする際に，特に，めっき表面に発生する不めっきを防止するための手段を提供するものである。
上記課題を解決するために，本発明によれば，質量％で，Ｃ：０．０３％以上，Ｓｉ：０．０２％以上，Ｍｎ：０．１５％以上，Ｃａ：０．００１％以上を含有する鋼を薄スラブ連続鋳造法で鋳造及び熱間圧延して製造した鋼板を，最高到達鋼板温度が５５０℃以上６５０℃未満であって，昇温速度が２５℃／秒以上で１５秒以上の間加熱して酸化処理し，最高到達鋼板温度が７００℃以上７６０℃以下であって，鋼板温度が５７０℃以上である時間が、２５秒以上４５秒以下であるように加熱して還元処理し，その後，溶融めっきすることによりなる溶融めっき熱延鋼板の製造方法が提供される。
なお，上記の溶融めっき熱延鋼板の製造方法において，溶融めっきを溶融亜鉛めっきにしてもよい。
また，本発明によれば，薄スラブ連続鋳造法で鋳造及び熱間圧延して製造した鋼板を溶融めっきする溶融めっき熱延鋼板の製造設備であって，酸化に供する炉と還元に供する炉とを有し，前記酸化に供する炉と前記還元に供する炉との，前記鋼板の搬送方向に沿った長さの比は，０．５以上０．９以下であることを特徴とする，溶融めっき熱延鋼板の製造設備が提供される。
なお，上記溶融めっき熱延鋼板の製造設備において，前記鋼板が前記酸化に供する炉を通過する時間を１５秒以上２５秒以下にしてもよい。
本発明によれば，薄スラブ連続鋳造法で製造した熱延鋼板を溶融めっきする際に，めっき表面に発生する不めっきを防止することが可能となる。また，腰折れを発生することなく溶融めっきすることも可能となる。
【図面の簡単な説明】
【０００４】
図１は，本発明に係る好適な溶融亜鉛めっき熱延鋼板製造設備の構成図である。
図２は，本発明に係る好適な溶融亜鉛めっき熱延鋼板製造設備の無酸化炉及び焼鈍炉での温度変化を説明した図である。
図３は，薄スラブ連続鋳造法により製造された熱延鋼板を，酸化する前後の図である。（ａ）は酸化する前の熱延鋼板を示し，（ｂ）は本発明によって酸化された後の熱延鋼板を示し，（ｃ）は従来技術によって酸化された後の熱延鋼板を示す。
図４は，無酸化炉で酸化された熱延鋼板を，還元する前後の図である。（ｄ）は還元する前の熱延鋼板を示し，（ｅ）は過不足なく還元された熱延鋼板を，（ｆ）は還元が不十分な熱延鋼板を，（ｇ）は還元が過剰な熱延鋼板をそれぞれ示す。
図５は，溶融めっき設備前面の洗浄装置の構成図である。
【発明を実施するための最良の形態】
【０００５】
以下，図面を参照しながら，本発明の好適な実施形態について説明をする。なお，本明細書及び図面において，実質的に同一の機能構成を有する要素については，同一の符号を付した。
本発明では，溶融亜鉛めっき熱延鋼板製造方法で製造する溶融めっき鋼板として，ＪＩＳ  Ｇ  ３３０２に定める溶融亜鉛めっき鋼板ＳＧＨＣ，ＳＧＨ３４０，ＳＧＨ４００，ＳＧＨ４４０，ＳＧＨ５４０等を対象とし，質量％で，Ｃ：０．０３％以上，Ｓｉ：０．０２％以上，Ｍｎ：０．１５％以上，Ｃａ：０．００１％以上を含有する鋼を薄スラブ連続鋳造法で鋳造・圧延して製造した鋼板を用いる。
Ｃａは，０．００１％未満では，ノズル詰まりが防止できないことがあるので，それ以上含有される。Ｃａの添加は通常，製鋼工程で，脱酸した後の溶鋼中にＣａＡｌやＣａＳｉもしくはＦｅＣａ，メタリックＣａを添加することにより行われる。
