JP2024500725A - めっき性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

本発明の一実施形態は、素地鋼板及び上記素地鋼板の一面又は両面に形成される溶融亜鉛めっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板であって、上記素地鋼板は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．１～０．３％、シリコン（Ｓｉ）：０．１～２．０％、アルミニウム（Ａｌ）：０．１～１．５％、マンガン（Ｍｎ）：１．５～３．０％、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含み、上記Ｓｉ及びＡｌの合計は１．２～３．５％を満たし、上記Ａｌ及びＳｉの比（Ａｌ／Ｓｉ）は０．５～２．０を満たし、上記素地鋼板の表面粗さ（Ｒａ）は０．５μｍ以上であり、上記素地鋼板の表面直下に厚さが４μｍ未満の内部酸化層を含む、めっき性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法を提供する。

Description

本発明は、めっき性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法に関する。

最近、浮上している環境規制により、自動車に対する厳しい燃費規制及び衝突安定性に対する規制強化に対応するための方案として、超高強度鋼板に対する需要が急増している。また、国別炭素排出量の削減目標を達成するために燃費の改善が求められている一方で、高性能化及び各種の便宜装置の増加により自動車の重量は持続的に増加しており、このような問題を解決するために超高強度鋼板の需要も持続的に増加している。そこで、鉄鋼メーカーでは、Ｄｕａｌ Ｐｈａｓｅ（ＤＰ）鋼、Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ（ＴＲＩＰ）鋼、Ｃｏｍｐｌｅｘ Ｐｈａｓｅ（ＣＰ）鋼などの高強度鋼板の開発に注力している。

自動車用鋼板の高強度化のためには、強度を増加させるために鋼中に多量のＳｉ、Ｍｎ、Ａｌ等の元素を添加することが一般的であるが、これら元素を含む鋼板は、焼鈍熱処理過程で上記元素が鋼板の表面に酸化物を生成することにより、溶融亜鉛めっき浴中に鋼板を浸漬する際にめっき性を劣らせ、めっき剥離を招くことがある。また、以後、スポット溶接過程において、液相溶融金属に母材金属粒界を介して浸透し、クラックを誘発する液体金属脆化（Ｌｉｑｕｉｄ Ｍｅｔａｌ Ｅｍｂｒｉｔｔｌｅｍｅｎｔ）を起こし、スポット溶接性を劣らせる可能性がある。

上述したＳｉ、Ｍｎ、Ａｌが多量に添加された鋼板のめっき性を向上させるためには、鋼板の表面に生成される酸化物を抑制しなければならず、このためには、鋼中に添加するＳｉ及びＡｌの添加量を減らさなければならないが、このような場合、目標とする材質の確保が難しいという問題がある。

これを解決するための代表的な技術としては、特許文献１がある。特許文献１は、鋼中にＳｂ等の微量成分を添加することにより粒界に優先的に濃化させることで、Ｓｉ酸化物等が表面に形成されることを抑制する技術に関するものである。

しかし、鋼板の製造時に、鋼中における合金元素の拡散をより確実に防止できる技術の開発が依然として要求されているのが実情である。

特許第６２２２０４０号公報

本発明の一態様は、めっき性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法を提供しようとするものである。

本発明の一実施形態は、素地鋼板及び上記素地鋼板の一面又は両面に形成される溶融亜鉛めっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板であって、上記素地鋼板は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．１～０．３％、シリコン（Ｓｉ）：０．１～２．０％、アルミニウム（Ａｌ）：０．１～１．５％、マンガン（Ｍｎ）：１．５～３．０％、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含み、上記Ｓｉ及びＡｌの合計は１．２～３．５％を満たし、上記Ａｌ及びＳｉの比（Ａｌ／Ｓｉ）は０．５～２．０を満たし、上記素地鋼板の表面粗さ（Ｒａ）は０．５μｍ以上であり、上記素地鋼板の表面直下に厚さが４μｍ未満の内部酸化層を含むめっき性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を提供する。

