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特表2024-539571耐食性及び表面外観に優れためっき鋼板及びその製造方法
(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】公表特許公報(A)
(11)【公表番号】
(43)【公表日】2024-10-29
(54)【発明の名称】耐食性及び表面外観に優れためっき鋼板及びその製造方法
(51)【国際特許分類】
C23C 2/06 20060101AFI20241022BHJP
C23C 2/02 20060101ALI20241022BHJP
C23C 2/26 20060101ALI20241022BHJP
C22C 18/04 20060101ALI20241022BHJP
C22C 38/00 20060101ALN20241022BHJP
C22C 38/38 20060101ALN20241022BHJP
【ＦＩ】
C23C2/06
C23C2/02
C23C2/26
C22C18/04
C22C38/00 301T
C22C38/38
C22C38/00 301W
【審査請求】有
【予備審査請求】未請求
(21)【出願番号】P 2024519266
(86)(22)【出願日】2022-09-28
(85)【翻訳文提出日】2024-05-27
(86)【国際出願番号】 KR2022014541
(87)【国際公開番号】W WO2023055065
(87)【国際公開日】2023-04-06
(31)【優先権主張番号】10-2021-0130131
(32)【優先日】2021-09-30
(33)【優先権主張国・地域又は機関】KR
(81)【指定国・地域】
(71)【出願人】
【識別番号】522492576
【氏名又は名称】ポスコ カンパニー リミテッド
(74)【代理人】
【識別番号】100083806
【弁理士】
【氏名又は名称】三好 秀和
(74)【代理人】
【識別番号】100111235
【弁理士】
【氏名又は名称】原 裕子
(74)【代理人】
【識別番号】100195257
【弁理士】
【氏名又は名称】大渕 一志
(72)【発明者】
【氏名】キム、 テ－チョル
(72)【発明者】
【氏名】キム、 スン－ユ
(72)【発明者】
【氏名】キム、 ミュン－ス
(72)【発明者】
【氏名】ユ、 ボン－ファン
(72)【発明者】
【氏名】チョ、 ヨン－キュン
(72)【発明者】
【氏名】ソン、 イル－リョン
【テーマコード（参考）】
4K027
【Ｆターム（参考）】
4K027AA05
4K027AA22
4K027AB03
4K027AB13
4K027AB44
4K027AC12
4K027AC18
4K027AC52
4K027AC64
4K027AE02
4K027AE03
(57)【要約】
本発明は、耐食性に優れると同時に、溶接性及び化成処理性のうち１つ以上の特性に優れたＺｎ－Ｍｇ－Ａｌ系めっき鋼板及びこの製造方法を提供する。
【特許請求の範囲】
【請求項1】
素地鋼板；及び前記素地鋼板の少なくとも一面に備えられたＺｎ－Ｍｇ－Ａｌ系めっき層；を含み、
前記めっき層は、下記関係式１及び２を満たす、めっき鋼板。
［関係式１］
－１０．０≦［Ｚｎ］１／１０ｔ－［Ｚｎ］ｓ≦－５．０
（前記関係式１において、前記［Ｚｎ］１／１０ｔはめっき層の表面から厚さ方向に１／１０ｔ位置（ｔはめっき層の全体厚さ）におけるＺｎの重量％含有量を表し、前記［Ｚｎ］ｓはめっき層の表面におけるＺｎの重量％含有量を表す。）
［関係式２］
＋３．０≦［Ａｌ］１／１０ｔ－［Ａｌ］ｓ≦＋１３．０
（前記関係式２において、前記［Ａｌ］１／１０ｔはめっき層の表面から厚さ方向に１／１０ｔ位置（ｔはめっき層の全体厚さ）におけるＡｌの重量％含有量を表し、前記［Ａｌ］ｓはめっき層の表面におけるＡｌの重量％含有量を表す。）
【請求項2】
前記素地鋼板と前記Ｚｎ－Ｍｇ－Ａｌ系めっき層との間に備えられたＦｅ－Ａｌ系抑制層；をさらに含む、請求項１に記載のめっき鋼板。
【請求項3】
前記めっき層は、重量％で、Ｍｇ：４．０～７．０％、Ａｌ：８．２～１９．５％、残部Ｚｎ及びその他の不可避不純物を含む、請求項１に記載のめっき鋼板。
【請求項4】
下記関係式３をさらに満たす、請求項１に記載のめっき鋼板。［関係式３］
－１．０≦［Ｍｇ］１／１０ｔ－［Ｍｇ］ｓ≦＋１．０
（前記関係式３において、前記［Ｍｇ］１／１０ｔはめっき層の表面から厚さ方向に１／１０ｔ位置（ｔはめっき層の全体厚さ）におけるＭｇの重量％含有量を表し、前記［Ｍｇ］ｓはめっき層の表面におけるＭｇの重量％含有量を表す。）
【請求項5】
前記めっき層の表面から厚さ方向に２／３ｔ位置におけるＭｇの重量％含有量は、めっき層内のＭｇの重量％平均含有量に対して±０．５重量％を満たす、請求項１に記載のめっき鋼板。
【請求項6】
前記めっき層の表面でＺｎ固溶率が２７原子％以上であるＡｌ相の面積率は、２．０～１０．１％である、請求項１に記載のめっき鋼板。
【請求項7】
１２００～２０００ｍｐｍの回転速度で金属材が循環するショットブラストキャビンで進行する鋼板に対して、粒度が０．６～１．０ｍｍの金属材ボールが４００～１２００ｋｇ／ｍｉｎで素地鋼板の表面に投射するように１次ショットブラスト処理を実行する段階；１２００～２０００ｍｐｍの回転速度で金属材が循環するショットブラストキャビンで進行する鋼板に対して、粒度が０．２～０．５ｍｍの金属材ボールが４００～１２００ｋｇ／ｍｉｎで素地鋼板の表面に投射するように２次ショットブラスト処理を実行する段階；
前記ショットブラスト処理された素地鋼板を重量％で、Ｍｇ：４．０～７．０％、Ａｌ：８．２～１９．５％、残部Ｚｎ及びその他の不可避不純物を含み、平衡状態図上の凝固開始温度（Ｔｓ）に対してＴｓ＋２０℃～Ｔｓ＋８０℃の温度で維持されるめっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっきする段階；及び
前記溶融亜鉛めっきされた鋼板を凝固開始温度から凝固終了温度まで２～８℃／ｓの平均冷却速度で不活性ガスを用いて冷却する段階；を含む、めっき鋼板の製造方法。
【請求項8】
前記溶融亜鉛めっきを行う前に、前記ショットブラスト処理された素地鋼板を表面粗さＲａが１．８～２．８μｍであるダルロールを用いて１００～４００ｔｏｎのロール圧下を鋼板表面に加える事前調質圧延を行う段階をさらに含む、請求項７に記載のめっき鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本発明は、耐食性及び溶接性に優れた高耐食めっき鋼板及びその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【0002】
亜鉛系めっき鋼板は、腐食環境に晒されたとき、鉄より酸化還元電位が低い亜鉛が先に腐食され、鋼材の腐食が抑制される犠牲防食の特性を有する。また、めっき層の亜鉛が酸化しながら鋼材の表面に緻密な腐食生成物を形成させて、酸化雰囲気から鋼材を遮断することで鋼材の耐腐食性を向上させる。このような有利な特性のため、亜鉛系めっき鋼板は最近建資材、家電製品及び自動車用鋼板にその適用範囲が拡大している。
【0003】
しかし、産業高度化に伴う大気汚染の増加により腐食環境が徐々に悪化しており、資源及び省エネに対する厳しい規制により、従来の亜鉛めっき鋼材よりもさらに優れた耐食性を有する鋼材の開発に対する必要性が高まっている。
【0004】
かかる問題を改善するために、亜鉛めっき浴にアルミニウム（Ａｌ）及びマグネシウム（Ｍｇ）等の元素を添加して鋼材の耐食性を向上させる亜鉛合金系めっき鋼板の製造技術に関する研究が様々に進められている。代表的な例としては、Ｚｎ－Ａｌめっき組成系にＭｇをさらに添加したＺｎ－Ｍｇ－Ａｌ系亜鉛合金めっき鋼板がある。
【0005】
一方、Ｚｎ－Ｍｇ－Ａｌ系亜鉛合金めっき鋼板は、通常塗装加工又は溶接加工されて用いられる場合が多いが、めっき層の表面にＡｌ成分が多量分布する場合、Ａｌ系の酸化物により塗装前処理に必要な化成処理性を劣化するようにし、塗装接着性が悪くなるという欠点がある。さらに、アーク溶接時のＡｌ蒸気の影響で溶接金属内の気孔が残存し、溶接継手の強度を低下させるという問題もある。
【0006】
また、加工後の亜鉛系めっき鋼板は製品の外側に備えられる場合が多いが、塗装接着性の劣化による部分的剥離現象及び溶接気孔による溶接継手の形状不良などの表面損傷要素が加わることによって表面品質に満たず、外観品質の改善が必要であった。
【0007】
したがって、これまでに上述した耐食性、溶接性及び化成処理性などのすべての特性に優れた高度な需要を満たすことができるレベルの技術は開発されていない。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0008】
【特許文献1】韓国公開公報第２０１０－００７３８１９号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0009】
本発明の一側面によると、耐食性及び溶接性に優れためっき鋼板及びこの製造方法を提供する。
【0010】
また、本発明の他の一側面によると、耐食性、溶接性及び化成処理性の全てに優れためっき鋼板及びこの製造方法を提供する。
【0011】
本発明の課題は、上述した内容に限定されない。本発明が属する技術分野において通常の知識を有する者であれば、誰でも本発明の明細書の全体内容から発明の追加的な課題を理解するのに困難がない。
【課題を解決するための手段】
【0012】
本発明の一側面は、
素地鋼板；及び
上記素地鋼板の少なくとも一面に備えられたＺｎ－Ｍｇ－Ａｌ系めっき層；を含み、
上記めっき層は、下記関係式１及び２を満たす、めっき鋼板を提供する。
［関係式１］
－１０．０≦［Ｚｎ］１／１０ｔ－［Ｚｎ］ｓ≦－５．０
（上記関係式１において、上記［Ｚｎ］１／１０ｔはめっき層の表面から厚さ方向に１／１０ｔ位置（ｔはめっき層の全体厚さ）におけるＺｎの重量％含有量を表し、上記［Ｚｎ］ｓはめっき層の表面におけるＺｎの重量％含有量を表す。）
［関係式２］
＋３．０≦［Ａｌ］１／１０ｔ－［Ａｌ］ｓ≦＋１３．０
（上記関係式２において、上記［Ａｌ］１／１０ｔはめっき層の表面から厚さ方向に１／１０ｔ位置（ｔはめっき層の全体厚さ）におけるＡｌの重量％含有量を表し、上記［Ａｌ］ｓはめっき層の表面におけるＡｌの重量％含有量を表す。）
素地鋼板；及び
上記素地鋼板の少なくとも一面に備えられたＺｎ－Ｍｇ－Ａｌ系めっき層；を含み、
上記めっき層は、下記関係式１及び２を満たす、めっき鋼板を提供する。
［関係式１］
－１０．０≦［Ｚｎ］１／１０ｔ－［Ｚｎ］ｓ≦－５．０
（上記関係式１において、上記［Ｚｎ］１／１０ｔはめっき層の表面から厚さ方向に１／１０ｔ位置（ｔはめっき層の全体厚さ）におけるＺｎの重量％含有量を表し、上記［Ｚｎ］ｓはめっき層の表面におけるＺｎの重量％含有量を表す。）
［関係式２］
＋３．０≦［Ａｌ］１／１０ｔ－［Ａｌ］ｓ≦＋１３．０
（上記関係式２において、上記［Ａｌ］１／１０ｔはめっき層の表面から厚さ方向に１／１０ｔ位置（ｔはめっき層の全体厚さ）におけるＡｌの重量％含有量を表し、上記［Ａｌ］ｓはめっき層の表面におけるＡｌの重量％含有量を表す。）
【0013】
本発明の他の一側面は、
１２００～２０００ｍｐｍの回転速度で金属材が循環するショットブラストキャビンで進行する鋼板に対して、粒度が０．６～１．０ｍｍの金属材ボールが４００～１２００ｋｇ／ｍｉｎで素地鋼板の表面に投射するように１次ショットブラスト処理を実行する段階；
１２００～２０００ｍｐｍの回転速度で金属材が循環するショットブラストキャビンで進行する鋼板に対して、粒度が０．２～０．５ｍｍの金属材ボールが４００～１２００ｋｇ／ｍｉｎで素地鋼板の表面に投射するように２次ショットブラスト処理を実行する段階；
上記ショットブラスト処理された素地鋼板を重量％で、Ｍｇ：４．０～７．０％、Ａｌ：８．２～１９．５％、残部Ｚｎ及びその他の不可避不純物を含み、平衡状態図上の凝固開始温度（Ｔｓ）に対してＴｓ＋２０℃～Ｔｓ＋８０℃の温度に維持されるめっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっきする段階；
上記溶融亜鉛めっきされた鋼板を凝固開始温度から凝固終了温度まで２～８℃／ｓの平均冷却速度で不活性ガスを用いて冷却する段階；を含む、めっき鋼板の製造方法を提供する。