図１は，本発明に係る好適な溶融亜鉛めっき熱延鋼板製造設備１の構成図である。この溶融亜鉛めっき熱延鋼板製造設備は，溶融亜鉛めっき工程ラインの始点である送出リール１０，終点である巻取リール１１，それらのリール１０，１１間に配設された予熱炉（図示せず），無酸化炉１２，還元帯１３と冷却帯１４とを含む焼鈍炉１５，溶融亜鉛めっき槽１６，ワイピング装置１７，及び冷却炉１８で構成される。
送出リール１０は，質量％で，Ｃ：０．０３％以上，Ｓｉ：０．０２％以上，Ｍｎ：０．１５％以上，Ｃａ：０．００１％以上を含有する鋼を，薄スラブ連続鋳造法で鋳造後，温度を下げずにそのまま圧延して製造した熱延鋼板が巻かれたリールである。
無酸化炉１２は，送出リールから送出された熱延鋼板を酸化するための，鋼板の搬送方向の長さが例えば１５ｍ以上２５ｍ以下の炉である。この実施の形態の場合，通板速度が１２０ｍ／分であるので，無酸化炉１２内での熱延鋼板の酸化時間は７秒以上１２秒以下になる。無酸化炉１２内の燃料空気比は，０．９以上０．９８以下程度に設定されている。また，無酸化炉１２に予熱炉を加えた搬送方向の長さは，例えば３０ｍ以上５０ｍ以下に設定されている。無酸化炉１２と予熱炉における全体酸化時間（通過時間）は，１５秒以上２５秒以下になる。
無酸化炉１２に連続的に配設された焼鈍炉１５は，酸化された熱延鋼板を還元するための還元帯１３と，その後に熱延鋼板を冷却するための冷却帯１４とから構成され，その搬送方向の長さが例えば７０ｍ以上１００ｍ以下の炉である。この実施の形態の場合，通板速度が１２０ｍ／分であるので，焼鈍炉１５内での熱延鋼板の還元時間は，例えば，比較的還元が早い５７０℃以上の領域で２５秒以上４５秒以下になる。また，Ｈ２及びＮ２等を焼鈍炉１５内の雰囲気とする。なお，還元が主に行われる還元帯１３は，還元炉及び均熱炉，若しくは還元炉のみで構成され，その搬送方向の長さは，例えば５０ｍ以上７０ｍ以下に設定されている。
溶融亜鉛めっき槽１６は，熱延鋼板を浸漬させて溶融めっきを付着させるための槽である。ワイピング装置１７は，熱延鋼板に付着した過剰の溶融金属を気体により払拭する装置である。冷却炉１８は，その後に熱延鋼板を冷却するための炉である。
次に，上述の溶融亜鉛めっき熱延鋼板製造設備１を用いた溶融亜鉛めっき熱延鋼板製造方法を図２〜図４を用いて説明する。
図２は，熱延鋼板が溶融亜鉛めっき熱延鋼板製造設備１の無酸化炉１２，還元帯１３，及び冷却帯１４を通過する際の鋼板表面の温度変化を示した図である。図２において，熱延鋼板が無酸化炉１２に進入する温度点がＯ，無酸化炉１２から退出する温度点がＰ，還元帯１３の還元炉に進入する温度点がＱ，還元帯１３の還元炉から退出して還元帯１３の均熱炉に侵入する温度点がＳ，還元帯１３の均熱炉から退出して冷却帯１４に進入する温度点がＴ，そして，冷却帯１４から退出する温度点がＶである。
まず，薄スラブ連続鋳造法で製造された熱延鋼板が，送出リール１０から送出されて，ライン上を進行し，予熱炉を経て無酸化炉１２内に入る。
無酸化炉１２内に入った熱延鋼板は，図２の区間Ｉに示すように，最高到達鋼板温度が５５０℃以上６００℃未満になるように，昇温速度２５℃／秒以上で１５秒以上２５秒以下の間，加熱されて，熱延鋼板の表面が酸化処理される。ここで酸化処理される時間とは，予熱帯と無酸化炉の通過時間である。
この酸化処理の前後の熱延鋼板表面を図３に示す。図３（ａ）は，酸化する前の熱延鋼板を示し，図３（ｂ）は本発明によって酸化された後の熱延鋼板を示し，そして，図３（ｃ）は，従来技術によって酸化された後の熱延鋼板を示す。
