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WO2022191009A1 - 溶融亜鉛めっき用鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板 - Google Patents

溶融亜鉛めっき用鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板 Download PDF

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WO2022191009A1
WO2022191009A1 PCT/JP2022/008966 JP2022008966W WO2022191009A1 WO 2022191009 A1 WO2022191009 A1 WO 2022191009A1 JP 2022008966 W JP2022008966 W JP 2022008966W WO 2022191009 A1 WO2022191009 A1 WO 2022191009A1
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WO
WIPO (PCT)
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steel sheet
hot
mass
dip
less
Prior art date
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PCT/JP2022/008966
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English (en)
French (fr)
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彬 川上
博雄 茂
広司 入江
崇之 前田
航 于
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Kobe Steel Ltd
Original Assignee
Kobe Steel Ltd
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Priority to KR1020237031387A priority patent/KR102918244B1/ko
Priority to US18/548,114 priority patent/US12421583B2/en
Priority to CN202280017680.0A priority patent/CN116897216A/zh
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    • C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
    • C23C2/36—Elongated material
    • C23C2/40—Plates; Strips
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    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/74—Methods of treatment in inert gas, controlled atmosphere, vacuum or pulverulent material
    • C21D1/76—Adjusting the composition of the atmosphere

Definitions

  • the present invention relates to a hot-dip galvanized steel sheet with high Si content, high strength and high workability, and hot-dip galvanized steel sheet and alloyed hot-dip galvanized steel sheet using it as a base sheet.
  • ultra-high-strength steel sheets having a tensile strength of 980 MPa or more are applied to automobile members such as automobile bodies.
  • a method of adding inexpensive Si to the chemical composition of the steel sheet is known. By including Si in the chemical composition of the steel sheet, not only the strength of the steel sheet but also the workability can be improved.
  • hot-dip galvanized steel sheets GI steel sheets
  • alloyed hot-dip galvanized steel sheets GI steel sheets
  • alloyed hot-dip galvanized steel sheets GA steel plate
  • hot-dip galvanized steel sheets in which Si is added to steel sheets, cover the steel sheet surface with a Si oxide layer during the manufacturing process. It is easy to cause problems such as Furthermore, problems such as peeling of the coating may occur during processing of the alloyed hot-dip galvanized steel sheet.
  • a hot-dip galvanized steel sheet containing Si in the steel material is manufactured using an oxidation-reduction method using an annealing furnace having an oxidation heating zone and a reduction heating zone.
  • the iron oxide generated in the oxidation heating zone forms a reduced Fe layer during reduction annealing, so that good wettability can be obtained during plating.
  • a method is also used in which an internal oxide layer containing SiO 2 and the like necessary for plating is formed in advance on a steel sheet by increasing the coiling temperature in hot rolling.
  • Patent Document 1 in mass %, C: 0.05 to 0.25%, Si: 0.3 to 2.5%, Mn: 1.5 to 2.8%, P: 0.03% or less, S: 0.02% or less, Al: 0.005 to 0.5%, N: 0.0060% or less, with the balance being Fe and unavoidable impurities.
  • Patent Document 2 discloses a method for producing a high-strength hot-dip galvanized steel sheet excellent in coating adhesion, workability and appearance, wherein C: 0.05 to 0.30%, A hot rolling step of hot rolling a slab containing Si: 0.1 to 2.0% and Mn: 1.0 to 4.0%, winding it into a coil at a specific temperature T C , and pickling it; A cold rolling step in which the hot rolled sheet obtained in the hot rolling step is cold rolled, and an annealing step in which the cold rolled sheet obtained in the cold rolling step is annealed under specific conditions.
  • Patent Document 3 a cold-rolled steel plate, which is a raw steel piece, is hot-rolled, with black scale attached, in an atmosphere in which reduction does not substantially occur. After performing heat treatment in the temperature range of ° C. to form an internal oxide layer on the surface layer of the base iron of the steel sheet, it is obtained by pickling, cold rolling and recrystallization annealing according to the usual method. A rolled steel sheet is described.