１２００～２０００ｍｐｍの回転速度で金属材が循環するショットブラストキャビンで進行する鋼板に対して、粒度が０．６～１．０ｍｍの金属材ボールが４００～１２００ｋｇ／ｍｉｎで素地鋼板の表面に投射するように１次ショットブラスト処理を実行する段階；
１２００～２０００ｍｐｍの回転速度で金属材が循環するショットブラストキャビンで進行する鋼板に対して、粒度が０．２～０．５ｍｍの金属材ボールが４００～１２００ｋｇ／ｍｉｎで素地鋼板の表面に投射するように２次ショットブラスト処理を実行する段階；
上記ショットブラスト処理された素地鋼板を重量％で、Ｍｇ：４．０～７．０％、Ａｌ：８．２～１９．５％、残部Ｚｎ及びその他の不可避不純物を含み、平衡状態図上の凝固開始温度（Ｔｓ）に対してＴｓ＋２０℃～Ｔｓ＋８０℃の温度に維持されるめっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっきする段階；
上記溶融亜鉛めっきされた鋼板を凝固開始温度から凝固終了温度まで２～８℃／ｓの平均冷却速度で不活性ガスを用いて冷却する段階；を含む、めっき鋼板の製造方法を提供する。
【発明の効果】
【0014】
本発明の一側面によると、耐食性及び溶接性に優れためっき鋼板及びその製造方法を提供することができる。
【0015】
また、本発明の他の一側面によると、耐食性、溶接性及び化成処理性の全てに優れためっき鋼板及びこの製造方法を提供することができる。
【0016】
本発明の多様でありながらも有意義な利点及び効果は、上述した内容に限定されず、本発明の具体的な実施形態を説明する過程でより容易に理解されることができる。
【図面の簡単な説明】
【0017】
【図1】実施例７から得られためっき鋼板に対するＧＤＳを用いた成分分析プロファイルを示した図面である。
【発明を実施するための形態】
【0018】
本明細書で用いられる用語は、特定実施形態を説明するためのものであり、本発明を限定する意図ではない。また、本明細書において用いられる単数の形態は、関連定義がこれと明らかに反対される意味を表しない限り、複数の形態も含む。
【0019】
明細書で用いられる「含む」の意味は、構成を具体化し、他の構成の存在や付加を除外するものではない。
【0020】
異なって定義しない限り、本明細書において用いられる技術用語及び科学用語を含むすべての用語は、本発明が属する技術分野で通常の知識を有する者によって一般的に理解される意味と同じ意味を有する。辞書で定義されている用語は、関連技術文献と現在開示された内容に符合する意味を有するものとして解釈される。
【0021】
以下、本発明の一側面に係る「めっき鋼板」について詳細に説明する。本発明において各元素の含有量を表すときには、特に断りのない限り、重量％を意味する。
【0022】
従来のＺｎ－Ｍｇ－Ａｌ系亜鉛合金めっき鋼板の関連技術では耐食性の向上のためにＭｇを添加したが、Ｍｇを過度に添加する場合、めっき浴浮遊ドロスの発生が多くなって、ドロスを頻繁に除去しなければならない問題があり、Ｍｇ添加量の上限を３％に制限していた。
【0023】
そこで、Ｍｇ添加量を３％より増加させて耐食性をさらに改善するために研究したが、Ｍｇを多く添加するほどめっき浴浮遊ドロスの発生が格段に高くなりめっき浴管理が難しいだけでなく、製品の外観が暗くなり、表面損傷要素が加わることによって、外観品質を確保することが難しいという問題があった。
【0024】
したがって、上述した問題点を解決するために、Ｍｇ添加量を高くするほどＡｌ添加量を同時上向して、Ｍｇ酸化物よりもＡｌ酸化物が優先的にめっき浴表面に形成されて、Ｍｇ酸化物基盤の浮遊ドロスを抑制し、製品の外観が容易に黒化する現象を防止する技術的試みがなされていた。
【0025】
しかし、Ａｌ添加量を高く成分系を設定し、たとえ、めっき作業性及び外観品質を確保しても、めっき層の表面に必然的に生成されるＡｌ酸化物により、塗装接着性劣化による部分的剥離現象及び溶接気孔による溶接継手の形状不良などの表面損傷要素が加わることによって塗装加工及び溶接加工後の外観品質を確保することが難しいという問題があった。
【0026】
それ故に、従来技術では優れた耐食性確保と同時に、優れた溶接性及び／または化成処理性までも確保するＺｎ－Ｍｇ－Ａｌ系亜鉛合金めっき鋼板を提供することは技術的に困難であった。
【0027】
そこで、本発明者らは、上述した問題を解決すると同時に、耐食性だけでなく、溶接性及び／又は化成処理性にも優れためっき鋼板を提供するために鋭意検討を行った結果、めっき層から酸化による影響を除いた後、めっき層の表面から厚さ方向に１／１０ｔ位置（ｔはめっき層の全体厚さ）までの表層部領域における各成分（例えば、Ｚｎ及びＡｌ、さらにはＭｇを含む）の含有量の変化が重要な要素であることを見出して、本発明を完成するに至った。
【0028】
したがって、以下では耐食性に優れると同時に、さらに溶接性及び／または化成処理性にも優れためっき鋼板の構成について具体的に説明する。
【0029】
まず、本発明によるめっき鋼板は、素地鋼板；上記素地鋼板の少なくとも一面に備えられたＺｎ－Ｍｇ－Ａｌ系めっき層；を含む。
【0030】
本発明では、素地鋼板の種類については特に限定しないことができる。例えば、上記素地鋼板は、通常の亜鉛系めっき鋼板の素地鋼板として用いられるＦｅ系素地鋼板、すなわち熱延鋼板または冷延鋼板であることができるが、これに限定されない。あるいは、上記素地鋼板は、例えば、建築用、家電用、自動車用素材として用いられる炭素鋼、極低炭素鋼または高マンガン鋼であることもできる。
【0031】
但し、一例として、上記素地鋼板は、重量％で、Ｃ：０％超過（より好ましくは、０．００１％以上）０．１８％以下、Ｓｉ：０％超過（より好ましくは、０．００１％以上）１．５％以下、Ｍｎ：０．０１～２．７％、Ｐ：０％超過（より好ましくは、０．００１％以上）０．０７％以下、Ｓ：０％超過（より好ましくは、０．００１％以上）０．０１５％以下、Ａｌ：０％超過（より好ましくは、０．００１％以上）０．５％以下、Ｎｂ：０％超過（より好ましくは、０．００１％以上）０．０６％以下、Ｃｒ：０％超過（より好ましくは、０．００１％以上）１．１％以下、Ｔｉ：０％超過（より好ましくは、０．００１％以上）０．０６％以下、Ｂ：０％超過（より好ましくは、０．００１％以上）０．０３％以下、及び残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含む組成を有することができる。
【0032】
特に限定するものではないが、本発明の一実施形態によると、上記素地鋼板の少なくとも一面にはＺｎ－Ｍｇ－Ａｌ系合金からなるＺｎ－Ｍｇ－Ａｌ系めっき層が備えられることができる。上記めっき層は、素地鋼板の一面にのみ形成されていることもでき、あるいは、素地鋼板の両面に形成されていることもできる。このとき、上記Ｚｎ－Ｍｇ－Ａｌ系めっき層は、Ｍｇ及びＡｌを含み、Ｚｎを主に含む（すなわち、Ｚｎを５０％以上含む）めっき層をいう。
【0033】
特に限定するものではないが、本発明の一実施形態によると、上記Ｚｎ－Ｍｇ－Ａｌ系めっき層の厚さは９～１００μｍであることができ、より好ましくは２０～９０μｍであることができる。めっき層の厚さが９μｍ未満であると、めっき層の厚さ偏差から生じる誤差により局部的にめっき層が薄すぎる場合があり、耐食性が劣る場合がある。めっき層の厚さが１００μｍ超過であると、溶融めっき層の冷却が遅れることがあり、一例として垂れ形状などめっき層の表面に凝固欠陥が発生する余地があり、めっき層を凝固させるために鋼板の生産性が低下することがある。
【0034】
一方、特に限定するものではないが、本発明の一実施形態によると、上記素地鋼板と上記Ｚｎ－Ｍｇ－Ａｌ系めっき層との間にはＦｅ－Ａｌ系抑制層をさらに含むことができる。上記Ｆｅ－Ａｌ系抑制層は、ＦｅとＡｌの金属間化合物を主に含む（例えば、６０％以上）層であり、ＦｅとＡｌの金属間化合物としてはＦｅＡｌ、ＦｅＡｌ３、Ｆｅ２Ａｌ５等が挙げられる。その他にも、Ｚｎ、Ｍｇなどのようにめっき層に由来する成分が一部、例えば４０％以下さらに含まれることもできる。上記抑制層は、めっき初期素地鋼板から拡散したＦｅ及びめっき浴成分による合金化により形成された層である。上記抑制層は、素地鋼板とめっき層との密着性を向上させる役割を果たし、同時に素地鋼板からめっき層へのＦｅ拡散を防止する役割を果たすことができる。上記抑制層は、素地鋼板とＺｎ－Ｍｇ－Ａｌ系めっき層との間に連続的に形成されることもでき、不連続的に形成されることもできる。このとき、上記抑制層については、上述した説明を除いては、当該技術分野で通常的に知られた内容を同様に適用することができる。
【0035】
特に限定するものではないが、本発明の一実施形態によると、上記抑制層の厚さは０．０１～２．５０μｍであることができる。上記抑制層は、合金化を防ぎ、耐食性を確保する役割を果たすが、ブリトルであるため、加工性に影響を及ぼすことがあり、その厚さを２．５０μｍ以下にすることができる。但し、抑制層としての役割を果たすためには、その厚さを０．０１μｍ以上にすることができる。上述した効果をより向上させる観点から、好ましくは上記抑制層の厚さの上限は、１．８０μｍであることができる。また、上記抑制層の厚さの下限は０．０２μｍであることができる。このとき、上記抑制層の厚さは、素地鋼板の界面に対して垂直な方向への最小厚さを意味することができる。
【0036】
一方、特に限定するものではないが、本発明の一実施形態によると、上記Ｚｎ－Ｍｇ－Ａｌ系めっき層は、重量％で、Ｍｇ：４．０～７．０％、Ａｌ：８．２～１９．５％、残部Ｚｎ及びその他の不可避不純物を含むことができる。以下では、各成分について具体的に説明する。
【0037】
Ｍｇ：４．０％以上７．０％以下
Ｍｇは、めっき鋼材の耐食性を向上させる役割を果たす元素であり、本発明では目的とする優れた耐食性を確保するためにめっき層内のＭｇ含有量を４．０％以上に制御する。一方、Ｍｇが過度に添加される場合にはドロスが発生する可能性があるため、Ｍｇ含有量を７．０％以下に制御する。一方、上述した効果をより最大化する観点からより好ましくは、上記Ｍｇ含有量の下限は４．７％であることができ、あるいは上記Ｍｇ含有量の上限は６．０％であることができる。
Ｍｇは、めっき鋼材の耐食性を向上させる役割を果たす元素であり、本発明では目的とする優れた耐食性を確保するためにめっき層内のＭｇ含有量を４．０％以上に制御する。一方、Ｍｇが過度に添加される場合にはドロスが発生する可能性があるため、Ｍｇ含有量を７．０％以下に制御する。一方、上述した効果をより最大化する観点からより好ましくは、上記Ｍｇ含有量の下限は４．７％であることができ、あるいは上記Ｍｇ含有量の上限は６．０％であることができる。
【0038】
Ａｌ：８．２％以上１９．５％以下
一般的にＭｇが１％以上添加される場合、耐食性向上の効果は発揮されるが、Ｍｇが２％以上添加すると、めっき浴内のＭｇの酸化によるめっき浴浮遊ドロス発生が増加して、ドロスを頻繁に除去する必要があるという問題がある。このような問題により、従来技術ではＺｎ－Ｍｇ－Ａｌ系亜鉛合金めっきでＭｇを１．０％以上添加して耐食性を確保するが、Ｍｇ含有量の上限線を３．０％に設定して常用化していた。しかし、上述したように、耐食性をさらに向上させるためには、Ｍｇ含有量を４％以上に高める必要があるが、めっき層内のＭｇを４％以上含むと、めっき浴内のＭｇの酸化によるドロスが発生する問題があるため、Ａｌを８．２％以上添加させる必要がある。但し、ドロス抑制のためにＡｌを過度に添加すると、めっき浴の融点が高くなり、それに伴う操業温度が高すぎることによってめっき浴構造物の浸食及び鋼材の変性が生じるなどの高温作業による問題が生じることがある。さらに、めっき浴内のＡｌ含有量が過度であると、Ａｌが素地鉄のＦｅと反応してＦｅ－Ａｌ抑制層の形成に寄与せず、ＡｌとＺｎの反応が急激に起こり、塊状のアウトバースト相（Ｏｕｔｂｕｒｓｔ相）が過度に形成されて耐食性が却って悪化することがある。したがって、めっき層内のＡｌ含有量の上限は１９．５％に制御することが好ましい。一方、上述した効果をより最大化する観点からより好ましくは、上記Ａｌ含有量の下限は１１．０％であることができ、あるいは上記Ａｌ含有量の上限は１８．０％であることができる。