図２の区間Ｉでの昇温速度を，上述した従来の昇温速度よりも速い２５℃／秒以上に設定したことにより，不めっきの発生を防止する効果が得られる。これに対して，区間Ｉでの昇温速度を２５℃／秒未満にすると，Ｃａ添加によって生成された酸化物ＣａＯ及びカルシウム−アルミネート，並びにスマットのＦｅ３Ｃ等が原因で不めっきが発生してしまう。昇温速度を２５℃／秒以上に設定したことで不めっきが防止される理由を以下に説明する。
図３（ａ）に示すように，熱延鋼板表面のＦｅ酸化膜は，Ｆｅ層のＦｅ原子が表層に移動し，酸素と反応して生成される。また，Ｆｅ酸化膜が生成される際には，鋼板内に存在するＳｉ及びＭｎもＦｅ同様に酸化されるので，Ｆｅ酸化膜の下にはＳｉＯ２及びＭｎＯ等の２次酸化膜が生成される。ここで，Ｆｅ酸化膜が生成される際に，図３（ａ）に示すＣａＯやＦｅ３Ｃ等が鋼板表面に付着していると，Ｆｅ酸化膜の生成が阻害され，図３（ｃ）に示すピット１９を形成してしまう。Ｆｅ３Ｃの場合は，Ｃに分解されて酸素と反応し，図３（ｃ）に示すように，Ｆｅ酸化膜の生成を阻害する。上述のように，ピット１９が形成されると，図３（ｃ）に示すように，ＳｉＯ２及びＭｎＯ等の２次酸化膜が表面に出てしまう。これらＳｉＯ２及びＭｎＯ等の２次酸化膜は，溶融亜鉛めっきとの濡れ性を劣化させるので，溶融亜鉛めっきをする際に不めっきを発生させてしまう。
そこで，本願では，昇温速度を２５℃／秒以上と高い値に設定し，Ｆｅ酸化膜の生成速度を大きくした。
加熱温度が高くなると，酸化膜の生成は促進されるので，加熱速度が大きいほど，酸化膜の生成速度が大きくなる。酸化膜の生成は主にＦｅの表面への移動で起きるので，酸化膜の生成速度が大きいと，結果的にＣａＯやＦｅ３Ｃ等を鋼板表面に押し出すことになり，ＣａＯやＦｅ３Ｃ等でたとえピットが生成されても底部にもＦｅ酸化膜が形成されることになる。
この作用は，加熱時には，鋼板表面の酸素濃度が高いので，鋼板の極表面にはＦｅ２Ｏ３（ヘマタイト）が形成されていると推定される。Ｆｅ２Ｏ３の生成は，酸素が鋼板の内側に拡散することで進行すると言われている。このことから，結果的にＣａＯやＦｅ３Ｃ等を鋼板表面に押し出されていると考えられる。
表面のＦｅ酸化膜の内部の酸素濃度は，表層から内部になるほど少なくなるので，Ｆｅ２Ｏ３の下側には，５７０℃以下ではＦｅ３Ｏ４（マグネタイト）が生成して，５７０℃以上ではＦｅＯ（ウスタイト）が生成する。これらのＦｅ３Ｏ４やＦｅＯはＦｅイオンの外方拡散により成長する。そこで，５７０℃以上では，前記の鋼板の極表層にはＦｅ２Ｏ３が生成し，その下にはＦｅ３Ｏ４，その下にはＦｅＯが生成する。５７０℃未満では極表層にはＦｅ２Ｏ３が，その下にはＦｅ３Ｏ４が生成する。
これらの，ＦｅＯやＦｅ２Ｏ３の下には，鋼中のＳｉやＭｎ濃度が高い場合には，ＳｉもしくはＭｎの酸化物もしくはＳｉとＭｎの複合酸化物からなる２次酸化膜が生成する。
もしも，ＣａＯやＦｅ３Ｃ等が鋼板表面に付着していて，表面に押し出されない状態が発生すると，ＣａＯやＦｅ３Ｃ等により，表層からの酸素の供給が遮断されるので，ＣａＯやＦｅ３Ｃ等の下には，直接，ＳｉもしくはＭｎの酸化物もしくはＳｉとＭｎの複合酸化物からなる２次酸化膜が生成する。この場合には，引き続く還元処理の過程で，表面のＣａＯやＦｅ３Ｃ等が落ちると，ＳｉもしくはＭｎの酸化物もしくはＳｉとＭｎの複合酸化物が表面に露出した状態のピットが生成されて，その結果，メッキ後に不メッキが検出される。