本発明の他の実施形態は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．１～０．３％、シリコン（Ｓｉ）：０．１～２．０％、アルミニウム（Ａｌ）：０．１～１．５％、マンガン（Ｍｎ）：１．５～３．０％、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含み、上記Ｓｉ及びＡｌの合計は１．２％以上を満たし、上記Ａｌ及びＳｉの比（Ａｌ／Ｓｉ）は０．５～２．０を満たすスラブを１０００～１３００℃で再加熱する段階と、上記再加熱されたスラブを８００～９５０℃で熱間仕上げ圧延して熱延鋼板を得る段階と、上記熱延鋼板を６３０～７００℃で巻き取る段階と、上記巻き取られた熱延鋼板を３０秒超過６０秒未満の間酸洗する段階と、上記酸洗された熱延鋼板を冷間圧延、焼鈍、及び冷却して冷延鋼板を得る段階と、上記冷延鋼板を溶融亜鉛めっきする段階と、を含む、めっき性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を提供する。

本発明の一態様によれば、めっき性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法を提供することができる。

本発明の一実施形態による発明例１の表面写真である。 本発明の一実施形態による比較例４の表面写真である。 本発明の一実施形態による発明例１の冷延鋼板の断面を走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察した写真である。 本発明の一実施形態による比較例４の冷延鋼板の断面を走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察した写真である。

以下、本発明の一実施形態によるめっき性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板について説明する。本発明の溶融亜鉛めっき鋼板は、素地鋼板及び上記素地鋼板の一面又は両面に形成される溶融亜鉛めっき層を有する。まず、本発明の素地鋼板の合金組成について説明する。下記に説明される合金組成の含量は、特に断りのない限り、重量％を意味する。

炭素（Ｃ）：０．１～０．３％
上記Ｃは、オーステナイト組織の安定化に寄与する元素であって、その含量が増加するほどオーステナイト組織を確保する上で有利な側面がある。上記効果を得るためには、上記Ｃ含量は０．１％以上であることが好ましい。但し、０．３％を超える場合には、鋳片欠陥が発生することがあり、溶接性も低下するという問題がある。したがって、上記Ｃの含量は０．１～０．３％の範囲を有することが好ましい。上記Ｃ含量の下限は０．１５％であることがより好ましい。上記Ｃ含量の上限は０．２５％であることがより好ましい。

シリコン（Ｓｉ）：０．１～２．０％
シリコン（Ｓｉ）は、フェライト内において炭化物の析出を抑制し、フェライト内の炭素がオーステナイトに拡散することを助長し、残留オーステナイトの安定化に寄与する元素である。上述した効果を得るためには、上記Ｓｉが０．１％以上添加されることが好ましいが、その含量が２．０％を超える場合、圧延性が劣るだけでなく、熱処理過程で鋼板の表面に酸化物を形成し、めっき性及び密着性の劣化をもたらす可能性がある。したがって、上記Ｓｉの含量は０．１～２．０％の範囲を有することが好ましい。上記Ｓｉ含量の下限は０．２％であることがより好ましい。上記Ｓｉ含量の上限は１．８％であることがより好ましい。

アルミニウム（Ａｌ）：０．１～１．５％
アルミニウム（Ａｌ）は、鋼中の酸素と結合して脱酸作用をする元素であり、且つ、Ａｌは上記Ｓｉのようにフェライト内で炭化物の生成を抑制して残留オーステナイトの安定化に寄与する元素である。上述した効果を得るためには、上記Ａｌが０．１％以上添加されることが好ましいが、その含量が１．５％を超えると、スラブの健全性が劣るだけでなく、酸素親和力が強い元素であるため、鋼板の表面に酸化物を形成し、めっき性及び密着性の阻害をもたらす可能性がある。したがって、上記Ａｌの含量は０．１～１．５％の範囲を有することが好ましい。上記Ａｌ含量の下限は０．２％であることがより好ましい。上記Ａｌ含量の上限は１．４％であることがより好ましい。