一般的にＭｇが１％以上添加される場合、耐食性向上の効果は発揮されるが、Ｍｇが２％以上添加すると、めっき浴内のＭｇの酸化によるめっき浴浮遊ドロス発生が増加して、ドロスを頻繁に除去する必要があるという問題がある。このような問題により、従来技術ではＺｎ－Ｍｇ－Ａｌ系亜鉛合金めっきでＭｇを１．０％以上添加して耐食性を確保するが、Ｍｇ含有量の上限線を３．０％に設定して常用化していた。しかし、上述したように、耐食性をさらに向上させるためには、Ｍｇ含有量を４％以上に高める必要があるが、めっき層内のＭｇを４％以上含むと、めっき浴内のＭｇの酸化によるドロスが発生する問題があるため、Ａｌを８．２％以上添加させる必要がある。但し、ドロス抑制のためにＡｌを過度に添加すると、めっき浴の融点が高くなり、それに伴う操業温度が高すぎることによってめっき浴構造物の浸食及び鋼材の変性が生じるなどの高温作業による問題が生じることがある。さらに、めっき浴内のＡｌ含有量が過度であると、Ａｌが素地鉄のＦｅと反応してＦｅ－Ａｌ抑制層の形成に寄与せず、ＡｌとＺｎの反応が急激に起こり、塊状のアウトバースト相（Ｏｕｔｂｕｒｓｔ相）が過度に形成されて耐食性が却って悪化することがある。したがって、めっき層内のＡｌ含有量の上限は１９．５％に制御することが好ましい。一方、上述した効果をより最大化する観点からより好ましくは、上記Ａｌ含有量の下限は１１．０％であることができ、あるいは上記Ａｌ含有量の上限は１８．０％であることができる。
【0039】
残部Ｚｎ及びその他の不可避不純物
上述しためっき層の組成以外に、残部はＺｎ及びその他の不可避不純物であることができる。不可避不純物は、通常の溶融亜鉛めっき鋼板の製造工程で意図せずに混入されるものであれば全て含まれることができ、当該技術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。
上述しためっき層の組成以外に、残部はＺｎ及びその他の不可避不純物であることができる。不可避不純物は、通常の溶融亜鉛めっき鋼板の製造工程で意図せずに混入されるものであれば全て含まれることができ、当該技術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。
【0040】
本発明によると、上記めっき層は下記関係式１及び２を満たす。
［関係式１］
－１０．０≦［Ｚｎ］１／１０ｔ－［Ｚｎ］ｓ≦－５．０
（上記関係式１において、上記［Ｚｎ］１／１０ｔはめっき層の表面から厚さ方向に１／１０ｔ位置（ｔはめっき層の全体厚さ）におけるＺｎの重量％含有量を表し、上記［Ｚｎ］ｓはめっき層の表面におけるＺｎの重量％含有量を表す。）
［関係式２］
＋３．０≦［Ａｌ］１／１０ｔ－［Ａｌ］ｓ≦＋１３．０
（上記関係式２において、上記［Ａｌ］１／１０ｔはめっき層の表面から厚さ方向に１／１０ｔ位置（ｔはめっき層の全体厚さ）におけるＡｌの重量％含有量を表し、上記［Ａｌ］ｓはめっき層の表面におけるＡｌの重量％含有量を表す。）
［関係式１］
－１０．０≦［Ｚｎ］１／１０ｔ－［Ｚｎ］ｓ≦－５．０
（上記関係式１において、上記［Ｚｎ］１／１０ｔはめっき層の表面から厚さ方向に１／１０ｔ位置（ｔはめっき層の全体厚さ）におけるＺｎの重量％含有量を表し、上記［Ｚｎ］ｓはめっき層の表面におけるＺｎの重量％含有量を表す。）
［関係式２］
＋３．０≦［Ａｌ］１／１０ｔ－［Ａｌ］ｓ≦＋１３．０
（上記関係式２において、上記［Ａｌ］１／１０ｔはめっき層の表面から厚さ方向に１／１０ｔ位置（ｔはめっき層の全体厚さ）におけるＡｌの重量％含有量を表し、上記［Ａｌ］ｓはめっき層の表面におけるＡｌの重量％含有量を表す。）
【0041】
本発明者らは従来技術に比べてさらに向上した耐食性確保と同時に、溶接性及び／又は化成処理性を確保するために鋭意検討を行った結果、めっき層における酸化による影響を除き、めっき層の表面から厚さ方向に１／１０ｔ位置（ｔはめっき層の全体厚さ）までの表層部領域における各成分（例えば、Ｚｎ及びＡｌ、さらにはＭｇを含む）の含有量の変化が重要な要素であることを見出した。
【0042】
本発明において、上記Ｚｎ－Ｍｇ－Ａｌ系めっき層は、高耐食めっき鋼板において共通して現れる相であるＺｎ単相及びＺｎ－ＭｇＺｎ２－Ａｌ系３元共晶相を含むことができる。通常めっき層内のＡｌとＭｇ含有量が少ないほど、全体めっき層で上記Ｚｎ単相及びＺｎ－ＭｇＺｎ２－Ａｌ系３元共晶相が生成される量が多くなり、めっき層内のＡｌ及びＭｇ含有量が多くなるほどＭｇＺｎ２相及びＡｌ単相が生成される量が多くなる傾向がある。このとき、Ｍｇ含有量が４％以上である本発明のようなめっき成分系では、Ｍｇ含有量が増えるほどドロス抑制のためにＡｌ含有量も同時に増加しなければならないため、それに応じてＡｌ単相も共存するようになる。そこで、本発明者らは研究を重ねることにより、上述したＭｇＺｎ２相及びＡｌ単相の核生成－成長をめっき層の表面で抑制し、めっき層の内部で促進させることが、めっき層の表面にＺｎ単相、Ａｌ－Ｚｎ系２元共晶相及びＺｎ－ＭｇＺｎ２－Ａｌ系３元共晶相の分布を高くすることができ、Ｚｎ成分の含有量が高いと同時にＡｌ成分の含有量が低いめっき層の表面を製作するのに寄与することを見出した。
【0043】
すなわち、本発明者らは、上述した耐食性の確保と同時に、溶接性及び化成処理性に直接的な影響を及ぼす領域は、めっき層の表面から厚さ方向に１／１０ｔ位置までの表層部領域であることを確認した。したがって、上記めっき層の表層部領域におけるＺｎ含有量の変化及びＡｌ含有量の変化を上述した関係式１及び２を満たすように制御することで、耐食性だけでなく、溶接性及び／又は化成処理性にも優れためっき鋼板を効果的に得られることが分かった。
【0044】
一方、特に限定するものではないが、本発明の一実施形態によると、上述した効果をより最大化する観点からより好ましくは、上記関係式１で定義される［Ｚｎ］１／１０ｔ－［Ｚｎ］ｓ値の下限は－９．９であることができ、あるいは上記［Ｚｎ］１／１０ｔ－［Ｚｎ］ｓ値の上限は－５．３（最も好ましくは－７．０）であることができる。また、上記関係式２で定義された［Ａｌ］１／１０ｔ－［Ａｌ］ｓ値の下限は＋６．４であることができ、あるいは上記［Ａｌ］１／１０ｔ－［Ａｌ］ｓ値の上限は＋１１．１であることができる。
【0045】
また、特に限定するものではないが、本発明の一実施形態によると、本発明者らは、耐食性をさらに改善するために鋭意検討を行った結果、選択的に、下記関係式３をさらに満たすように厚さ方向にＭｇ含有量のプロファイルを制御することで、厚さ方向に均一に腐食が進行することにより、さらに高いレベルの耐食性に向上させる効果があることをさらに発見した。
［関係式３］
－１．０≦［Ｍｇ］１／１０ｔ－［Ｍｇ］ｓ≦＋１．０
（上記関係式３において、上記［Ｍｇ］１／１０ｔはめっき層の表面から厚さ方向に１／１０ｔ位置（ｔはめっき層の全体厚さ）におけるＭｇの重量％含有量を表し、上記［Ｍｇ］ｓはめっき層の表面におけるＭｇの重量％含有量を表す。）
［関係式３］
－１．０≦［Ｍｇ］１／１０ｔ－［Ｍｇ］ｓ≦＋１．０
（上記関係式３において、上記［Ｍｇ］１／１０ｔはめっき層の表面から厚さ方向に１／１０ｔ位置（ｔはめっき層の全体厚さ）におけるＭｇの重量％含有量を表し、上記［Ｍｇ］ｓはめっき層の表面におけるＭｇの重量％含有量を表す。）
【0046】
本発明の一実施形態によると、上記Ｚｎ－Ｍｇ－Ａｌ系めっき層の耐食性機構として作用する犠牲防食セルは、ＭｇＺｎ２の電位が水素還元電位上－１．２Ｖであり、Ａｌの電位が水素還元電位上－０．７Ｖとして大きな電位差を確保することで、それぞれ陽極と陰極として作用して、隣接しているＭｇＺｎ２相とＡｌ単相の微細組織との間のガルバニックセル（Ｇａｌｖａｎｉｃ ｃｅｌｌ）を形成する。すなわち、腐食が進行する際に、溶出が行われる犠牲防食セルの陽極（ＭｇＺｎ２）がめっき層の深さ方向に不規則的に形成されている場合、上述した優れた耐食性及び犠牲防食性を有するガルバニックセルの陽極－陰極の電位差が平板の位置別に異なるように形成されて、特定の部位が先に腐食が起こり、位置別に不均一に腐食が進行されることができる。したがって、上記関係式３を満たすようにめっき層の表層部のＭｇ含有量の変化を少なく制御することで、厚さ方向への均一な腐食を促進して全体的な耐食性をさらに改善することができるようになる。
【0047】
一方、特に限定するものではないが、本発明の一実施形態によると、上述した効果をより最大化する観点からより好ましくは、上記関係式３で定義された［Ｍｇ］１／１０ｔ－［Ｍｇ］ｓ値の下限は－０．８であることができ、あるいは上記［Ｍｇ］１／１０ｔ－［Ｍｇ］ｓ値の上限は＋０．８であることができる。
【0048】
上述した関係式１～３で定義した１／１０ｔ位置における各成分の含有量及びめっき層の表面における各成分の含有量に対する測定方法については特に限定しないが、例えば次のような方法で測定することができる。
【0049】
すなわち、めっき鋼材を垂直方向に切断した後、グロー放電分光分析器（ＧＤＳ；Ｇｌｏｗ Ｄｉｓｃｈａｒｇｅ Ｏｐｔｉｃａｌ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）を用いてめっき層断面におけるＺｎ、Ａｌ、Ｍｇ、及びＦｅ等の各成分に対する含有量分布を測定する。続いて、めっき層の酸化による影響を排除するために、本発明ではめっき層最表面から厚さ方向に０．１μｍまでの領域は除外する。したがって、本明細書において、上述した「めっき層の表面」とは、上記酸化による影響を受ける領域を除き、厚さ方向にめっき層の最表面から０．１μｍ位置となる地点を意味する。したがって、上記関係式１～３で定義されためっき層の表面における各成分の含有量は、めっき層最表面から０．１μｍ位置における各成分（Ｚｎ、Ａｌ、及びＭｇ）の含有量と定義することができる。
【0050】
一方、上述しためっき層の表面から厚さ方向に１／１０ｔ位置における各成分の含有量を定義するために、全体めっき層の厚さ（ｔ）は、上記ＧＤＳを用いて測定された各成分のプロファイルに基づいて、めっき層の表面からＺｎ及びＦｅの含有量が互いに一致する位置までの距離をｔと定義する。これにより、上記めっき層の全体厚さｔに対する１／１０ｔ位置を定義可能であるため、１／１０ｔとなる地点でのＧＤＳで測定された各成分（Ｚｎ、Ａｌ及びＭｇ）の含有量を測定することができる。
【0051】
例えば、図１で定義された実施例７の場合には、ＺｎとＦｅの含有量が互いに一致する位置までのｔの値は３４μｍ程度となる。したがって、１／１０ｔ位置はめっき層の表面から３．４μｍ程度の地点を意味するため、上記めっき層の表面から３．４μｍ程度の地点における各成分の重量％含有量を測定することで、［Ｚｎ］１／１０ｔ、［Ａｌ］１／１０ｔ、［Ｍｇ］１／１０ｔの値を測定することができる。
【0052】
また、特に限定するものではないが、本発明の一実施形態によると、上記めっき層の表面から厚さ方向に２／３ｔ位置におけるＭｇの重量％含有量は、めっき層内のＭｇの重量％平均含有量に対して±０．５ｗｔ％範囲であることができる。これを満たすことにより、厚さ方向に均一に腐食が進行されて、さらに高いレベルの耐食性に向上させる効果を発揮することができる。
【0053】
一方、特に限定するものではないが、上述した効果をより最大化する観点からより好ましくは、上記めっき層の表面から厚さ方向に２／３ｔ位置におけるＭｇの重量％含有量はめっき層内のＭｇの重量％平均含有量に対して±０．３ｗｔ％の範囲を満たすことができる。
【0054】
このとき、上記めっき層内のＭｇの重量％平均含有量の測定方法については特に限定されない。但し、一例として、上述したＧＤＳを用いて測定された厚さ方向におけるＭｇ含有量の変化を基準に、めっき層の最表面から０．１μｍまでの領域を除き、最短距離ｔまで０．５μｍ毎に各地点におけるＭｇ含量を測定した後、これによって計算された平均値で定義することができる。
【0055】
また、上記めっき層の表面から厚さ方向に２／３ｔ位置におけるＭｇの重量％含有量についても同様に、めっき層最表面から０．１μｍまでの領域を除き、先に定義したｔを基準として２／３ｔ位置におけるＭｇ含有量を意味することができる。
【0056】
一方、特に限定するものではないが、本発明の一実施形態によると、選択的に、上記めっき層の表面でＺｎ固溶率が２７原子％以上であるＡｌ単相の面積率は、２．０～１０．１％であることができる。上記Ｚｎ固溶率が２７原子％以上のＡｌ単相の面積率が２．０％未満であるか、１０．０％超過であると、溶接性及び化成処理性のうち１つ以上の特性が悪化される余地がある。上述した効果をより向上させる観点から、好ましくは、上記Ｚｎ固溶率が２７原子％以上のＡｌ単相の面積率の下限は２．２％であることができ、あるいは上記Ｚｎ固溶率が２７原子％以上のＡｌ単相の面積率の上限は、４．０％であることができる。