  • An object of the present invention is to provide a steel sheet for hot-dip galvanizing that can produce an alloyed hot-dip galvanized steel sheet that has a high Si content and in which uneven alloying is suppressed.
  • the present inventors arrived at the present invention as a result of diligent studies aimed at solving the above problems.
  • the steel sheet for hot-dip galvanization according to the first aspect of the present invention has an internal oxide layer containing an oxide of Si between the surface layer of the steel sheet and the base portion of the steel sheet, and the Si content in the chemical composition of the steel sheet is 1.0% by mass or more, and all four of the positions 10 mm, 30 mm, and 50 mm from the coil width direction edge and the coil width direction center position at the rolling direction rear end of the steel sheet for hot-dip galvanization
  • the amount of solid solution Si from the surface of the steel sheet to a depth of 1 ⁇ m measured at the position is 1.4% by weight or less.
  • the hot-dip galvanized steel sheet according to the second aspect of the present invention has a galvanized layer on the surface of the steel sheet for hot-dip galvanizing according to the first aspect.
  • the galvannealed steel sheet according to the third aspect of the present invention comprises an alloyed galvanized layer on the surface of the steel sheet for galvanizing according to the first aspect.
  • FIG. 1 is a schematic cross-sectional view of a steel sheet for hot-dip galvanizing in this embodiment.
  • FIG. 2 is a graph schematically showing an example of the distribution of the internal oxide layer amount in the coil width direction.
  • FIG. 3 is a graph schematically showing an example of the correlation between the solid solution Si content and the internal oxide layer content of the steel sheet.
  • Patent Documents 1 to 3 are methods for manufacturing hot-dip galvanized steel sheets and the like in which the Si content of the steel sheets is increased to 1% by mass or more, and methods for forming an internal oxide layer satisfactorily. It is a technology related to
  • the Si content is increased to 1% by mass or more in order to obtain a hot-dip galvanized steel sheet having a tensile strength of 980 MPa or more and high workability
  • the entire surface of the coil cannot be covered by the conventional manufacturing method alone. It is difficult to obtain a uniformly alloyed galvannealed steel sheet.
  • the zinc plating is more uniform near the coil width direction edge (hereinafter also simply referred to as "width direction edge”) of the steel sheet. difficult to alloy with.
  • the coil when the coil is cooled after coiling in hot rolling, the coil is cooled steeply near the edge in the width direction of the steel plate. Therefore, in the vicinity of the edges in the width direction of the steel sheet, it is difficult for the internal oxide layer to grow, and the layer is formed thin. On the other hand, in the vicinity of the center in the width direction of the steel sheet, the internal oxide layer grows sufficiently to form a thick layer. Furthermore, in the subsequent pickling process, the internal oxide layer in the vicinity of the edges in the width direction of the steel sheet is preferentially dissolved. Due to the difference in the thickness of the internal oxide layer in the coil width direction, non-uniform alloying occurs.
  • the present inventors have conducted various studies on a raw sheet, specifically, a steel sheet for hot-dip galvanizing, which can produce an alloyed hot-dip galvanized steel sheet with suppressed alloying unevenness even if the Si content is high. rice field. Then, the inventors focused on suppressing the surface concentration of Si in a steel sheet for hot-dip galvanizing and leaving an internal oxide layer in the vicinity of the edges in the width direction, and completed the present invention.
  • the steel sheet for hot-dip galvanizing according to the present invention has an internal oxide layer containing Si oxide between the surface layer of the steel sheet and the steel sheet base portion, and the Si content in the chemical composition of the steel sheet is 1.
  • the solid solution Si amount from the surface of the steel sheet to a depth of 1 ⁇ m measured by is 1.4% by weight or less. It has been found that such a structure of a steel sheet for hot-dip galvanizing can provide a high-strength, high-workability hot-dip galvannealed steel sheet in which uneven alloying is suppressed.
  • the galvannealed steel sheet thus obtained can have a tensile strength of, for example, 980 MPa or more.
  • a hot-dip galvanized steel sheet that can produce a hot-dip galvanized steel sheet with a high Si content and with suppressed alloying unevenness.