しかし，前述したように，昇温速度を２５℃／秒以上と高い値に設定した場合には，鋼板表面に付着したＣａＯやＦｅ３Ｃ等が，表面に押し出されるので，押し出された後のピットの酸素濃度が高くなり，この部分にＦｅ３Ｏ４やＦｅＯが生成するので，ＳｉもしくはＭｎの酸化物もしくはＳｉとＭｎの複合酸化物が表面に露出した状態になることは無い。
これにより，ＣａＯやＦｅ３Ｃの阻害を受けてＦｅ酸化膜に，図３（ｂ）に示すピット１９が形成されても，このピット１９の底部にもＦｅ酸化膜が形成される。従って，ＳｉＯ２及びＭｎＯ等の２次酸化膜がＦｅ酸化膜で覆われて鋼板表面に出てこない。
すなわち，昇温過程を終了した時の鋼板表面の性状は，図３（ｂ）に示す様に，内側から，Ｆｅ（鋼板），ＳｉもしくはＭｎの酸化物もしくはＳｉとＭｎの複合酸化物からなる２次酸化膜，その上に，Ｆｅ３Ｏ４とＦｅＯもしくはＦｅＯからなる酸化膜，表面にＣａＯ，Ｆｅ３Ｃが存在して，ＣａＯ，Ｆｅ３Ｃの下にピットは有るが，ＦｅＯ層が存在している形態になっている。
これに対して，昇温速度を２５℃／秒未満に設定すると，ＣａＯやＦｅ３Ｃ等が表面に押し出されにくいので，図３（ｃ）のように，ＳｉもしくはＭｎの酸化物もしくはＳｉとＭｎの複合酸化物からなる２次酸化膜が表面に出てしまう。
なお，Ｆｅ（鋼板）上のＳｉもしくはＭｎの酸化物もしくはＳｉとＭｎの複合酸化物からなる２次酸化膜を，図３（ｂ），（ｃ）では，”ＳｉＯ２，ＭｎＯ”と簡略化して記載した。
また，無酸化炉内での最高到達鋼板温度を５５０℃以上に設定したことにより，酸化層が均一に生成されて，酸化膜表層部分に存在するＣａＯやＦｅ３Ｃ等の除去が容易になる効果が得られる。この効果は，最高到達鋼板温度を５５０℃未満にすると得られない。
さらに，無酸化炉内での最高到達鋼板温度を６００℃未満に設定したことにより，酸化膜の過剰の生成が防止される。無酸化炉内での最高到達鋼板温度を６００℃以上にすると，酸化膜が過剰に生成され，後の還元処理で酸化膜が残存してしまう。
この場合に，昇温速度を２５℃／秒以上に保持する時間は１５秒以上とする。１５秒未満では，充分な酸化膜厚みが有られないで，その結果，ＳｉもしくはＭｎの酸化物もしくはＳｉとＭｎの複合酸化物からなる２次酸化膜がＦｅＯ膜で覆われる事無く表面に露出してしまう。
次に，図２の区間ＩＩに示すように，酸化された熱延鋼板は，ライン上を進行し，焼鈍炉１５内の還元帯１３に入る。焼鈍炉１５内では，まず，還元帯１３で，最高到達鋼板温度が７００℃以上７６０℃以下になるように，加熱されて，その後，冷却帯１４に進められて冷却される。熱延鋼板は，焼鈍炉内の還元帯１３及び冷却帯１４において，鋼板温度を５７０℃以上に保った状態で２５秒以上４５秒以下の間，還元処理される。即ち，図２において，鋼板温度が５７０℃である温度点Ｒから温度点Ｕまでの時間が，２５秒以上４５秒以下に設定される。
ここで，５７０℃以上の温度の領域に還元処理の温度を限った理由は次の通りである。すなわち，５７０℃以上ではＦｅＯがＦｅ酸化物の主体になり還元されるのに対し，５７０℃未満では，Ｆｅ３Ｏ４がＦｅ酸化物の主体になり還元される。ＦｅＯはＦｅ３Ｏ４に比べて，処理温度も高いこともあり還元されやすい。したがって，ＦｅＯを還元処理する方が，Ｆｅ３Ｏ４を還元処理するよりも制御しやすいためである。
上記の還元処理の前後の熱延鋼板表面を図４に示す。還元処理する前の熱延鋼板が（ｄ），過不足なく還元処理された熱延鋼板が（ｅ），還元処理が不十分な熱延鋼板が（ｆ），及び還元処理が過剰な熱延鋼板が（ｇ）である。なお，図４において，図３に示したＣａＯ及びＦｅ３Ｃが図示されていないが，これは，これらのＣａＯ及びＦｅ３Ｃが，焼鈍炉１３等を通過する際に還元雰囲気Ｈ２及びＮ２等の流れにより鋼板表面から吹き飛ばされてしまうためである。