【0057】
このとき、本明細書において、Ａｌ単相とは、Ｚｎ固溶率に関わらず、Ａｌを主体とする相を意味するものであり、固溶したＺｎ及び不可避に含まれるＭｇ等の不純物を除いては残部がＡｌである相を意味する。具体的には、通常的に従来技術では、Ａｌ単相としてＺｎ固溶率が２７％未満と低いＡｌ単相のみが存在することが知られていた。しかし、本発明者らは鋭意検討を行った結果、めっき層の表面に存在するＡｌ単相はＺｎ固溶率が２７％未満と低いＡｌ単相だけでなく、Ｚｎ固溶率が２７％以上と高いＡｌ単相も存在することが分かった。さらに、追加的に上述した耐食性、溶接性及び化成処理性などを改善するためには、Ｚｎ固溶率が２７％以上のＡｌ単相の面積率を低く制御するが、２．０面積％以上含ませることが溶接性及び化成処理性に悪影響を与えるめっき層の表面に生成されるＡｌ酸化物を減少させる観点から有効な要素であることが分かった。
【0058】
また、上記めっき層の表面におけるＺｎ固溶率が２７原子％以上であるＡｌ単相の面積率の測定方法については特に限定されない。但し、一例として、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）の測定条件で導出されたイメージを浦項産業科学研究院（ＲＩＳＴ）のＲＩＳＡ（微細組織相分率の分析ソフト）のスーパーピクセル（Ｓｕｐｅｒ－ｐｉｘｅｌ）アルゴリズム基盤、イメージ自動生成ソフトを利用する。スーパーピクセルアルゴリズムは、全体イメージを数千個から数万個の領域（スーパーピクセル）に分割して、パターンや特徴が類似したスーパーピクセルを比較して類似度を測定し、ピクセルの明るさ値に対するヒストグラムを計算した後、類似度が事前に定義した閾値以上の場合、スーパーピクセルを自動的に選択する機構である。事前に定義した閾値を指定する一例として、ＳＥＭで導出されたイメージの上記Ａｌ単相の境界はＥＤＳを活用してＡｌ単相組織内に固溶されているＺｎ固溶率２７原子％を基準に各相に対する定義を事前に行うことで、ソフト上の明るさ値に対するヒストグラム化及び組織の区別が可能になる。上述したＲＩＳＡ（微細組織相分率の分析ソフト）に対する技術的思想は、韓国公開公報第２０１９－００７８３３１号を通じて確認することができる。
【0059】
次に、本発明の他の一側面に係る「めっき鋼板の製造方法」について詳細に説明する。但し、本発明のめっき鋼板が必ずしも以下の製造方法により製造されなければならないことを意味するものではない。
【0060】
本発明の一実施形態によると、まず、素地鋼板を準備する段階をさらに含むことができ、素地鋼板の種類は特に限定されない。通常の溶融亜鉛めっき鋼板の素地鋼板として用いられるＦｅ系素地鋼板、すなわち熱延鋼板または冷延鋼板であることができるが、これに限定されるものではない。また、上記素地鋼板は、例えば、建築用、家電用、自動車用素材として用いられる炭素鋼、極低炭素鋼、または高マンガン鋼であることができるが、これに制限されるものではない。このとき、上記素地鋼板については上述した説明を同様に適用することができる。
【0061】
本発明によると、１２００～２０００ｍｐｍの回転速度で金属材が循環するショットブラストキャビンで進行する鋼板に対して、粒度が０．６～１．０ｍｍの金属材ボールが４００～１，２００ｋｇ／ｍｉｎで素地鋼板の表面に投射するように１次ショットブラスト処理を行う。上記１次ショットブラスト処理の条件を満たすことにより、めっき前の素地鋼板の表面酸化物を１次的に除去して、酸化物による影響を最小化する効果を確保することができる。
【0062】
上記１次ショットブラスト処理に続いて、１２００～２０００ｍｐｍの回転速度で金属材が循環するショットブラストキャビンで進行する鋼板に対して、粒度が０．２～０．５ｍｍの金属材ボールが４００～１２００ｋｇ／ｍｉｎで素地鋼板の表面に投射するように２次ショットブラスト処理を行う。上記２次ショットブラスト処理の条件を満たすことにより、鋼板表面に微細な塑性変形を付与して素地鉄組織に転位（ｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎ）密度を増加させてめっき反応を活性化させる効果を確保することができる。
【0063】
次いで、上記１次及び２次ショットブラスト処理された素地鋼板を、重量％で、Ｍｇ：４．０～７．０％、Ａｌ：８．２～１９．５％、残部Ｚｎ及びその他の不可避不純物を含み、平衡状態図上の凝固開始温度（Ｔｓ）に対してＴｓ＋２０℃～Ｔｓ＋８０℃の温度に維持されるめっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっきを行う。
【0064】
このとき、本発明の一実施形態によると、上述しためっき浴における成分添加理由及び含有量の限定理由については、素地鋼板から流入される余地がある少量のＦｅの含有量を除き、上述しためっき層の成分に対する説明を同様に適用することができる。
【0065】
一方、上述した組成のめっき浴を製造するためには、所定のＺｎ、Ａｌ及びＭｇを含有する複合インゴット又は個別成分が含有されたＺｎ－Ｍｇ、Ｚｎ－Ａｌインゴットを用いることができる。溶融めっきで消耗されるめっき浴を補うためには、上記インゴットをさらに溶解して供給するようになる。この場合、インゴットを直接めっき浴に浸漬して溶解する方法を選ぶこともでき、インゴットを別途のポートに溶解させた後、溶融した金属をめっき浴に補充する方法を選ぶこともできる。
【0066】
また、めっき浴の温度は、平衡状態図上の凝固開始温度（Ｔｓ）に対して２０～８０℃高い温度（すなわち、Ｔｓ＋２０℃～Ｔｓ＋８０℃）に維持されることができる。このとき、特に限定するものではないが、上記平衡状態図上の凝固開始温度は３９０～４６０℃の範囲であることができ、あるいは上記めっき浴の温度は４４０～５２０℃の範囲で維持されることができる。上記めっき浴の温度が高いほど、めっき浴内の流動性確保及び均一な組成形成が可能であり、浮遊ドロスの発生量を減少させることができる。めっき浴の温度がＴｓ＋２０℃未満であると、インゴットの溶解が非常に遅く、めっき浴の粘性が大きくて優れためっき層の表面品質を確保しにくいことがある。一方、めっき浴の温度がＴｓ＋８０℃を超過すると、Ｚｎ蒸発によるアッシュ（ａｓｈ）性欠陥がめっき表面に誘発される問題が発生する可能性がある。
【0067】
一方、上記溶融亜鉛めっきされた鋼板を表面温度の基準で、凝固開始温度から凝固終了温度まで２～８℃／ｓの平均冷却速度で不活性ガスを用いて冷却する。本発明によると、このような徐冷によりめっき層の表面よりもめっき層の内部への核生成及び成長を促進するのに寄与することができる。したがって、上述した平均冷却速度が２℃／ｓ未満であると、ＭｇＺｎ２組織が表面に非常に粗大に発達して、めっき層全体がブリトル（ｂｒｉｔｔｌｅ）になってクラック発生が激しくなり、均一な耐食性及び加工性確保に不利になることができる。一方、上記平均冷却速度が８℃／ｓ超過であると、溶融めっき過程中の液相から固相への変化が過度に急激に起こり、めっき層の表面に局部的に均一でない相が形成されてめっき鋼板の幅方向の色偏差及び耐食性の低下の結果を招く可能性がある。
【0068】
また、特に限定するものではないが、本発明の一実施形態によると、選択的に、上記溶融亜鉛めっきを行う前に、上記ショットブラスト処理された素地鋼板を表面粗さＲａが１．８～２．８μｍのダルロールを利用して１００～４００ｔｏｎのロール圧下を鋼板表面に加える事前調質圧延を行う段階をさらに含むことができる。
【0069】
本発明者らは、さらに溶接性及び／または化成処理性を向上させるために鋭意検討を行った結果、上述した条件を満たすダルロール（ｄｕｌｌ ｒｏｌｌ）を用いて事前調質圧延（ＳＰＭ）処理を行うことにより、素地鋼板の表面形状を不規則的に制御することができ、これにより後続するめっき工程によりめっき層の内部への凝固核の生成サイトを最大化させる効果が発揮されることが分かった。
【0070】
具体的には、上記ダルロールの表面粗さＲａが１．８μｍ未満であると、めっき層の内部の核生成よりもめっき層の表層部の核生成を促進するという問題が生じることがある。一方、上記ダルロールの表面粗さＲａが２．８μｍ超過であると、素地鋼板に過度の凹んだ痕が発生して、後続のめっき工程により形成された溶融めっき層の厚さが幅方向に不均一になる問題が生じることがある。
【0071】
また、上記ダルロール（ｄｕｌｌ ｒｏｌｌ）のロール圧下が１００ｔｏｎ未満であると、素地鋼板の形状制御効果が低く、上述しためっき層の内部の凝固核生成促進効果を期待することが困難であり、上記ダルロール（ｄｕｌｌ ｒｏｌｌ）のロール圧下が４００ｔｏｎ超過であると、素地鋼板のＣ反り等を誘導するおそれがあり、めっき層厚さ方向に均一な形成寄与の効果を期待することが難しい。
【0072】
上述したように、めっき組成及び製造条件を精密制御することにより、耐食性だけでなく、溶接性及び／または化成処理性に全て優れためっき鋼板を効果的に提供することができる。
【実施例】
【0073】
以下、実施例を通じて本発明をより具体的に説明する。但し、下記実施例は例示によって本発明を説明するためのもので、本発明の権利範囲を限定するためのものではないことに留意する必要がある。本発明の権利範囲は、特許請求の範囲に記載された事項及びこれから合理的に類推される事項によって決定されるためである。
【0074】
（実施例）
Ｃ：０．０１８％、Ｓｉ：０．０１％、Ｍｎ：０．２％、Ｐ：０．００９％、Ｓ：０．００５％、Ａｌ：０．１％、Ｎｂ：０．０２％、Ｃｒ：０．２％、Ｔｉ：０．０２％、Ｂ：０．０１５％、残部Ｆｅ及び不純物の組成を有する素地鋼板に、下記表１に記載された条件で１次及び２次ショットブラスト処理を行った。続いて、下記表１に記載の条件を満たすように、事前調質圧延（ＳＰＭ）処理を行った。この後、下記表２に記載のめっき浴組成（残部Ｚｎ及び不純物）及びめっき浴温度を満たすように溶融亜鉛めっきを行った後、下記表２の条件を満たすように不活性ガスＮ２を用いて冷却した。
Ｃ：０．０１８％、Ｓｉ：０．０１％、Ｍｎ：０．２％、Ｐ：０．００９％、Ｓ：０．００５％、Ａｌ：０．１％、Ｎｂ：０．０２％、Ｃｒ：０．２％、Ｔｉ：０．０２％、Ｂ：０．０１５％、残部Ｆｅ及び不純物の組成を有する素地鋼板に、下記表１に記載された条件で１次及び２次ショットブラスト処理を行った。続いて、下記表１に記載の条件を満たすように、事前調質圧延（ＳＰＭ）処理を行った。この後、下記表２に記載のめっき浴組成（残部Ｚｎ及び不純物）及びめっき浴温度を満たすように溶融亜鉛めっきを行った後、下記表２の条件を満たすように不活性ガスＮ２を用いて冷却した。
【0075】
【表1】
Ｄｕｌｌ＊：ロールの表面粗さＲａが１．８～２．８μｍのダルロールを使用
【0076】
【表2】
Ｔｅ＊：凝固終了温度［℃］
【0077】
上述しためっき鋼板の試験片を製作して、めっき層を塩酸溶液に溶解した後、溶解された液体を湿式分析（ＩＣＰ）方法で分析してめっき層の組成を測定し、下記表３に示した（但し、残部はＺｎ及び不純物に該当）。
【0078】
また、上記めっき層と素地鉄の界面が観察されるように鋼板の厚さ方向（すなわち、圧延方向に垂直な方向）に切断した断面試験片を製造した後、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）で撮影して、素地鋼板とＺｎ－Ｍｇ－Ａｌ系めっき層との間に０．０２μｍ厚さのＦｅ－Ａｌ系抑制層が形成されることを確認した。
【0079】
また、ＧＤＳ測定装置を用いてめっき層の表面から厚さ方向への成分分析を行い、Ｚｎ、Ａｌ、及びＭｇの各成分に対する１／１０ｔ位置における含有量及び酸化による影響を除くために、表面から０．１μｍである地点までの領域を除いて、上記０．１μｍ地点である表面での含有量を測定し、これを下記表３に示した。
【0080】
【表3】
［Ｚｎ］ｓ：めっき層の表面におけるＺｎの重量％含有量
［Ａｌ］１／１０ｔ：めっき層の表面から厚さ方向に１／１０ｔ位置（ｔはめっき層の全体厚さ）におけるＡｌの重量％含有量
［Ａｌ］ｓ：めっき層の表面におけるＡｌの重量％含有量
［Ｍｇ］１／１０ｔ：めっき層の表面から厚さ方向に１／１０ｔ位置（ｔはめっき層の全体厚さ）におけるＭｇの重量％含有量
［Ｍｇ］ｓ：めっき層の表面におけるＭｇの重量％含有量
【0081】