マンガン（Ｍｎ）：１．５～３．０％
上記Ｍｎは、炭素と共にオーステナイト組織を安定化させる元素である。上記Ｍｎ含量が１．５％未満であると、フェライト変態の発生により目標とする強度の確保が難しくなり、３．０％を超えると、２次焼鈍熱処理過程で相変態の遅延によるマルテンサイトの形成のため、目標とする延性の確保に困難が発生する。したがって、上記Ｍｎの含量は１．５～３．０％の範囲を有することが好ましい。上記Ｍｎ含量の下限は１．７％であることがより好ましい。上記Ｍｎ含量の上限は２．９％であることがより好ましい。

上述した鋼組成以外に、残りはＦｅ及び不可避不純物を含むことができる。不可避不純物は、通常の鉄鋼製造工程で意図せずに混入し得るものであって、これを全面的に排除することはできず、通常の鉄鋼製造分野の技術者であれば、その意味を容易に理解することができる。なお、本発明は、上述した鋼組成以外の他の組成の添加を全面的に排除するものではない。

一方、上述したように、Ｓｉ及びＡｌは共に残留オーステナイトの安定化に寄与する元素であって、これを効果的に達成するためには、ＳｉとＡｌの含量の合計が１．２～３．５％の範囲を満たすことが好ましい。上記ＳｉとＡｌの含量の合計が１．２％未満の場合には、伸び率増加の効果を十分に得ることが困難になることがある。これに対し、上記ＳｉとＡｌの含量の合計が３．５％を超えると、鋳造性及び圧延性が劣るという問題を招くことがある。上記ＳｉとＡｌの含量の合計の下限は１．３％であることがより好ましい。上記ＳｉとＡｌの含量の合計の上限は３．４％であることがより好ましい。

また、Ａｌ及びＳｉの比（Ａｌ／Ｓｉ）は、０．５～２．０を満たすことが好ましい。上記Ａｌ及びＳｉの比が０．５未満の場合、Ｓｉベースのマトリックス化によりスポット溶接ＬＭＥ（Ｌｉｑｕｉｄ Ｍｅｔａｌ Ｅｍｂｒｉｔｔｌｅｍｅｎｔ）敏感度が増加し、溶接性の劣化を招く可能性がある。これに対し、Ａｌ及びＳｉの比が２．０を超える場合、Ａｌベースのマトリックス化により酸素親和力が相対的に高くなり、鋼板の表面に酸化物の形成が容易になることによりめっき性及び密着性が劣る可能性がある。上記Ａｌ及びＳｉの比の下限は０．６であることがより好ましい。上記Ａｌ及びＳｉの比の上限は１．９であることがより好ましい。

本発明の溶融亜鉛めっき鋼板は、素地鋼板の表面粗さ（Ｒａ）が０．５μｍ以上であることが好ましい。このように、素地鋼板に表面粗さを付与することにより、溶融亜鉛めっき層と素地鋼板との間にアンカリング効果（ａｎｃｈｏｒｉｎｇ ｅｆｆｅｃｔ）による密着性を確保することができる。上記効果を得るためには、上記素地鋼板の表面粗さ（Ｒａ）が０．５μｍ以上であることが好ましい。上記素地鋼板の表面粗さ（Ｒａ）は０．７μｍ以上であることがより好ましい。一方、本発明では、上記素地鋼板の表面粗さが大きいほど、上述した効果を確保するのに有利であるため、その上限について特に限定しない。但し、製造工程上の限界により、上記素地鋼板の表面粗さは２μｍを超えにくい場合がある。

本発明の溶融亜鉛めっき鋼板は、素地鋼板の表面直下に厚さが４μｍ未満の内部酸化層を含むことが好ましい。本発明は、素地鋼板の表面直下に内部酸化層を形成させることにより、素地鋼板に存在するＡｌやＳｉが鋼板の表層部に拡散することを防止し、上記表層部にＡｌ又はＳｉ酸化物が形成されないようにすることで、めっき性を向上させることを一つの特徴としている。但し、上記内部酸化層の厚さが４μｍ以上の場合には、焼鈍熱処理過程で鋼板表面の酸化物がロールにピックアップされてデント（ｄｅｎｔ）のような表面欠陥を発生させることがあるという欠点がある。したがって、上記内部酸化層の厚さは４μｍ未満であることが好ましい。上記内部酸化層の厚さは３．５μｍ以下であることがより好ましい。