なお，Ｆｅ（鋼板）上に形成されるＳｉもしくはＭｎの酸化物もしくはＳｉとＭｎの複合酸化物からなる２次酸化膜を，図４でも”ＳｉＯ２，ＭｎＯ”と簡略化して記載した。
その結果，図３（ｂ）の形態の酸化膜が適度に還元されて図４（ｅ）の様に，内側から，Ｆｅ（鋼板），ＳｉもしくはＭｎの酸化物もしくはＳｉとＭｎの複合酸化物からなる２次酸化膜，その上にＦｅからなる膜が存在して，表面にＣａＯ，Ｆｅ３Ｃが存在していたピットは残存するが，その底にはＦｅ層が存在している形態になる。
熱延鋼板を，最高到達鋼板温度が７００℃以上７６０℃以下になるように，鋼板温度を５７０℃以上に保った状態で２５秒以上４５秒以下の間，還元処理することにより，図４（ｄ）に示す熱延鋼板の表面が焼鈍炉１５内で過不足なく還元される。
即ち，図４（ｅ）に示すように，無酸化膜で生成されたＦｅ酸化膜が，還元処理されて全てＦｅ層になる。また，このＦｅ層は，酸化処理及び還元処理等で生成されるＳｉＯ２及びＭｎＯ等の２次酸化膜も完全に覆っている。溶融亜鉛めっきとのめっき濡れ性を劣化させるＳｉＯ２及びＭｎＯ等の２次酸化膜が，完全に覆われているので，めっき濡れ性が非常に良好となり，不めっきは発生しない。
これに対して，最高到達鋼板温度が７００℃未満である場合又は鋼板温度を５７０℃以上に保つ時間が２５秒未満である場合には，焼鈍炉１５内での還元が不十分になり，図４（ｆ）に示すように，Ｆｅ酸化膜が残存してしまう。従って，このＦｅ酸化膜が，溶融めっきに対するめっき濡れ性を劣化させるので不めっきが発生してしまう。
また，最高到達鋼板温度が７６０℃を超過する場合又は鋼板温度を５７０℃以上に保つ時間が４５秒を超過する場合には，焼鈍炉１５内での還元が過剰になる。この場合，図４（ｇ）に示すように，Ｆｅ酸化膜は，十分に還元処理されてＦｅ層が形成される。しかしながら，Ｓｉ及びＭｎはＦｅよりも酸化力が強いので，Ｆｅ酸化膜が焼鈍炉１５で還元される際にもＳｉＯ２及びＭｎＯの二次酸化層は過剰に成長し，鋼板表面に出てしまう。前述したように，ＳｉＯ２及びＭｎＯは，鋼板のめっき濡れ性を劣化させるので，不めっきが生じてしまう。
次に，還元された熱延鋼板は，ライン上を焼鈍炉１５から所定温度に加熱された溶融亜鉛めっき槽１６に進行し，浸漬されて溶融亜鉛めっきが付着される。
次に，溶融亜鉛めっきの付着した熱延鋼板は，ライン上を進行し，熱延鋼板上の溶融亜鉛めっき付着量がワイピング装置１７で所定量に調整される。
次に，熱延鋼板は，ライン上を進行し，冷却炉１８内で冷却される。
以上の実施の形態では，無酸化炉１２内に入った熱延鋼板を，最高到達鋼板温度が５５０℃以上６００℃未満になるように，昇温速度２５℃／秒以上で１５秒以上２５秒以下の間，加熱酸化処理したので，Ｆｅ酸化膜が生成される際に，Ｆｅ３Ｃ等のスマット及びＣａ系酸化物によってピット１９が生じても，このピット１９の底部がＦｅ酸化膜によって覆われる。
また，以上の実施の形態では，酸化された熱延鋼板を，最高到達鋼板温度が７００℃以上７６０℃以下になるように，鋼板温度を５７０℃以上に保った状態を２５秒以上４５秒以下の間，加熱して還元処理したので，熱延鋼板表面のＦｅ酸化膜が過不足なく還元される。さらに，ＳｉＯ２及びＭｎＯの二次酸化層も表面に出てこない。従って，不めっきの発生が防止される。