  • the “coil width direction edge (of steel sheet)” or “width direction edge” basically means both edges in the coil width direction, i.e., in the width direction of the sheet. Both ends are intended. Further, in this specification, “near the edge in the coil width direction (of the steel sheet)” or “near the edge in the width direction” means a portion around the position of the edge in the coil width direction.
  • the center in the coil width direction (of the steel sheet) or “the center in the width direction” means the center of the steel sheet in the width direction.
  • near the center in the coil width direction (of the steel sheet) or “near the center in the width direction” means a location around the position of the center in the coil width direction.
  • the "rear end (of the steel sheet) in the rolling direction” means the position of the rear end in the direction parallel to the rolling direction of the steel sheet for hot-dip galvanizing, that is, the rear end position of 0 mm.
  • the phrase “near the trailing end (of the steel sheet) in the rolling direction” means a location around the position of the trailing end in the rolling direction.
  • the "front end (of the steel sheet) in the rolling direction” means the position of the front end in the direction parallel to the rolling direction of the steel sheet for hot-dip galvanizing, that is, the front end position of 0 mm. Further, in this specification, the phrase “near the front end (of the steel sheet) in the rolling direction” means a location around the position of the front end in the rolling direction.
  • the Si content in the chemical composition of the steel sheet is 1.0% by mass or more, and the positions 10 mm, 30 mm, and 50 mm from the edge in the coil width direction at the rolling direction rear end of the steel sheet for hot-dip galvanization, and the coil width
  • the amount of solid-solution Si in a depth of 1 ⁇ m from the surface of the steel sheet measured at all four positions of the direction center is 1.4% by weight or less.
  • the internal oxide layer in this specification refers to the annealing before hot rolling and pickling (in other words, "after hot rolling and (during the production of hot-dip galvanized steel sheets and alloyed hot-dip galvanized steel sheets) the oxidation-reduction process means an internal oxide layer containing SiO2 (including both grain boundary oxidation and intragranular oxidation) that can be formed inside the steel sheet during heating of the steel sheet. .
  • the steel sheet base portion in the present specification means the inner portion of the steel sheet that does not contain oxides such as SiO 2 after being subjected to heat such as hot rolling or annealing before pickling.
  • FIG. 1 shows a schematic cross-sectional view of a steel sheet for hot-dip galvanizing in this embodiment. In FIG.
  • each reference symbol represents a steel sheet for hot-dip galvanizing 1 , a surface layer 2 of the steel sheet, a steel sheet base portion 3 and an internal oxide layer 4 .
  • a steel sheet for hot-dip galvanizing 1 has an internal oxide layer 4 between a surface layer 2 of the steel sheet and a steel sheet base portion 3 .
  • Such a configuration can be confirmed using a technique known to those skilled in the art. For example, a portion where the internal oxide layer 4 is thick can be confirmed using a scanning electron microscope. can.
  • the chemical composition of the steel sheet for hot-dip galvanizing in this embodiment is not particularly limited as long as the Si content is 1.0% by mass or more, but more details will be described later.
  • the “solid solution Si amount (% by weight) from the surface of the steel plate to a depth of 1 ⁇ m” means a test piece of the steel plate and a fully automatic scanning X It means the average value (% by weight) of the solid solution Si amount from the surface of the steel sheet to a depth of 1 ⁇ m, which can be measured and calculated from the following (Equation 1) using a line photoelectron spectrometer.
  • Solid solution Si amount (% by weight) [Si (Si-Si, Fe-Si) / ⁇ Si (SiO x ) + Si (Si-Si, Fe-Si) ⁇ ] ⁇ Si content in steel (Formula 1)
  • the amount of solid solution Si from the surface of the steel sheet to a depth of 1 ⁇ m is 1.4% by weight or less
  • the steel sheet is measured using a test piece including a specific position of the steel sheet. It means that the solid-solution Si amount (more specifically, the average value of the solid-solution Si amount) from the surface to a depth of 1 ⁇ m is 1.4% by weight or less.