上記内部酸化層は、最大長さが４μｍ未満の酸化物を含むことができる。上記酸化物の最大長さが４μｍ以上の場合には、焼鈍熱処理過程で鋼板表面の酸化物がロールにピックアップされてデントのような表面欠陥を発生させることがあるという欠点がある。したがって、上記酸化物の最大長さは４μｍ未満であることが好ましい。上記酸化物の最大長さは３．５μｍ以下であることがより好ましい。

上記酸化物は、Ａｌ、Ｓｉ複合酸化物からなることができる。このように、酸化物がＡｌ、Ｓｉ複合酸化物からなることで、酸化物の形態がレイヤー（ｌａｙｅｒ）のような連続的な形態よりは、断続的な形態の酸化物を形成させ、めっき密着性を向上させることができる効果が得られる。

上記Ａｌ、Ｓｉ複合酸化物は、結晶粒内又は結晶粒界にいずれも存在することができるが、結晶粒界に相対的に多く存在することになる。このとき、上記Ａｌ、Ｓｉ複合酸化物は結晶粒界において断続的に存在することが好ましい。このように、上記Ａｌ、Ｓｉ複合酸化物を結晶粒界において断続的に存在させることにより、連続的に存在させることに比べて、めっき密着性の確保に有利になり得る。より具体的には、上記Ａｌ、Ｓｉ複合酸化物に含まれるＡｌのうち結晶粒界に存在するＡｌは、２０ｎｍ以上の間隔を有することができる。上記結晶粒界に存在するＡｌの間隔が２０ｎｍ未満の場合には、めっき密着性の確保に困難が生じる可能性がある。上記結晶粒界に存在するＡｌの間隔は３０ｎｍ以上であることがより好ましい。

上述のように提供される本発明の溶融亜鉛めっき鋼板は、６００ＭＰａ以上の降伏強度、９５０ＭＰａ以上の引張強度及び２０％以上の伸び率を有し、優れた機械的物性を確保することができる。また、素地鋼板の全面積に対する溶融亜鉛めっき層の面積が９５％以上でありながらも、めっき密着性が良好であり、優れためっき性を有することができる。また、ＬＭＥ亀裂が発生せず、優れたＬＭＥ亀裂抵抗性を有することができる。

以下、本発明の一実施形態によるめっき性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法について説明する。

まず、上述した合金組成を満たすスラブを１０００～１３００℃で再加熱する。上記スラブ再加熱温度が１０００℃未満の場合には、圧延荷重が著しく増加するという問題が発生することがあり、１３００℃を超える場合には、表面スケールが過剰になるという問題が発生することがある。したがって、上記スラブ再加熱温度は、１０００～１３００℃の範囲を有することが好ましい。上記スラブ再加熱温度の下限は１０５０℃であることがより好ましい。上記スラブ再加熱温度の上限は１２５０℃であることがより好ましい。

その後、上記再加熱されたスラブを８００～９５０℃で熱間仕上げ圧延して熱延鋼板を得る。上記熱間仕上げ圧延温度が８００℃未満の場合、圧延荷重が増加して圧延が困難になるという問題点があり、９５０℃を超える場合には、圧延ロールの熱的疲労の増加によりロール寿命が短くなるという欠点がある。したがって、上記熱間仕上げ圧延温度は、８００～９５０℃の範囲を有することが好ましい。上記熱間仕上げ圧延温度の下限は８３０℃であることがより好ましい。上記熱間仕上げ圧延温度の上限は９３０℃であることがより好ましい。