また，以上の実施の形態では，酸化に供する炉（予熱炉及び無酸化炉１２）の搬送方向の長さを３０ｍ以上５０ｍ以下に設定し，還元に供する炉（還元帯１３）の搬送方向の長さを５０ｍ以上７０ｍ以下に設定した。実験により，酸化に供する炉と還元に供する炉との，熱延鋼板の搬送方向に沿った長さの比が，０．５以上０．９以下の場合に，良好なめっき状態が得られることが判明した。本実施の形態において，酸化に供する炉と還元に供する炉との搬送方向に沿った長さの比を，０．５以上０．９以下になるように設定することで，不めっきの発生を防止できる。また，酸化に供する炉と還元に供する炉が，過不足の無い適正な長さに設定されるので，設備コストの投資が適正化される。
以上，添付図面を参照しながら本発明の好適な実施形態について説明したが，本発明は係る例に限定されない。当業者であれば，特許請求の範囲に記載された技術的思想の範疇内において，各種の変更例又は修正例に想到し得ることは明らかであり，それらについても当然に本発明の技術的範囲に属するものと了解される。
また，上述した実施形態においては，熱延鋼板が送出リールから送出されているが，薄スラブ連続鋳造法を行うラインに直接接続されてもよい。
また，上述した実施形態においては，熱延鋼板が送出リールから無酸化炉に送出されるが，無酸化炉に送出される前に酸洗及び表面のスクラブ処理等の処理が行われてもよい。
また，上述した実施形態においては，熱延鋼板が送出リールから無酸化炉内に送出されて酸化されているが，酸化の前に酸洗及び表面のスクラブ処理等の処理のための装置を設けてもよい。
また，上述した実施形態においては，還元帯及び冷却帯を含む焼鈍炉を用いているが，還元炉及び冷却炉等のように別個の炉を用いてもよい。
また，上述した実施形態においては，溶融めっきとして溶融亜鉛めっきを用いているが，亜鉛以外にアルミニウム，鉛，錫等を用いてもよい。
また，上述した実施形態においては，本発明は，熱延鋼板において特に効果を発揮する。この理由は，熱延鋼板の表面の方が冷延鋼板の表面よりも，粒界が粗く，表面積が大きく，酸化及び還元が容易であり，酸化層の成長速度が大きいためと推定される。
ここで，冷延鋼板の溶融亜鉛めっき条件における酸化量及び還元量と比較するために，本発明の酸化，還元条件下で良好なめっき状態が得られた熱延鋼板に対して，従来的な冷延鋼板の酸化量，還元量を推定する式を適用して，熱延鋼板の酸化量と還元量を算出する。
冷延鋼板の酸化量を推定する式は，予熱炉及び無酸化炉内に滞在する時間と鋼板の到達温度との２変数から酸化量を推定する。冷延鋼板の還元量を推定する式は，還元処理を行う炉内に滞在する時間と鋼板の到達温度との２変数から還元量を推定する。この還元量を推定する際には，還元炉の温度が５７０℃以上の場合の還元量と，５７０℃未満の場合の還元量とを別個に算出し，両者の和を還元量と推定する。これらの酸化量及び還元量を推定する式の具体的な形は示さないが，実験から導出可能である。
薄スラブ鋳造機で得られた鋳片を熱延して得られた熱延鋼板を，本発明で規定する好適な酸化，還元の条件下で酸化，還元し，その際の酸化量，還元量の値を上記酸化量，還元量を推定する式より求めた。その結果，酸化量は０．１２〜０．２ｍｇ／ｍ２程度になり，還元量は０．２〜０．３５ｍｇ／ｍ２程度になった。これらの値は，同じ式より得られる冷延板の酸化量０．１〜０．８ｍｇ／ｍ２，還元量０．４５〜１ｍｇ／ｍ２に比べて小さくなっている。
上記結果から，冷延鋼板の場合よりも酸化速度及び還元速度が速いので熱延鋼板を溶融亜鉛めっきする際の好適な酸化量及び還元量の計算値が冷延鋼板の場合のそれらの値よりも小さい値が得られていると推定できる。