  • the steel sheet for hot-dip galvanizing in the present embodiment includes positions 10 mm, 30 mm, and 50 mm from the edge in the coil width direction at the rear end in the rolling direction of the steel sheet, and the coil width
  • the solid solution Si amount (specifically, the average value of the solid solution Si amount) from the surface of the steel sheet to a depth of 1 ⁇ m, which is measured using four test pieces including each position of the direction center, is It has a value of 1.4% by weight or less.
  • the steel sheet for hot-dip galvanization in the present embodiment has a depth of 1 ⁇ m from the surface of the steel sheet, which is measured using a test piece including a position 70 mm from the edge in the coil width direction at the rear end in the rolling direction of the steel sheet. It is preferable that the solid-soluted Si amount up to 1.4% by weight is also a value of 1.4% by weight or less.
  • the value of the solid-solution Si amount from the surface of the steel sheet to a depth of 1 ⁇ m is preferably 1.36% by weight or less, more preferably 1.32% by weight. 1.30% by weight or less, more preferably 1.30% by weight or less.
  • the lower limit of the amount of dissolved Si from the surface of the steel sheet to a depth of 1 ⁇ m is not particularly limited, and any lower value may be used.
  • the value of the solid solution Si amount measured using one or more test pieces out of the four test pieces including the four positions described above, for example, the test piece including the position of the center in the coil width direction may be 0% by weight.
  • the steel sheet for hot-dip galvanizing is not only near the center in the width direction, but also the hot-dip galvanizing It preferably has an internal oxide layer also in the vicinity of the widthwise edge of the steel sheet (specifically, the position 0 mm to 50 mm from the widthwise edge at the position of the trailing end (0 mm) in the rolling direction). That is, the steel sheet for hot-dip galvanizing in the present embodiment is preferably at a position of 0 mm to 50 mm (more preferably at a position of 0 mm) from the widthwise edge at the rear end in the rolling direction of the steel sheet for hot-dip galvanizing.
  • the steel sheet for hot-dip galvanizing in the present embodiment has an internal oxide layer in the vicinity of the width direction edges where internal oxidation is least likely to remain. Therefore, by using the steel sheet for hot-dip galvanizing, it is possible to produce a high-strength, high-workability hot-dip galvannealed steel sheet in which uneven alloying is suppressed.
  • the steel sheet for hot-dip galvanizing in the present embodiment has an internal oxide layer not only from the vicinity of the center in the width direction of the steel sheet to the vicinity of the edges in the width direction, but also from the vicinity of the front end in the rolling direction of the steel sheet to the vicinity of the rear end in the rolling direction.
  • the internal oxide layer remains in the vicinity of the edge in the width direction of the steel sheet and in the vicinity of the rear end in the rolling direction of the steel sheet, substantially without interruption. Since the internal oxide layer remains in this way, the hot-dip galvanization can be alloyed more reliably and uniformly over the entire surface of the coil.
  • a steel sheet for hot-dip galvanizing that satisfies the internal oxide layer structure and solid solution Si content in this embodiment can be manufactured by controlling the conditions in the steel sheet manufacturing process.
  • the hot rolling conditions especially the coiling temperature
  • the annealing conditions before pickling, and the pickling conditions during the production of hot-dip galvanized steel sheets can be manufactured.
  • the annealing step before pickling the hot-rolled steel sheet is important in order to leave the internal oxide layer in the vicinity of the edges in the width direction.
  • a steel material (steel or steel sheet) having a Si content of 1.0% by mass or more is used, and finally manufactured It is not particularly limited as long as the steel sheet for hot dip galvanizing satisfies the characteristics and configuration of the steel sheet for hot dip galvanizing described above.
  • a steel material such as a slab for rolling having a chemical composition in which the Si content is 1.0% by mass or more is produced.
  • the chemical composition of the steel material will be described later in detail.
  • a steel material such as a slab can be prepared by any known method.
  • a method for producing a slab for example, a method of producing a slab by melting steel having a chemical composition described later and performing ingot casting or continuous casting can be used. If necessary, a cast material obtained by ingot casting or continuous casting may be bloomed to obtain a slab.
  • the obtained steel material such as slab is hot-rolled to obtain a hot-rolled steel sheet.