その後、上記熱延鋼板を６３０～７００℃で巻き取る。上記巻取温度が６３０℃未満の場合には、内部酸化層が形成されないため、焼鈍熱処理過程で鋼板の表層部に酸化物の形成が促進され、めっき性に劣る可能性があり、７００℃を超える場合には、内部酸化層の深さがかなり深くなり、以後の焼鈍熱処理過程でロールに酸化物がピックアップされ、デントのような表面欠陥を誘発することがある。したがって、上記巻取温度は６３０～７００℃の範囲を有することが好ましい。上記巻取温度の下限は６５０℃であることがより好ましい。上記巻取温度の上限は６８０℃であることがより好ましい。

その後、上記巻き取られた熱延鋼板を３０秒超過６０秒未満の間、酸洗する。上記酸洗時間が３０秒以下の場合、熱延スケールが完全に除去されず、残留スケールによる未めっき及びめっき剥離を招くことがある。一方、６０秒以上の場合には、内部酸化層の粒界に沿って酸洗液が浸透して内部酸化層を脱落させることにより、最終的に得られる鋼板の内部酸化層が完全に除去され、焼鈍熱処理過程で合金元素が鋼板の表層部に拡散することを抑制できず、めっき性及び密着性に劣る可能性がある。また、上記酸洗時間を満たさない場合には、素地鋼板の表面粗さ（Ｒａ）が０．５μｍ未満となり、スムーズな表面が得られるため、以後のめっき過程において溶融亜鉛めっき層とのアンカリング（ａｎｃｈｏｒｉｎｇ）効果を期待しにくく密着性の確保が困難になる。したがって、上記酸洗時間は３０秒超過６０秒未満の範囲を有することが好ましい。上記酸洗時間の下限は３５秒であることがより好ましく、４０秒であることがさらに好ましい。上記酸洗時間の上限は５５秒であることがより好ましく、５０秒であることがさらに好ましい。

その後、上記酸洗された熱延鋼板を冷間圧延、焼鈍及び冷却して冷延鋼板を得る。本発明では、上記冷間圧延、焼鈍及び冷却条件について特に限定せず、当該技術分野において通常行われる条件を用いることができる。

その後、上記冷却された冷延鋼板を溶融亜鉛めっきする。本発明では、上記溶融亜鉛めっき方法について特に限定せず、当該技術分野において通常用いられる条件を用いることができる。但し、例えば、上記冷延鋼板を４４０～４６０℃の溶融亜鉛めっき浴に浸漬する方式で行われることができる。上記溶融亜鉛めっき浴の温度が４４０℃未満の場合は、めっき浴の粘度が増加して鋼板を巻くロール（ｒｏｌｌ）の移動度が減少し、鋼板とロール間の滑り（ｓｌｉｐ）を誘発させて鋼板に欠陥を誘発することがあり、４６０℃を超える場合には、鋼板がめっき浴中に溶解する現象が促進され、Ｆｅ－Ｚｎ化合物形態のドロスの発生が加速化して表面欠陥を誘発させることがある。

一方、上記溶融亜鉛めっき後、溶融亜鉛めっき鋼板を４８０～６００℃で合金化熱処理する段階をさらに含むことができる。上記合金化熱処理温度が４８０℃未満の場合には、母材内のＦｅがめっき層内に十分に拡散せず、めっき層内のＦｅ含量を十分に確保できない可能性があり、６００℃を超える場合には、めっき層内のＦｅ含量が過剰になり、鋼板を加工する過程でめっき層が脱落するパウダリング現象が発生することがある。

以下、実施例を挙げて本発明についてより詳細に説明する。但し、下記の実施例は、本発明をより詳細に説明するための例示であり、本発明の権利範囲を限定するものではない。

（実施例）
下記表１に記載の合金組成を有する溶融金属を真空溶解炉において、幅１７５ｍｍ、厚さ９０ｍｍのインゴットに製造した後、１２００℃で１時間の間、再加熱して均質化処理を行い、Ａｒ３以上の温度である９００℃で熱間仕上げ圧延した後、下記表２に記載の条件で巻き取って熱延鋼板を製造した。この熱延鋼板を１５％ＨＣｌの酸洗液に下記表２の条件で浸漬して酸洗した。その後、５０～６０％の冷間圧下率で冷間圧延して冷延鋼板を製造した。この冷延鋼板を８６０℃の還元炉において５体積％の水素を含む窒素ガスを吹き込みながら焼鈍熱処理を行った後、冷却し、溶融亜鉛めっき浴に５秒間浸漬した後、エアワイピング（Ａｉｒ ｗｉｐｐｉｎｇ）によりめっき付着量を片面基準６０ｇ／ｍ^２のレベルに調節して溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。