本発明を熱延鋼板の溶融亜鉛めっきに適用することにより，冷延鋼板に適用する場合に比べて，酸化時間，還元時間を短縮できる。また，酸化や還元を行う炉の長さを短くすることができ，溶融亜鉛めっき設備を小型化できる。
ところで，本発明の溶融メッキ設備の前面には，図５に示すように，アルカリスプレータンク２０，アルカリスクラバタンク２１，温水リンスタンク２２，ホットエアドライヤ２３よりなる電解洗浄を用いないアルカリ洗浄装置とナイロンブラシ２４によるアルカリスクラバを設置している。一般的に用いられている電解洗浄を用いない理由は，薄スラブ連続鋳造機と，これに直結した熱間圧延機で熱延鋼板を製造する場合には，熱間圧延した後に，鋼板表面を酸洗して，防錆剤を塗布するが，酸洗してから溶融メッキを行うまでの時間が２日以内程度であり短い為に，防錆剤の塗布量が通常より少なくても良いためである。
しかし，酸洗後の鋼板表面には，通常よりも少ない量の防錆剤やＦｅ３Ｃ等が残存しているので，電解洗浄を用いないアルカリ洗浄装置を用いて表面に付着している防錆剤やＦｅ３Ｃ等を洗浄した後にナイロンブラシによるアルカリスクラバを行い，防錆剤やＦｅ３Ｃ等を除去する。
この洗浄により，通常は，加熱炉で燃焼除去している防錆剤は除去させるので，加熱炉では，鋼板表面の酸化に安定して雰囲気中の酸素が使用される。したがって，酸化膜の生成量が安定するので，安定した不メッキの防止には好ましい条件になる。
なお，薄スラブ鋳造機で得られた鋳片を熱延して得られた熱延鋼板を対象とした時の酸化量と還元量の適正の比は，実験により０．４〜０．５５程度であることが判明した。これに対し，従来の冷延鋼板の場合には，０．２〜１．２程度と値にばらつきがあった。
さらに、本発明のような酸化工程，還元工程を用いると，薄スラブ連続鋳造機で製造したスラブを直接熱延して製造した熱延鋼板の厚みが２ｍｍ以上であっても，メッキ後の工程で，通常の１５００ｍｍの径の搬送ロールを用いても腰折れが発生しないことを確認した。
この理由は，酸化工程での昇温速度を２５℃／ｓとしたことと，還元時間を従来の冷延鋼板の還元工程よりも短くしたことで，鋼板の降伏点が高くなり，降伏伸びを生じる歪以下で通板出来る様になった為に，腰折れを発生することが無くなったためと推定される。
なお，現状の技術での，通常の通板速度は９０ｍｐｍ〜１８０ｍｐｍであるので，本発明を適用して，この速度範囲を有する溶融めっき設備を新設または改造できる。溶融めっき設備の通板速度の上限は，現状の技術では１８０ｍｐｍ程度である。しかし，もしも，更に通板速度が大きい溶融めっき設備が出来ても，本技術は適用できる。また，通板速度の下限は，本発明の条件を実現できれば，いくらでも良い。
溶融亜鉛めっき設備の中には，炉の経済的トン／ｈｒ制限を行っている場合があり，この様な場合には，板厚が厚くなると通板速度を下げるので，酸化炉を通過する時間が長くなり，その結果，平均の昇温速度は小さくなる。この場合には，昇温工程の一部が，本発明の昇温速度を満足するように操業しても良い。
【実施例１】
【０００６】
薄スラブ連続鋳造法を用いて製造した４種類の熱延鋼板Ａ，Ｂ，Ｃ，及びＤの各成分を質量％で表したものを表１に示す。
【表１】
0004619404.tif 000002
本発明に係る溶融亜鉛めっき熱延鋼板製造の方法を用いて，これら４種の熱延鋼板から溶融亜鉛めっき熱延鋼板を製造した際の，種々の条件及びその結果を表２に示す。溶融亜鉛めっき熱延鋼板の製造は，４種の熱延鋼板を予熱炉，無酸化炉，還元炉，均熱炉，及び冷却炉内を通過させて，酸化処理，還元処理，及び冷却処理し，その後，溶融亜鉛めっきして行った。