さらに、めっき層の表面から厚さ方向に２／３ｔ位置におけるＭｇの重量％含有量を明細書で上述した方法と同様に測定した。同様に、めっき層内のＭｇの重量％平均含有量も明細書で上述した方法と同様に測定した。
【0082】
また、めっき層の表面をＳＥＭで撮影した後、Ｚｎ固溶率が２７原子％以上のＡｌ単相の面積率を測定した。上記値を下記表４に示した。
【0083】
【表4】
【0084】
各実施例及び比較例について、下記の基準で特性を評価し、特性の評価結果を下記表５に示した。
【0085】
＜耐食性＞
耐食性を評価するために、塩水噴霧試験装置（Ｓａｌｔ Ｓｐｒａｙ Ｔｅｓｔｅｒ）を用いてＩＳＯ１４９９３に準じた試験方法により、下記基準によって評価した。
◎：赤錆発生にかかる時間が同一厚さのＺｎめっきに対して４０倍超過
○：赤錆発生にかかる時間が同一厚さのＺｎめっきに対して３０倍以上４０倍未満
△：赤錆発生にかかる時間が同一厚さのＺｎめっきに対して２０倍以上３０倍未満
×：赤錆発生にかかる時間が同一厚さのＺｎめっきに対して２０倍未満
耐食性を評価するために、塩水噴霧試験装置（Ｓａｌｔ Ｓｐｒａｙ Ｔｅｓｔｅｒ）を用いてＩＳＯ１４９９３に準じた試験方法により、下記基準によって評価した。
◎：赤錆発生にかかる時間が同一厚さのＺｎめっきに対して４０倍超過
○：赤錆発生にかかる時間が同一厚さのＺｎめっきに対して３０倍以上４０倍未満
△：赤錆発生にかかる時間が同一厚さのＺｎめっきに対して２０倍以上３０倍未満
×：赤錆発生にかかる時間が同一厚さのＺｎめっきに対して２０倍未満
【0086】
＜化成処理性＞
化成処理性を評価するために、鋼板を脱脂－水洗－表面調整－リン酸塩処理の工程順に実施し、リン酸塩溶液中の自由酸度（Ｆｒｅｅ Ａｃｉｄ）は０．７～０．９であり、全酸度（Ｔｏｔａｌ Ａｃｉｄ）は１９～２１であり、促進度（Ａｃｃｅｌｅｒａｔｏｒ）は４～４．５とした。また、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて、鋼板表面の任意の３地点を１，０００倍倍率で拡大して観察し、１つの観察視野内でリン酸塩粒子の長方向の大きさが大きい順に２０個を選定した後、平均を出して再び３地点の平均値を求めた後、その値によって以下のように評価した。
○：リン酸塩粒子の長方向の長さ＜５μｍ
△：リン酸塩粒子の長方向の長さ５～８μｍ
×：リン酸塩粒子の長方向の長さ＞８μｍ
化成処理性を評価するために、鋼板を脱脂－水洗－表面調整－リン酸塩処理の工程順に実施し、リン酸塩溶液中の自由酸度（Ｆｒｅｅ Ａｃｉｄ）は０．７～０．９であり、全酸度（Ｔｏｔａｌ Ａｃｉｄ）は１９～２１であり、促進度（Ａｃｃｅｌｅｒａｔｏｒ）は４～４．５とした。また、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて、鋼板表面の任意の３地点を１，０００倍倍率で拡大して観察し、１つの観察視野内でリン酸塩粒子の長方向の大きさが大きい順に２０個を選定した後、平均を出して再び３地点の平均値を求めた後、その値によって以下のように評価した。
○：リン酸塩粒子の長方向の長さ＜５μｍ
△：リン酸塩粒子の長方向の長さ５～８μｍ
×：リン酸塩粒子の長方向の長さ＞８μｍ
【0087】
＜溶接性＞
溶接性を評価するために、溶接作業性に影響を及ぼすスパッタ発生量及び溶接部の引張強度に影響を与える気孔率を評価した。上記溶接性評価は、ガスＣＯ２、溶接材料ＫＣ－２８ ｓｏｌｉｄ ｗｉｒｅ、電流１５０Ａ、電圧２０Ｖ、溶接速度０．６ｍ／ｍｉｎの条件でガスメタルアーク（ＧＭＡ）溶接を行った。スパッタ発生量は溶接開始直後５秒単位に５回写真撮影して相対的な発生量を比較し、溶接気孔率は溶接部放射線非破壊検査後に溶接線に対する気孔欠陥の分布率（％）を測定した。
○：同一厚さのＺｎめっきに対してスパッタ量５倍未満、気孔率１５％未満
△：同一厚さのＺｎめっきに対してスパッタ量５倍以上１５倍未満、気孔率１５％以上３０％未満
×：同一厚さのＺｎめっきに対してスパッタ量１５倍以上、気孔率３０％以上
溶接性を評価するために、溶接作業性に影響を及ぼすスパッタ発生量及び溶接部の引張強度に影響を与える気孔率を評価した。上記溶接性評価は、ガスＣＯ２、溶接材料ＫＣ－２８ ｓｏｌｉｄ ｗｉｒｅ、電流１５０Ａ、電圧２０Ｖ、溶接速度０．６ｍ／ｍｉｎの条件でガスメタルアーク（ＧＭＡ）溶接を行った。スパッタ発生量は溶接開始直後５秒単位に５回写真撮影して相対的な発生量を比較し、溶接気孔率は溶接部放射線非破壊検査後に溶接線に対する気孔欠陥の分布率（％）を測定した。
○：同一厚さのＺｎめっきに対してスパッタ量５倍未満、気孔率１５％未満
△：同一厚さのＺｎめっきに対してスパッタ量５倍以上１５倍未満、気孔率１５％以上３０％未満
×：同一厚さのＺｎめっきに対してスパッタ量１５倍以上、気孔率３０％以上
【0088】
また、各実施例及び比較例から得られる鋼板について、耐食性、化成処理性、及び溶接性を評価し、その評価結果を下記表５に示した。
【0089】
【表5】
【0090】
上記表５から分かるように、本発明のめっき組成及び製造条件を全て満たす実施例１～９の場合、本発明で規定する関係式１及び２を満たすことにより、めっき鋼板の耐食性、化成処理性及び溶接性のうち１つ以上の特性が比較例に比べて、全て優れることを確認した。
【0091】
特に、上記実施例７～９の場合、めっき層の表面から厚さ方向に２／３ｔ位置までＭｇの重量％含有量がめっき層内のＭｇの重量％平均含有量に対して±０．５ｗｔ％を満たすことにより、実施例１～６よりも耐食性にさらに優れていた。
【0092】
一方、本発明のめっき組成を満たさない比較例１～４の場合、上述した耐食性、化成処理性及び溶接性のうち１つ以上の特性が劣化することを確認した。
【0093】
具体的には、比較例１及び３は、めっき層のＭｇ含有量が未達であるため、耐食性が最も劣化するだけでなく、関係式２から定義される［Ａｌ］１／１０ｔ－［Ａｌ］ｓの値が満たなくて、化成処理性及び溶接性が劣化することを確認した。
【0094】
また、比較例２及び４は、めっき層のＭｇ含有量を満たして耐食性は確保可能であっても、関係式１及び２を満たさず、めっき層の表面にＡｌ含有量が過度であるため、化成処理性及び溶接性が非常に劣化した。
【0095】
また、本発明で規定するめっき組成は満たすが、製造条件を満たさない比較例５～８の場合、めっき組成を満たすことで耐食性は確保可能であっても、関係式１及び２を満たさないことにより、化成処理性及び溶接性が劣化した。
【図1】
【図】
【誤訳訂正書】
【提出日】2024-06-12
【誤訳訂正1】
【訂正対象書類名】明細書
【訂正対象項目名】全文
【訂正方法】変更
【訂正の内容】
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本発明は、耐食性及び表面外観に優れた高耐食めっき鋼板及びその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【0002】
亜鉛系めっき鋼板は、腐食環境に晒されたとき、鉄より酸化還元電位が低い亜鉛が先に腐食され、鋼材の腐食が抑制される犠牲防食の特性を有する。また、めっき層の亜鉛が酸化しながら鋼材の表面に緻密な腐食生成物を形成させて、酸化雰囲気から鋼材を遮断することで鋼材の耐腐食性を向上させる。このような有利な特性のために、亜鉛系めっき鋼板は最近、建資材、家電製品及び自動車用鋼板にその適用範囲が拡大している。
【0003】
しかし、産業高度化に伴う大気汚染の増加により腐食環境が徐々に悪化しており、資源及び省エネに対する厳しい規制により、従来の亜鉛めっき鋼材よりもさらに優れた耐食性を有する鋼材の開発に対する必要性が高まっている。
【0004】
かかる問題を改善するために、亜鉛めっき浴にアルミニウム（Ａｌ）及びマグネシウム（Ｍｇ）等の元素を添加して鋼材の耐食性を向上させる亜鉛合金系めっき鋼板の製造技術に関する研究が様々に進められている。代表的な例としては、Ｚｎ－Ａｌめっき組成系にＭｇをさらに添加したＺｎ－Ｍｇ－Ａｌ系亜鉛合金めっき鋼板がある。
【0005】
しかし、Ｚｎ－Ｍｇ－Ａｌ系亜鉛合金めっき鋼板の場合、加工されて用いられる場合が多いが、めっき層の表面が不均一であり、粗さが高くて塗装後の鮮映性が悪いという欠点がある。
【0006】
それだけでなく、Ｚｎ－Ｍｇ－Ａｌ系亜鉛合金めっき鋼板は、徐冷時にスパングルが発生し易く、これにより表面外観が美麗でないという問題がある。
【0007】
したがって、これまで耐食性のみならず、塗装後の鮮映性及び表面外観にも全て優れた高級の需要を満たすことができるレベルの技術は開発されていない実情である。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0008】
【特許文献1】韓国公開公報第２０１０－００７３８１９号
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0009】
本発明の一側面によると、耐食性及び表面外観に優れためっき鋼板及びその製造方法を提供する。
【0010】
また、本発明の他の一側面によると、耐食性、表面外観及び塗装後の鮮映性にも全て優れためっき鋼板及びこの製造方法を提供する。
【0011】
本発明の課題は、上述した内容に限定されない。本発明が属する技術分野において通常の知識を有する者であれば、誰でも本発明の明細書の全体内容から発明の追加的な課題を理解するのに困難がない。
【課題を解決するための手段】
【0012】
本発明の一側面は、
素地鋼板；及び
上記素地鋼板の少なくとも一面に備えられたＺｎ－Ｍｇ－Ａｌ系めっき層；を含み、
上記めっき層は、重量％で、Ｍｇ：４．０～６．３％、Ａｌ：１１．０～１９．５％、残部Ｚｎ及びその他の不可避不純物を含み、
下記関係式１を満たす、めっき鋼板を提供する。
［関係式１］
０．１≦Ｉ（１１０）／Ｉ（１０３）≦０．２５
（上記関係式１において、上記Ｉ（１１０）はＭｇＺｎ２相の（１１０）面の結晶ピークのＸ線回折積分強度を示し、上記Ｉ（１０３）はＭｇＺｎ２相の（１０３）面の結晶のＸ線回折積分強度を示す。）
素地鋼板；及び
上記素地鋼板の少なくとも一面に備えられたＺｎ－Ｍｇ－Ａｌ系めっき層；を含み、
上記めっき層は、重量％で、Ｍｇ：４．０～６．３％、Ａｌ：１１．０～１９．５％、残部Ｚｎ及びその他の不可避不純物を含み、
下記関係式１を満たす、めっき鋼板を提供する。
［関係式１］
０．１≦Ｉ（１１０）／Ｉ（１０３）≦０．２５
（上記関係式１において、上記Ｉ（１１０）はＭｇＺｎ２相の（１１０）面の結晶ピークのＸ線回折積分強度を示し、上記Ｉ（１０３）はＭｇＺｎ２相の（１０３）面の結晶のＸ線回折積分強度を示す。）
【0013】
また、本発明の他の一側面は、
めっき浴温度（ＴＢ）に対してＴＢ－１０℃～ＴＢ－４０℃の引き込み温度を満たすように、素地鋼板を重量％で、Ｍｇ：４．０～６．３％、Ａｌ：１１．０～１９．５％、残部Ｚｎ及びその他の不可避不純物を含むめっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっきする段階；
上記溶融亜鉛めっきされた鋼板に１～２０℃で冷却された不活性ガスを供給してエアワイピングを行う段階；
上記エアワイピングされた鋼板を４２０℃まで１０～１５℃／ｓの平均冷却速度で１次冷却する段階；及び
上記１次冷却された鋼板を４２０℃未満３００℃以上の温度範囲で５～８℃／ｓの平均冷却速度で２次冷却する段階；を含み、
下記関係式２を満たす、めっき鋼板の製造方法を提供する。
［関係式２］
Ｗａｉｒ×（１－Ｔ／Ｔｏ）＋５≦Ｐａｉｒ
（上記関係式２において、上記Ｗａｉｒはエアナイフの間隔を表し、単位はｍｍである。上記Ｐａｉｒはエアナイフの圧力を表し、単位はｋＰａである。上記Ｔは供給された不活性ガスの温度を表し、単位は℃である。上記Ｔｏは大気の平均温度を表し、２５℃とする。）
めっき浴温度（ＴＢ）に対してＴＢ－１０℃～ＴＢ－４０℃の引き込み温度を満たすように、素地鋼板を重量％で、Ｍｇ：４．０～６．３％、Ａｌ：１１．０～１９．５％、残部Ｚｎ及びその他の不可避不純物を含むめっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっきする段階；
上記溶融亜鉛めっきされた鋼板に１～２０℃で冷却された不活性ガスを供給してエアワイピングを行う段階；
上記エアワイピングされた鋼板を４２０℃まで１０～１５℃／ｓの平均冷却速度で１次冷却する段階；及び