このようにして製造された溶融亜鉛めっき鋼板について機械的物性、素地鋼板の粗さ、内部酸化層の厚さ、酸化物の最大長さ、結晶粒界に存在するＡｌの間隔、めっき性及びＬＭＥ亀裂抵抗性を測定した後、その結果を下記表２及び３に示した。一方、上記測定された酸化物はＡｌ、Ｓｉ複合酸化物であった。

機械的物性は、溶融亜鉛めっき鋼板を圧延方向の垂直方向に４０ｍｍ×２００ｍｍのサイズに切断し、側面をミリング研削した後、ＪＩＳ ５号規格で引張試験片を作製して引張試験機で降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）及び伸び率（ＥＬ）を測定した。

素地鋼板の表面粗さ（Ｒａ）、内部酸化層の厚さ、酸化物の最大長さは、走査電子顕微鏡（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ、ＳＥＭ）を介して得られた断面の微細組織写真から１０箇所を任意に選定して５０００倍率で測定した後、その平均値を記載した。

Ａｌ、Ｓｉ複合酸化物に含まれるＡｌのうち結晶粒界に存在するＡｌの間隔は、透過電子顕微鏡（Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ、ＴＥＭ）を介してＥＤＳ（Ｅｎｅｒｇｙ Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ）を用いた成分マッピングにより測定した。

めっき性は、溶融亜鉛めっき鋼板の全面積に対する溶融亜鉛めっき層の形成面積をｉｍａｇｅ ａｎａｌｙｓｉｓで測定して分率を測定することと、構造用接着剤を溶融亜鉛めっき鋼板の上に塗布した後、１７５℃で２０分間硬化させた後、９０°にベンディング（ｂｅｎｄｉｎｇ）したとき、シーラー（ｓｅａｌｅｒ）に付くか否か（めっき密着性）を確認することにより評価した。

ＬＭＥ亀裂抵抗性は、溶融亜鉛めっき鋼板を溶接した後、上限電流でＬＭＥ亀裂が発生するか否かにより評価した。このとき、溶接は、先端径が６ｍｍのＣｕ－Ｃｒ電極を使用して溶接電流を流し、加圧力２．６ｋＮで１６サイクルの通電時間と１５サイクルのホールディング時間の条件で行った。鋼板の厚さをｔとするとき、ナゲット径が４√ｔより小さくなる時点の溶接電流を下限電流とし、スパッタリング（ｓｐａｔｔｅｒｉｎｇ）現象が発生する時点の溶接電流を上限電流（ｅｘｐｕｌｓｉｏｎ ｃｕｒｒｅｎｔ）とした。

上記表１～３から分かるように、本発明が提案する合金組成及び製造条件を満たす発明例１～４の場合には、本発明が得ようとする素地鋼板の表面粗さ、内部酸化層の厚さ、酸化物の最大長さ、結晶粒界に存在するＡｌの間隔の条件を確保することにより、優れためっき性とＬＭＥ亀裂抵抗性を有していることが分かる。

これに対し、比較例１は、本発明が提案するＳｉ及びＡｌの合計を満たさないことから、伸び率が低いレベルであることが分かる。

比較例２は、本発明が提案するＡｌ及びＳｉの比より低いレベルであり、ＬＭＥ亀裂が発生したことが分かる。

比較例３は、本発明が提案するＡｌ及びＳｉの比を超えることから、未めっきが多量に発生し、めっき品質が劣ることが分かる。

比較例４は、本発明が提案する巻取温度を満たさないことから、内部酸化層が形成されず、未めっきが発生しただけでなく、めっき密着性にも劣ることが分かる。

比較例５は、本発明が提案する酸洗速度を満たさないことから、内部酸化層が形成されず、未めっきが発生しただけでなく、めっき密着性にも劣ることが分かる。

図１は発明例１の表面写真であり、図２は比較例４の表面写真である。図１及び図２から分かるように、発明例１は、未めっき領域がほとんどなくめっき品質が良好であるのに対し、比較例４は未めっき領域が多くなり、めっき品質が劣ることが分かる。