溶融亜鉛めっきの付着量は８０〜１２０ｇ／ｍ２（片面）の範囲であった。
【表２】
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表２に示すように，データ番号１〜４は，本発明で規定する条件を全て満たす実施例であり，製造された溶融亜鉛めっき熱延鋼板の表面は，非常に良好なめっき状態になっている。
一方，表２に示すデータ番号５〜９は，本発明で規定する条件のいずれかを満たさない比較例であり，製造された溶融亜鉛めっき熱延鋼板の表面は，不めっき又はスケール残り等のめっき不良状態になっている。
【実施例２】
【０００７】
薄スラブ連続鋳造法を用いて製造した２種類の熱延鋼板Ａ及びＢの各成分を質量％で表したものを表３に示す。
【表３】
0004619404.tif 000004
本発明に係る溶融亜鉛めっき熱延鋼板製造の方法を用いて，これら２種の熱延鋼板から溶融亜鉛めっき熱延鋼板を製造した際の種々の条件及びその結果を表４に示す。溶融亜鉛めっき熱延鋼板の製造は，２種の熱延鋼板を予熱炉及び無酸化炉で酸化処理し，還元帯（還元炉及び均熱炉）で還元処理し，その後，溶融亜鉛めっきして行った。なお，この実験においては，予熱炉及び無酸化炉が酸化に供する炉に相当し，還元帯が還元に供する炉に相当する。
【表４】
0004619404.tif 000005
表４に示すデータ番号３及び４は，予熱炉の長さを１７ｍ，無酸化炉の長さを２１ｍに固定し，冷却条件を変化させ，還元帯の長さが擬似的に４１ｍと７８ｍになるように調整した。還元時間は，１２０ｍ／分の通板速度から，算出した値である。
表４に示すように，データ番号１及び２は，予熱炉及び無酸化炉の合計の長さと還元帯の長さとの比が，本発明で規定する０．５以上０．９以下の範囲内にある条件を満たす実施例であり，製造された溶融亜鉛めっき熱延鋼板の表面は，非常に良好なめっき状態になっている。
一方，表４に示すデータ番号３及び４は，予熱炉及び無酸化炉の合計の長さと還元帯の長さとの比が，本発明で規定する０．５以上０．９以下の範囲から外れている比較例であり，製造された溶融亜鉛めっき熱延鋼板の表面は，不めっき等のめっき不良状態になっている。
なお，本発明は，上記の実施例に示した通板速度範囲で実施している。この場合に，通板速度の上限は，現状の技術では１８０ｍｐｍ程度である。しかし，もしも，更に通板速度が大きい溶融めっき設備が出来ても，本技術は適用できる。
また，通板速度の下限は，本発明の条件を実現できれば，いくらでも良い。現状の技術での，通常の通板速度は９０ｍｐｍ〜１８０ｍｐｍであるので，溶融亜鉛めっき設備の中には，炉の経済的トン／ｈｒ制限を行っている場合があり，この様な場合には，板厚が厚くなると通板速度を下げるので，酸化炉を通過する時間が長くなり，その結果，昇温速度は小さくなる。この場合には，昇温工程の一部が，本発明の昇温速度を満足するように操業しても良い。
【産業上の利用可能性】
【０００８】
本発明によれば，薄スラブ連続鋳造法で製造した熱延鋼板を溶融亜鉛めっきする場合において，めっき表面に発生する不めっきを防止する際に有効である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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