上記１次冷却された鋼板を４２０℃未満３００℃以上の温度範囲で５～８℃／ｓの平均冷却速度で２次冷却する段階；を含み、
下記関係式２を満たす、めっき鋼板の製造方法を提供する。
［関係式２］
Ｗａｉｒ×（１－Ｔ／Ｔｏ）＋５≦Ｐａｉｒ
（上記関係式２において、上記Ｗａｉｒはエアナイフの間隔を表し、単位はｍｍである。上記Ｐａｉｒはエアナイフの圧力を表し、単位はｋＰａである。上記Ｔは供給された不活性ガスの温度を表し、単位は℃である。上記Ｔｏは大気の平均温度を表し、２５℃とする。）
【発明の効果】
【0014】
本発明の一側面によると、耐食性及び表面外観に優れためっき鋼板及びこの製造方法を提供することができる。
【0015】
また、本発明の他の一側面によると、耐食性、表面外観及び塗装後の鮮映性に全て優れためっき鋼板及びこの製造方法を提供することができる。
【0016】
本発明の多様でありながらも有意義な利点及び効果は、上述した内容に限定されず、本発明の具体的な実施形態を説明する過程でより容易に理解されることができる。
【図面の簡単な説明】
【0017】
【図1】発明例８及び比較例８から得られためっき鋼板について、めっき層の表面でＸ－ｒａｙ ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ（以下、「ＸＲＤ」という）で測定されたＸ線回折角度（２θ）によるＸ線回折ピークを示したグラフである。
【発明を実施するための形態】
【0018】
本明細書で用いられる用語は、特定実施形態を説明するためのものであり、本発明を限定する意図ではない。また、本明細書において用いられる単数の形態は、関連定義がこれと明らかに反対される意味を表しない限り、複数の形態も含む。
【0019】
明細書で用いられる「含む」の意味は、構成を具体化し、他の構成の存在や付加を除外するものではない。
【0020】
異なって定義しない限り、本明細書において用いられる技術用語及び科学用語を含むすべての用語は、本発明が属する技術分野で通常の知識を有する者が一般的に理解する意味と同じ意味を有する。辞書で定義されている用語は、関連技術文献と現在開示された内容に符合する意味を有するものと解釈される。
【0021】
以下、本発明の一側面に係る「めっき鋼板」について詳細に説明する。本発明において各元素の含有量を表すときには、特に断りのない限り、重量％を意味する。
【0022】
従来のＺｎ－Ｍｇ－Ａｌ系亜鉛合金めっき鋼板の関連技術では耐食性の向上のためにＭｇを添加したが、Ｍｇを過度に添加する場合、めっき浴浮遊ドロスの発生が多くなって、ドロスを頻繁に除去しなければならないという問題があり、Ｍｇ添加量の上限を３％に制限していた。
【0023】
そこで、Ｍｇ添加量を３％より増加させて耐食性をさらに改善するために研究したが、Ｍｇ及びＡｌの添加量が高くなるにつれて相間の不均一によって粗さが高く、塗装後の鮮映性が確保できないという問題点があった。
【0024】
このような塗装後の鮮映性の問題だけでなく、Ｚｎ－Ｍｇ－Ａｌ系亜鉛合金めっき鋼板は製造過程中に徐冷時の結晶成長が加速化して、スパングルの発生により表面外観が美麗でないという問題もあって、家電及び自動車などに適用するには限界があった。
【0025】
したがって、従来技術では耐食性確保と同時に、塗装後の鮮映性及び表面外観にも優れためっき鋼板を提供することは技術的に困難であった。
【0026】
そこで、本発明者らは、上述した問題を解決すると同時に、耐食性だけでなく、塗装後の鮮映性及び／又は表面外観にも優れためっき鋼板を提供するために、鋭意検討を行った結果、めっき層の組成だけでなく、めっき層の表面でＸＲＤで分析して得られたＭｇＺｎ２相の（１１０）面の結晶ピークのＸ線回折積分強度と、ＭｇＺｎ２相の（１０３）面の結晶のＸ線回折積分強度との比を特定の範囲に制御することが重要な要素であることを見出して、本発明を完成するに至った。
【0027】
したがって、以下では耐食性に優れると同時に、さらに塗装後の鮮映性及び／または表面外観にも優れためっき鋼板の構成について具体的に説明する。
【0028】
まず、本発明によるめっき鋼板は、素地鋼板；上記素地鋼板の少なくとも一面に備えられたＺｎ－Ｍｇ－Ａｌ系めっき層；を含む。
【0029】
本発明では、素地鋼板の種類については特に限定しないことができる。例えば、上記素地鋼板は、通常の亜鉛系めっき鋼板の素地鋼板として用いられるＦｅ系素地鋼板、すなわち熱延鋼板または冷延鋼板であることができるが、これに限定されない。あるいは、上記素地鋼板は、例えば、建築用、家電用、自動車用素材として用いられる炭素鋼、極低炭素鋼または高マンガン鋼であることもできる。
【0030】
但し、一例として、上記素地鋼板は、重量％で、Ｃ：０％超過（より好ましくは、０．００１％以上）０．１８％以下、Ｓｉ：０％超過（より好ましくは、０．００１％以上）１．５％以下、Ｍｎ：０．０１～２．７％、Ｐ：０％超過（より好ましくは、０．００１％以上）０．０７％以下、Ｓ：０％超過（より好ましくは、０．００１％以上）０．０１５％以下、Ａｌ：０％超過（より好ましくは、０．００１％以上）０．５％以下、Ｎｂ：０％超過（より好ましくは、０．００１％以上）０．０６％以下、Ｃｒ：０％超過（より好ましくは、０．００１％以上）１．１％以下、Ｔｉ：０％超過（より好ましくは、０．００１％以上）０．０６％以下、Ｂ：０％超過（より好ましくは、０．００１％以上）０．０３％以下、及び残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含む組成を有することができる。
【0031】
特に限定するものではないが、本発明の一実施形態によると、上記素地鋼板の少なくとも一面にはＺｎ－Ｍｇ－Ａｌ系合金からなるＺｎ－Ｍｇ－Ａｌ系めっき層が備えられることができる。上記めっき層は、素地鋼板の一面にのみ形成されていることもでき、あるいは、素地鋼板の両面に形成されていることもできる。このとき、上記Ｚｎ－Ｍｇ－Ａｌ系めっき層は、Ｍｇ及びＡｌを含み、Ｚｎを主に含む（すなわち、Ｚｎを５０％以上含む）めっき層をいう。
【0032】
特に限定するものではないが、本発明の一実施形態によると、上記Ｚｎ－Ｍｇ－Ａｌ系めっき層の厚さは５～１００μｍであることができ、より好ましくは７～９０μｍであることができる。めっき層の厚さが５μｍ未満であると、めっき層の厚さ偏差から生じる誤差により局部的にめっき層が非常に薄くなる場合があり、耐食性が劣る場合がある。めっき層の厚さが１００μｍを超過すると、溶融めっき層の冷却が遅れることがあり、一例として垂れ形状などめっき層の表面に凝固欠陥が発生する余地があり、めっき層を凝固させるために鋼板の生産性が低下することがある。
【0033】
一方、特に限定するものではないが、本発明の一実施形態によると、上記素地鋼板と上記Ｚｎ－Ｍｇ－Ａｌ系めっき層との間にはＦｅ－Ａｌ系抑制層をさらに含むことができる。上記Ｆｅ－Ａｌ系抑制層は、ＦｅとＡｌの金属間化合物を主に含む（例えば、６０％以上）層であり、ＦｅとＡｌの金属間化合物としてはＦｅＡｌ、ＦｅＡｌ３、Ｆｅ２Ａｌ５等が挙げられる。その他にもＺｎ、Ｍｇなどのようにめっき層に由来する成分が一部、例えば４０％以下さらに含まれることもできる。上記抑制層は、めっき初期素地鋼板から拡散したＦｅ及びめっき浴成分による合金化により形成された層である。上記抑制層は、素地鋼板とめっき層の密着性を向上させる役割を果たし、同時に素地鋼板からめっき層へのＦｅ拡散を防止する役割を果たすことができる。このとき、上記抑制層は、素地鋼板とＺｎ－Ｍｇ－Ａｌ系めっき層との間に連続的に形成されることもでき、不連続的に形成されることもできる。上記抑制層については、上述した説明を除いては、当該技術分野で通常的に知られた内容を同様に適用することができる。
【0034】
特に限定するものではないが、本発明の一実施形態によると、上記抑制層の厚さは０．１～１μｍであることができる。上記抑制層は、合金化を防ぎ、耐食性を確保する役割を果たすが、ブリトルであるため、加工性に影響を及ぼすことがあり、本発明では上記抑制層の厚さを１μｍ以下にすることができる。但し、抑制層としての役割を果たすためには、その厚さを０．１μｍ以上にすることができる。上述した効果をより向上させる観点から、好ましくは上記抑制層厚さの上限は、１．００μｍであることができ、または上記抑制層厚さの下限は０．１５μｍであることができる。
【0035】
このとき、上記抑制層の厚さは、めっき鋼板を厚さ方向（すなわち、圧延方向に垂直な方向を意味する）に切断した断面試験片を製造した後、上記断面を走査電子顕微鏡（以下、「ＳＥＭ」という）で撮影して、上記抑制層に対する厚さ方向への最小厚さを意味することができる。
【0036】
また、本発明によると、上記めっき層は、重量％で、Ｍｇ：４．０～６．３％、Ａｌ：１１．０～１９．５％、残部Ｚｎ及びその他の不可避不純物を含む。以下では、各成分の添加理由及び含有量の限定理由について具体的に説明する。
【0037】
Ｍｇ：４．０％以上６．３％以下
Ｍｇは、めっき鋼材の耐食性を向上させる役割を果たす元素であり、本発明では目的とする優れた耐食性を確保するためにめっき層内のＭｇ含有量を４．０％以上に制御する。一方、Ｍｇが過度に添加される場合にはドロスが発生する可能性があるため、Ｍｇ含有量を６．３％以下に制御することができる。
Ｍｇは、めっき鋼材の耐食性を向上させる役割を果たす元素であり、本発明では目的とする優れた耐食性を確保するためにめっき層内のＭｇ含有量を４．０％以上に制御する。一方、Ｍｇが過度に添加される場合にはドロスが発生する可能性があるため、Ｍｇ含有量を６．３％以下に制御することができる。
【0038】
Ａｌ：１１．０％以上１９．５％以下
一般的にＭｇが１％以上添加される場合、耐食性向上の効果は発揮されるが、Ｍｇが２％以上添加されると、めっき浴内のＭｇの酸化によるめっき浴浮遊ドロス発生が増加して、ドロスを頻繁に除去する必要があるという問題がある。
一般的にＭｇが１％以上添加される場合、耐食性向上の効果は発揮されるが、Ｍｇが２％以上添加されると、めっき浴内のＭｇの酸化によるめっき浴浮遊ドロス発生が増加して、ドロスを頻繁に除去する必要があるという問題がある。
【0039】
このような問題により、従来技術ではＺｎ－Ｍｇ－Ａｌ系亜鉛合金めっきでＭｇを１．０％以上添加して耐食性を確保するが、Ｍｇ含有量の上限線を３．０％に設定して常用化していた。
【0040】
しかし、本発明では、耐食性をさらに向上させるためには、Ｍｇ含有量を４％以上に高める必要があるが、めっき層内のＭｇを４％以上含むと、めっき浴内のＭｇの酸化によるドロスが発生するという問題があるため、Ａｌを１１．０％以上添加させる必要がある。
【0041】
但し、ドロス抑制のためにＡｌを過度に添加すると、めっき浴の融点が高くなり、それに伴う操業温度が高すぎることによってめっき浴構造物の浸食及び鋼材の変性が生じるなどの高温作業による問題が生じることがある。それだけでなく、めっき浴内のＡｌ含有量が過度であると、Ａｌが素地鋼板のＦｅと反応してＦｅ－Ａｌ抑制層の形成に寄与せず、ＡｌとＺｎの反応が急激に起こり、塊状のアウトバースト相（Ｏｕｔｂｕｒｓｔ）が過度に形成されて耐食性が却って悪化することがある。したがって、めっき層内のＡｌ含有量の上限は１９．５％に制御することが好ましい。
【0042】
残部Ｚｎ及びその他の不可避不純物
上述しためっき層の組成以外に、残部はＺｎ及びその他の不可避不純物であることができる。不可避不純物は、通常の溶融亜鉛めっき鋼板の製造工程で意図せずに混入されるものであれば全て含まれることができ、当該技術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。
上述しためっき層の組成以外に、残部はＺｎ及びその他の不可避不純物であることができる。不可避不純物は、通常の溶融亜鉛めっき鋼板の製造工程で意図せずに混入されるものであれば全て含まれることができ、当該技術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。
【0043】
一方、本発明によると、上記めっき鋼板は、耐食性確保と同時に、目的とするレベルの優れた塗装後の鮮映性及び美麗な表面外観の特性を確保するために、下記関係式１を満たすことが好ましい。
［関係式１］
０．１≦Ｉ（１１０）／Ｉ（１０３）≦０．２５
（上記関係式１において、上記Ｉ（１１０）はＭｇＺｎ２相の（１１０）面の結晶ピークのＸ線回折積分強度を示し、上記Ｉ（１０３）はＭｇＺｎ２相の（１０３）面の結晶のＸ線回折積分強度を示す。）