図３は、本発明例１の冷延鋼板の断面を走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察した写真であり、図４は、比較例３の冷延鋼板の断面を走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察した写真である。図３及び図４から分かるように、発明例１は、素地鋼板に適切な表面粗さが形成され、内部酸化層が適正厚さで形成されたのに対し、比較例４は、素地鋼板の表面粗さが非常に低いだけでなく、内部酸化層が形成されていないことが確認できる。

Claims (10)

1. 素地鋼板及び前記素地鋼板の一面又は両面に形成される溶融亜鉛めっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板であって、
   前記素地鋼板は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．１～０．３％、シリコン（Ｓｉ）：０．１～２．０％、アルミニウム（Ａｌ）：０．１～１．５％、マンガン（Ｍｎ）：１．５～３．０％、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含み、前記Ｓｉ及びＡｌの合計は１．２～３．５％を満たし、前記Ａｌ及びＳｉの比（Ａｌ／Ｓｉ）は０．５～２．０を満たし、
   前記素地鋼板の表面粗さ（Ｒａ）は０．５μｍ以上であり、
   前記素地鋼板の表面直下に厚さが４μｍ未満の内部酸化層を含む、めっき性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
2. 前記内部酸化層は、最大長さが４μｍ未満の酸化物を含む、請求項１に記載のめっき性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
3. 前記酸化物は、Ａｌ、Ｓｉ複合酸化物からなる、請求項２に記載のめっき性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
4. 前記Ａｌ、Ｓｉ複合酸化物は、結晶粒界において断続的に存在する、請求項３に記載のめっき性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
5. 前記Ａｌ、Ｓｉ複合酸化物に含まれるＡｌのうち結晶粒界に存在するＡｌは、２０ｎｍ以上の間隔を有する、請求項４に記載のめっき性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
6. 前記溶融亜鉛めっき鋼板は、６００ＭＰａ以上の降伏強度、９５０ＭＰａ以上の引張強度及び２０％以上の伸び率を有する、請求項１に記載のめっき性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
7. 前記溶融亜鉛めっき鋼板は、素地鋼板の全面積に対する溶融亜鉛めっき層の面積が９５％以上である、請求項１に記載のめっき性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
8. 重量％で、炭素（Ｃ）：０．１～０．３％、シリコン（Ｓｉ）：０．１～２．０％、アルミニウム（Ａｌ）：０．１～１．５％、マンガン（Ｍｎ）：１．５～３．０％、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含み、前記Ｓｉ及びＡｌの合計は１．２％以上を満たし、前記Ａｌ及びＳｉの比（Ａｌ／Ｓｉ）は０．５～２．０を満たすスラブを１０００～１３００℃で再加熱する段階と、
   前記再加熱されたスラブを８００～９５０℃で熱間仕上げ圧延して熱延鋼板を得る段階と、
   前記熱延鋼板を６３０～７００℃で巻き取る段階と、
   前記巻き取られた熱延鋼板を３０秒超過６０秒未満の間、酸洗する段階と、
   前記酸洗された熱延鋼板を冷間圧延、焼鈍及び冷却して冷延鋼板を得る段階と、
   前記冷延鋼板を溶融亜鉛めっきする段階と、を含む、めっき性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
9. 前記溶融亜鉛めっきする段階は、前記冷延鋼板を４４０～４６０℃の溶融亜鉛めっき浴に浸漬することを含む、請求項８に記載のめっき性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
10. 前記溶融亜鉛めっきする段階の後、前記溶融亜鉛めっきされた冷延鋼板を４８０～６００℃で合金化熱処理する段階をさらに含む、請求項８に記載のめっき性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。

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