［関係式１］
０．１≦Ｉ（１１０）／Ｉ（１０３）≦０．２５
（上記関係式１において、上記Ｉ（１１０）はＭｇＺｎ２相の（１１０）面の結晶ピークのＸ線回折積分強度を示し、上記Ｉ（１０３）はＭｇＺｎ２相の（１０３）面の結晶のＸ線回折積分強度を示す。）
【0044】
本発明者らは、めっき層に存在するＭｇＺｎ２相の（１１０）面の結晶とＭｇＺｎ２相の（１０３）面の結晶の存在割合に優れた塗装後の鮮映性及び美麗な表面外観の特性を確保する上で重要な要素であることが分かった。すなわち、めっき層の表面でＸＲＤで分析して得られたＭｇＺｎ２相の（１１０）面の結晶ピークのＸ線回折積分強度と、ＭｇＺｎ２相の（１０３）面の結晶ピークのＸ線回折積分強度の比を上記関係式１を満たすように制御することにより、優れた耐食性の確保だけでなく、塗装後の鮮映性及び表面外観の特性の向上も可能となる。
【0045】
具体的には、本発明において、ＭｇＺｎ２相の（１０３）面の結晶が多いと垂直方向に結晶が生成した部分が多いことを意味し、これにより結晶が横方向に成長することが妨げられることで、スパングル形成を抑制することができるようになる。
【0046】
しかし、本発明に係る成分系では、発明の特性に影響を及ぼすＭｇＺｎ２相の（１１０）面の結晶とＭｇＺｎ２相の（１０３）面の結晶が必須に存在するため、上記２種類の結晶面を調和させることにより塗装後の鮮映性と表面外観の特性が決定される。
【0047】
したがって、上記関係式１から定義されるＩ（１１０）／Ｉ（１０３）値が０．１未満であると結晶不整合が大きく発生して、めっき層の密着性が減少するという問題が生じることがある。一方、上記関係式１から定義されるＩ（１１０）／Ｉ（１０３）値が０．２５を超過すると、ＭｇＺｎ２相の（１０３）面の結晶に対するＭｇＺｎ２相の（１１０）面の結晶の存在割合が過度であって塗装後の鮮映性や表面外観の特性が不十分になる可能性がある。急冷時に、ＭｇＺｎ２相の（１１０）面はめっき層の下部に存在し、Ｚｎ相の（００２）面の結晶の形成をめっき層の上方に促進し、ＭｇＺｎ２相の（１０３）面との接触により表面を美麗にする。
【0048】
すなわち、ＭｇＺｎ２相の（１１０）面の結晶と、ＭｇＺｎ２相の（１０３）面の結晶が上記関係式１を満たすように混在して存在しながらも、Ｚｎ相の（００２）面の結晶より面間隔が小さいＭｇＺｎ２相の（１０３）面の結晶がＭｇＺｎ２相の（１１０）面の結晶に備えて多く存在することで、Ｍｇ添加により従来技術に対する耐食性を向上させると同時に、表面粗さが小さくて、美麗な表面外観を有するめっき鋼板を確保することができる。
【0049】
一方、特に限定するものではないが、本発明の一実施形態によると、上述した効果をより極大化する観点からより好ましくは、上記関係式１から定義されるＩ（１１０）／Ｉ（１０３）値の下限は０．１１であることができ、または上記Ｉ（１１０）／Ｉ（１０３）値の上限は０．１５であることができる。
【0050】
このとき、上述したＭｇＺｎ２相の（１１０）面の結晶ピーク及びＭｇＺｎ２相の（１０３）面の結晶ピークは、めっき層の表面をＸＲＤで分析して得られたＸ線回折積分強度から当該技術分野で知られた方法を用いて（１１０）面の結晶ピーク及び（１０３）面の結晶ピークを区分することができる。したがって、本明細書ではこれを別途定義しない。
【0051】
一方、上記Ｘ線回折積分強度の測定方法について特に限定せず、当該技術分野で知られた方法を適用することができる。例えば、めっき層の表面をＸＲＤで分析してＸ線回折積分強度を測定することができ、上記Ｘ線回折積分強度を測定するための装置としてはＲＩＮＴ２０００回折計を用いることができ、Ｘ線回折積分強度の測定条件はＣｕターゲット（ｔａｒｇｅｔ）、電圧：４０ｋＶ、電流：２００ｍＡとし、Ｘ線回折角度（２θ）は１０～１００°まで測定することができる。代表的な一例として、Ｃｕターゲット（ｔａｒｇｅｔ）を用いる場合には、上記Ｉ（１１０）は２θ＝３４．０°～３４．６°の間のピークの積分強度で定義することができ、上記Ｉ（１０３）は２θ＝３７．０°～３７．５°の間のピークの積分強度として定義することができる。但し、上記ターゲット物質がＭｏ等で異なる場合には、２θの値がターゲット物質の種類によって変化するため、本発明において上記２θの範囲を特に限定するものではない。
【0052】
また、本明細書において、上記（１１０）面を有するＭｇＺｎ２結晶とは、鋼板表面でＭｇＺｎ２相の六方晶系（ｈｅｘａｇｏｎａｌ）結晶中に（１１０）面が示される組織を意味する。また、上記（１０３）面を有するＭｇＺｎ２結晶とは、鋼板表面でＭｇＺｎ２相の六方晶系（ｈｅｘａｇｏｎａｌ）結晶中に（１０３）面が示される組織を意味する。
【0053】
一方、特に限定するものではないが、本発明の一実施形態によると、上記めっき鋼板は、選択的に、上記Ｉ（１１０）の値が８５以下を満たすことができる。上記Ｉ（１１０）の値が８５以下を満たすことで、関係式１を満たす範囲内でＭｇＺｎ２相の（１１０）面の結晶に対するＭｇＺｎ２相の（１０３）面の結晶の存在割合を増加させることができる。これにより、めっき層内のスパングル形成を抑制して、美麗な表面外観の特性の確保に寄与するＭｇＺｎ２相の（１０３）面の結晶による影響をより増加させることができる。
【0054】
したがって、上述した効果を極大化する観点から、より好ましくは、上記Ｉ（１１０）の値の上限は８０であることができ、あるいは上記Ｉ（１１０）の値の下限は５０であることができる。
【0055】
あるいは、特に限定するものではないが、本発明の一実施形態によると、上記めっき鋼板は、選択的に、上記Ｉ（１０３）の値が５２５以上であることができる。上記Ｉ（１０３）の値が５２５以上を満たすことで、関係式１を満たす範囲内でＭｇＺｎ２相の（１１０）面の結晶に対するＭｇＺｎ２相の（１０３）面の結晶の存在割合を増加させることができる。これにより、めっき層内のスパングル形成を抑制して、美麗な表面外観の特性の確保に寄与するＭｇＺｎ２相の（１０３）面の結晶による影響をより向上させることができる。
【0056】
したがって、上述した効果を極大化する観点から、より好ましくは、上記Ｉ（１０３）の値の下限は５３０であることができ、あるいは上記Ｉ（１０３）の値の上限は６００であることができる。
【0057】
このとき、特に限定するものではないが、上記Ｉ（１１０）の値と上記Ｉ（１０３）の値は、ＲＩＮＴ２０００回折計を用いて、Ｃｕターゲット（ｔａｒｇｅｔ）で、電圧：４０ｋＶ及び電流：２００ｍＡの条件で測定した値を示す。
【0058】
一方、特に限定するものではないが、本発明の一実施形態によると、選択的に、上記めっき鋼板の表面粗さは、Ｒａ：０．３～０．６μｍ及びＲｐｃ：４０～９０（／１０ｍｍ）の範囲を満たすことができる。めっき鋼板の表面粗さが上述した範囲を満たすように小さく調整することにより、スパングル形成の抑制効果をさらに向上させて、より美麗な表面外観の特性を確保することができる。
【0059】
次に、本発明の他の一側面に係る「めっき鋼板の製造方法」について詳細に説明する。但し、本発明のめっき鋼板が必ずしも以下の製造方法により製造されなければならないことを意味するものではない。
【0060】
本発明の一実施形態によると、まず、素地鋼板を準備する段階をさらに含むことができ、素地鋼板の種類は特に限定されない。通常の溶融亜鉛めっき鋼板の素地鋼板として用いられるＦｅ系素地鋼板、すなわち熱延鋼板または冷延鋼板であることができるが、これに限定されるものではない。また、上記素地鋼板は、例えば、建築用、家電用、自動車用素材として用いられる炭素鋼、極低炭素鋼、または高マンガン鋼であることができるが、これに制限されるものではない。このとき、上記素地鋼板については上述した説明を同様に適用することができる。
【0061】
次いで、上記準備された素地鋼板を、重量％で、Ｍｇ：４．０～６．３％、Ａｌ：１１．０～１９．５％、残部Ｚｎ及びその他の不可避不純物を含むめっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっきを行う。
【0062】
このとき、上述しためっき浴における成分添加理由及び含有量の限定理由については、素地鋼板から流入される余地がある少量のＦｅの含有量を除き、上述しためっき層の成分に対する説明を同様に適用することができる。
【0063】
一方、上述した組成のめっき浴を製造するためには、所定のＺｎ、Ａｌ及びＭｇを含有する複合インゴット又は個別成分が含有されたＺｎ－Ｍｇ、Ｚｎ－Ａｌインゴットを用いることができる。溶融めっきで消耗されるめっき浴を補うためには、上記インゴットをさらに溶解して供給するようになる。この場合、インゴットを直接めっき浴に浸漬して溶解する方法を選ぶこともでき、インゴットを別途のポートに溶解させた後、溶融した金属をめっき浴に補充する方法を選ぶこともできる。
【0064】
本発明によると、上記溶融亜鉛めっき時に、素地鋼板の引き込み温度は、めっき浴温度（ＴＢ）に対してＴＢ－１０℃～ＴＢ－４０℃の引き込み温度を満たすように制御する。上記素地鋼板の引き込み温度がＴＢ－１０℃未満であると、結晶相が緻密でないという問題が生じ、上記素地鋼板の引き込み温度がＴＢ－４０℃超過であると、めっき密着性に問題が生じる。
【0065】
この時、特に限定するものではないが、上述しためっき浴温度（ＴＢ）は４４０～５００℃の範囲であることができる。一方、より好ましくは上記めっき浴温度（ＴＢ）の下限は４５５℃であることができ、あるいは上記めっき浴温度（ＴＢ）の上限は４９０℃であることができる。
【0066】
次いで、上記溶融亜鉛めっきされた鋼板に１～２０℃で冷却された不活性ガスを供給してエアワイピングを行う。本発明者らは鋭意研究を行った結果、エアワイピング時に、通常の方法とは異なって特定温度範囲で冷却された不活性ガスを供給してエアワイピングを行うことで、表面が酸化する問題なく、急速に冷却される効果があることが分かった。
【0067】
すなわち、上記エアワイピング時に供給される不活性ガスの温度が１℃未満であると、周辺機器に水滴が付く現象が発生してワイピングが均一でないという問題が生じることがある。一方、上記エアワイピング時に供給される不活性ガスの温度が２０℃を超過すると、急冷の効果が減少して美麗な表面外観を形成することができないという問題が生じることがある。上述した効果を極大化するための観点から、より好ましくは、上記エアワイピング時に供給される窒素ガスの温度の下限は１．０℃であることができ、あるいは上記エアワイピング時に供給される窒素ガスの温度の上限は５．０℃であることができる。
【0068】
一方、特に限定するものではないが、本発明の一実施形態によると、上記不活性ガスとしては、アルゴン（Ａｒ）ガス、窒素（Ｎ２）ガス、またはアルゴンと窒素の混合ガスなどを用いることができ、窒素ガスを用いることがより好ましい。
【0069】
また、本発明によると、上記エアワイピング時に、下記関係式２を満たすように制御する。下記関係式２を満たすようにエアワイピングの条件を制御することにより、ＭｇＺｎ２相の（１１０）面の結晶とＭｇＺｎ２相の（１０３）面の結晶の形成割合を最適化することができる。それだけでなく、表面が乳白色を示す美麗な粗さ特性を確保することができ、これにより表面外観が非常に滑らかになる効果が発揮される。このとき、下記関係式２は経験的に得られる値であるため、特に単位を定めないことができ、下記定義されたＷａｉｒの単位であるｍｍと、Ｐａｉｒの単位であるｋＰａと、Ｔ及びＴｏの単位である℃を満たすと十分である。
［関係式２］
Ｗａｉｒ×（１－Ｔ／Ｔｏ）＋５≦Ｐａｉｒ
（上記関係式２において、上記Ｗａｉｒはエアナイフの間隔を表し、単位はｍｍである。上記Ｐａｉｒはエアナイフの圧力を表し、単位はｋＰａである。上記Ｔは供給された不活性ガスの温度を表し、単位は℃である。上記Ｔｏは大気の平均温度を表し、２５℃とする。）
［関係式２］
Ｗａｉｒ×（１－Ｔ／Ｔｏ）＋５≦Ｐａｉｒ
（上記関係式２において、上記Ｗａｉｒはエアナイフの間隔を表し、単位はｍｍである。上記Ｐａｉｒはエアナイフの圧力を表し、単位はｋＰａである。上記Ｔは供給された不活性ガスの温度を表し、単位は℃である。上記Ｔｏは大気の平均温度を表し、２５℃とする。）
【0070】
また、特に限定するものではないが、本発明の一実施形態によると、上述したエアワイピング段階において、上記エアナイフの間隔は１０～３０ｍｍ（より好ましくは１０～２０ｍｍ）の範囲であることができる。あるいは、上記エアナイフの圧力は５～３０ｋＰａ（より好ましくは１５～２３ｋＰａ）の範囲であることができる。あるいは、上記供給されたガスの温度は、１～２０℃（より好ましくは１～５℃）の範囲であることができる。上述した範囲を満たすようにエアワイピングの条件を調整することで、耐食性、塗装後の鮮映性、及び表面外観に優れためっき鋼板を効果的に製造することができる。
【0071】
本発明によると、上記エアワイピング段階の後に、上記エアワイピングされた鋼板を４２０℃まで１０～１５℃／ｓの平均冷却速度で１次冷却を行った後、上記１次冷却された鋼板を４２０℃未満３００℃以上の温度範囲で５～８℃／ｓの平均冷却速度で２次冷却を行う。このとき、上記平均冷却速度は鋼板の表面温度を基準とする。
【0072】
本発明者らは鋭意検討を行った結果、２段階に分けて冷却速度を精密制御しながらも１次冷却時に急冷を行うことで、ＭｇＺｎ２相の（１１０）面の結晶とＭｇＺｎ２相の（１０３）面の結晶の形成割合をより最適化して表面外観の特性をさらに向上させることができるだけでなく、鋼板の幅方向に均一な表面組織を得る効果が確保されることを見出した。
【0073】
すなわち、上記１次冷却時に、平均冷却速度が１０．０℃／ｓ未満であると急冷の効果が微弱な問題が生じることがあり、上記１次冷却時に、１５．０℃／ｓを超過すると、鋼板の幅方向に表面が不均一な問題が生じることがある。また、上記２次冷却時に、平均冷却速度が５．０℃／ｓ未満であると表面粗さが上昇するという問題が生じることがあり、上記２次冷却時に、平均冷却速度が８．０℃／ｓを超過すると、鋼板の幅方向に表面が不均一な問題が生じることがある。
【0074】
一方、特に限定するものではないが、本発明の一実施形態によると、選択的に、上記冷却時に、下記関係式３及び４を満たすように冷却条件を制御することができる。１次冷却及び２次冷却時の平均冷却速度との関係を下記関係式３及び４のように制御することで、めっき鋼板のスパングル形成をより抑制して、外観特性をさらに向上させることができる。このとき、下記関係式３及び４は経験的に得られる値であるため、特に単位を定めないことができ、下記定義されたＣ１及びＣ２の各単位を満たすと十分である。
［関係式３］
１７≦Ｃ１＋Ｃ２
［関係式４］
５≦Ｃ１－Ｃ２≦１０
（上記関係式３において、上記Ｃ１は１次冷却時の平均冷却速度［℃／ｓ］を示し、上記Ｃ２は２次冷却時の平均冷却速度［℃／ｓ］を示す。）
［関係式３］
１７≦Ｃ１＋Ｃ２
［関係式４］
５≦Ｃ１－Ｃ２≦１０
（上記関係式３において、上記Ｃ１は１次冷却時の平均冷却速度［℃／ｓ］を示し、上記Ｃ２は２次冷却時の平均冷却速度［℃／ｓ］を示す。）
【0075】
一方、特に限定するものではないが、本発明の一実施形態によると、選択的に、上記２次冷却で得られためっき鋼板の表面粗さをＲａ：０．３～０．６μｍ及びＲｐｃ：４０～９０（／１０ｍｍ）の範囲に制御することができる。めっき鋼板の表面粗さＲａ及びＲｐｃが上記範囲を満たすように制御することで、表面が非常に美麗且つ外観に優れた効果を確保することができる。
【0076】
上述したように、めっき組成及び製造条件を精密制御することにより、耐食性だけでなく、曲げ性及び表面外観にも全て優れためっき鋼板を効果的に提供することができる。
【実施例】
【0077】
（実施例）
以下、実施例を通じて本発明をより具体的に説明する。但し、下記実施例は例示により本発明を説明するためのもので、本発明の権利範囲を限定するためのものではないことに留意する必要がある。本発明の権利範囲は、特許請求の範囲に記載された事項及びこれから合理的に類推される事項によって決定されるためである。
以下、実施例を通じて本発明をより具体的に説明する。但し、下記実施例は例示により本発明を説明するためのもので、本発明の権利範囲を限定するためのものではないことに留意する必要がある。本発明の権利範囲は、特許請求の範囲に記載された事項及びこれから合理的に類推される事項によって決定されるためである。
【0078】
Ｃ：０．０１８％、Ｓｉ：０．０１％、Ｍｎ：０．２％、Ｐ：０．００９％、Ｓ：０．００５％、Ａｌ：０．１％、Ｎｂ：０．０２％、Ｃｒ：０．２％、Ｔｉ：０．０２％、Ｂ：０．０１５％、残部Ｆｅ及び不純物の組成を有し、厚さ１．５ｍｍ、幅１２００ｍｍの素地鋼板を準備する。上記準備された素地鋼板を下記表１の条件でめっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっきを行った。
【0079】
続いて、溶融亜鉛めっきされた鋼板に下記表１に記載された条件で、窒素（Ｎ２）ガスを用いてエアワイピング処理を行った後、下記表２の条件で１次冷却及び２次冷却を行った。この後、上記２次冷却して得られた鋼板に、下記表２に記載された表面粗さを満たすように制御した。
【0080】
【表1】
【0081】
【表2】
【0082】
上記表１～２の方法で得られためっき鋼板の試験片を製作して、めっき層を塩酸溶液に溶解した後、溶解された液体を湿式分析（ＩＣＰ）方法で分析してめっき層の組成を測定し、下記表３に示した（但し、残部はＺｎ及び不純物に該当）。
【0083】
また、上記めっき層と素地鉄の界面が観察されるように鋼板の圧延方向に垂直な方向に切断した断面試験片を製造した後、ＳＥＭで撮影して、上記素地鋼板とＺｎ－Ｍｇ－Ａｌ系めっき層の間にＦｅ－Ａｌ系抑制層が形成されることを確認した。上記ＳＥＭを用いてＦｅ－Ａｌ系抑制層の厚さを鋼板の圧延方向に垂直な方向に測定して下記表３に示した。
【0084】
また、めっき層のＸ線回折積分強度を測定するために、ＲＩＮＴ２０００回折計を用いてＣｕターゲットで電圧：４０ｋＶ、電流：２００ｍＡの条件で、２θ＝３４．０°～３８．０°で回折ピークＭｇＺｎ２（１１０）とＭｇＺｎ２（１０３）を測定し、該当ピークの積分強度を計算した。積分強度Ｉ（１１０）は３４°～３４．６°でピークを積分して得られた値であり、積分強度Ｉ（１０３）は３７°～３７．５°でピークを積分して得られた値であり（単位はｉｎｔｅｇｒａｔｅｄ ｉｎｔｅｎｓｉｔｙとして、ｃｐｓ＊２θに該当）、下記表３に示した。
【0085】
【表3】
【0086】
各発明例及び比較例について、下記の基準で特性を評価し、各特性の評価結果を下記表４に示した。
【0087】
＜耐食性＞
耐食性を評価するために、塩水噴霧試験装置（Ｓａｌｔ Ｓｐｒａｙ Ｔｅｓｔｅｒ、ＳＳＴ）を用いてＩＳＯ１４９９３に準じた試験方法により、下記基準によって評価した。
○：赤錆発生にかかる時間が同一厚さのＺｎめっきに対して３０倍以上４０倍未満
△：赤錆発生にかかる時間が同一厚さのＺｎめっきに対して２０倍以上３０倍未満
×：赤錆発生にかかる時間が同一厚さのＺｎめっきに対して２０倍未満
耐食性を評価するために、塩水噴霧試験装置（Ｓａｌｔ Ｓｐｒａｙ Ｔｅｓｔｅｒ、ＳＳＴ）を用いてＩＳＯ１４９９３に準じた試験方法により、下記基準によって評価した。
○：赤錆発生にかかる時間が同一厚さのＺｎめっきに対して３０倍以上４０倍未満
△：赤錆発生にかかる時間が同一厚さのＺｎめっきに対して２０倍以上３０倍未満
×：赤錆発生にかかる時間が同一厚さのＺｎめっきに対して２０倍未満
【0088】
＜塗装後の鮮映性＞
塗装後の鮮映性を評価するために、該当素材を７５ｍｍ×１５０ｍｍに切断した後、鋼板を脱脂後のリン酸塩処理を行った後、電着塗装を行い、Ｗｓａ（鮮映性指数）（μｍ）値を測定した。
○：Ｗｓａ０．３５以下
△：Ｗｓａ０．３６以上０．４０以下
×：Ｗｓａ０．４１以上
塗装後の鮮映性を評価するために、該当素材を７５ｍｍ×１５０ｍｍに切断した後、鋼板を脱脂後のリン酸塩処理を行った後、電着塗装を行い、Ｗｓａ（鮮映性指数）（μｍ）値を測定した。
○：Ｗｓａ０．３５以下
△：Ｗｓａ０．３６以上０．４０以下
×：Ｗｓａ０．４１以上
【0089】
＜スパングルの有無＞
スパングルの大きさを評価するために、光学顕微鏡を用いて１００倍率で撮影後、スパングルの大きさを縦軸と横軸の２つを測定した後、１０個平均し、下記基準によって評価した。
◎：スパングル未観察
○：スパングルの大きさ（０．１～０．２９ｍｍ）
△：スパングルの大きさ（０．３～０．５ｍｍ）
×：スパングルの大きさ（０．５ｍｍ以上）
スパングルの大きさを評価するために、光学顕微鏡を用いて１００倍率で撮影後、スパングルの大きさを縦軸と横軸の２つを測定した後、１０個平均し、下記基準によって評価した。
◎：スパングル未観察
○：スパングルの大きさ（０．１～０．２９ｍｍ）
△：スパングルの大きさ（０．３～０．５ｍｍ）
×：スパングルの大きさ（０．５ｍｍ以上）
【0090】
【表4】
【0091】
上記表４の実験結果から分かるように、本発明で規定するめっき組成及び製造条件を満たす発明例１～９の場合、耐食性、塗装後の鮮映性及び外観特性にいずれも優れていることを確認した。
【0092】
特に、上記発明例のうち、本発明で規定する関係式３及び４の冷却速度を満たす発明例７～９の場合、発明例１～６に比べて、表面外観にさらに優れていることを確認した。これは、Ｚｎ相の（００２）面の結晶周辺に適正比率のＭｇＺｎ２相の（１１０）面の結晶及びＭｇＺｎ２相の（１０３）面の結晶が形成されると同時に、スパングルの有無に寄与が大きいＭｇＺｎ２相の（１０３）面の結晶の存在割合をより向上させることによって示される要因と推定される。
【0093】
一方、本発明で規定するめっき組成及び製造条件を全て満たさない比較例１～１７の場合、耐食性、塗装後の鮮映性及び外観特性のうち１つ以上が発明例１～９に比べて劣化することを確認した。
【誤訳訂正2】
【訂正対象書類名】特許請求の範囲
【訂正対象項目名】全文
【訂正方法】変更
【訂正の内容】
【特許請求の範囲】
【請求項1】
素地鋼板；及び前記素地鋼板の少なくとも一面に備えられたＺｎ－Ｍｇ－Ａｌ系めっき層；を含み、
前記めっき層は、重量％で、Ｍｇ：４．０～６．３％、Ａｌ：１１．０～１９．５％、残部Ｚｎ及びその他の不可避不純物を含み、
下記関係式１を満たす、めっき鋼板。
［関係式１］
０．１≦Ｉ（１１０）／Ｉ（１０３）≦０．２５
（前記関係式１において、前記Ｉ（１１０）は、ＭｇＺｎ２相の（１１０）面の結晶ピークのＸ線回折積分強度を示し、前記Ｉ（１０３）は、ＭｇＺｎ２相の（１０３）面の結晶のＸ線回折積分強度を示す。）
【請求項2】
前記素地鋼板と前記Ｚｎ－Ｍｇ－Ａｌ系めっき層との間に備えられたＦｅ－Ａｌ系抑制層；をさらに含む、請求項１に記載のめっき鋼板。
【請求項3】
前記Ｆｅ－Ａｌ系抑制層の平均厚さは０．１～１．０μｍである、請求項２に記載のめっき鋼板。
【請求項4】
前記Ｉ（１１０）の値は８０以下を満たす、請求項１に記載のめっき鋼板。
【請求項5】
前記Ｉ（１０３）の値は５３０以上を満たす、請求項１に記載のめっき鋼板。
【請求項6】
めっき浴温度（ＴＢ）に対してＴＢ－１０℃～ＴＢ－４０℃の引き込み温度を満たすように、素地鋼板を重量％で、Ｍｇ：４．０～６．３％、Ａｌ：１１．０～１９．５％、残部Ｚｎ及びその他の不可避不純物を含むめっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっきする段階；前記溶融亜鉛めっきされた鋼板に１～２０℃で冷却された不活性ガスを供給してエアワイピングを行う段階；
前記エアワイピングされた鋼板を４２０℃まで１０～１５℃／ｓの平均冷却速度で１次冷却する段階；及び
前記１次冷却された鋼板を４２０℃未満３００℃以上の温度範囲で５～８℃／ｓの平均冷却速度で２次冷却する段階；を含み、
下記関係式２を満たす、めっき鋼板の製造方法。
［関係式２］
Ｗａｉｒ×（１－Ｔ／Ｔｏ）＋５≦Ｐａｉｒ
（前記関係式２において、前記Ｗａｉｒはエアナイフの間隔を表し、単位はｍｍである。前記Ｐａｉｒはエアナイフの圧力を表し、単位はｋＰａである。前記Ｔは供給された不活性ガスの温度を表し、単位は℃である。前記Ｔｏは大気の平均温度を表し、２５℃とする。）
【請求項7】
下記関係式３及び４を満たす、請求項６に記載のめっき鋼板の製造方法。［関係式３］
１７≦Ｃ１＋Ｃ２
［関係式４］
５≦Ｃ１－Ｃ２≦１０
（前記関係式３において、前記Ｃ１は１次冷却時の平均冷却速度［℃／ｓ］を示し、前記Ｃ２は２次冷却時の平均冷却速度［℃／ｓ］を示す。）
【請求項8】
前記２次冷却で得られためっき鋼板の表面粗さをＲａ：０．３～０．６μｍ及びＲｐｃ：４０～９０（／１０ｍｍ）の範囲で制御する、請求項６に記載のめっき鋼板の製造方法。【誤訳訂正3】
【訂正対象書類名】図面
【訂正対象項目名】全図
【訂正方法】変更
【訂正の内容】
【図1】
【国際調査報告】