  • Hot rolling may be performed by any known method, but the coiling temperature is 500°C to 700°C.
  • the coiling temperature is 500°C to 700°C.
  • the winding temperature is preferably 520°C or higher, more preferably 530°C or higher.
  • the winding temperature is preferably 680°C or lower, more preferably 660°C or lower.
  • hot rolling the slab before hot rolling is soaked and held at a temperature of 1000° C. to 1300° C. or less according to a conventional method, the finish rolling temperature is set to 800° C. or more, and then coiled as a steel sheet. Just do it.
  • the hot-rolled steel sheet wound up after hot rolling may be naturally cooled to room temperature.
  • the coiled steel sheet is annealed at a soak holding temperature of 540° C. to 620° C. in a non-reducing atmosphere.
  • under a non-reducing atmosphere means under a gas atmosphere in which the surface of the steel sheet is not substantially reduced.
  • a gas atmosphere such as, but not limited to, N 2 -less than 1.0% by volume H 2 , argon, or atmospheric air is preferred.
  • the internal oxide layer can be grown satisfactorily and left in the vicinity of the edges in the width direction of the steel sheet.
  • the internal oxide layer can be grown satisfactorily and remain not only from the vicinity of the center in the width direction of the steel sheet to the vicinity of the edges in the width direction, but also from the vicinity of the front end in the rolling direction to the vicinity of the rear end in the rolling direction of the steel plate.
  • the soaking temperature at the time of annealing is more preferably 550° C. or higher. Further, the soaking temperature during annealing is more preferably 610° C. or lower.
  • the soaking holding time during annealing is not particularly limited, and the desired internal temperature is obtained by considering the hot rolling conditions (especially the coiling temperature), the soaking holding temperature in this step, and the pickling conditions in the subsequent steps.
  • a suitable time for obtaining an oxide layer may be controlled. For example, by securing a soaking holding time of 30 hours or more during annealing, it is possible to obtain a plating base sheet (steel sheet for hot-dip galvanizing in the present embodiment) having a desired internal oxide layer.
  • the upper limit of the soaking holding time during annealing is not particularly limited, but, for example, if the soaking holding time is not excessively longer than 30 hours, it is possible to prevent a decrease in productivity.
  • the pickling method is not particularly limited, and any known method may be applied.
  • the scale may be removed by immersion in hydrochloric acid or the like.
  • the pickling is carried out while adjusting the scale adhering to the steel sheet to the extent that the steel sheet after pickling satisfies the regulation of the amount of solid solution Si in the present embodiment described above.
  • the type of pickling solution for example, hydrochloric acid solution
  • the concentration of the pickling solution for example, the temperature of the pickling solution, and the pickling time are set to the hot rolling conditions (especially, the coiling temperature) and the pre-pickling conditions.
  • the steel sheet after pickling can satisfy the above-described regulation of the amount of solid solution Si in the present embodiment.
  • the hydrochloric acid concentration may be set to preferably 3% by mass or more, more preferably 5% by mass or more.
  • the hydrochloric acid concentration may be set to, for example, preferably 20% by mass or less, more preferably 15% by mass or less.
  • the temperature of the pickling solution may be set preferably at 60° C. or higher, more preferably at 70° C. or higher.
  • the temperature of the pickling solution is preferably set to 90° C. or lower, more preferably 80° C. or lower.
  • the pickling time may be appropriately adjusted according to the concentration and temperature of the pickling liquid so that the steel sheet after pickling satisfies the above-mentioned regulation of the amount of solid solution Si in the present embodiment.
  • the steel plate after pickling may be subjected to cold rolling.
  • the cold rolling method is not particularly limited, and any known method may be applied.
  • the cold rolling rate of cold rolling can be in the range of 10% to 70%.
  • the plate thickness of the steel plate is not particularly limited.
  • the coiling temperature during hot rolling and the annealing before pickling are adjusted so that the steel sheet after cold rolling satisfies the regulation of the amount of solid solution Si in the above-described embodiment. Conditions and pickling conditions may be appropriately adjusted.
  • a steel sheet for hot-dip galvanizing in this embodiment can be manufactured by including the above-described steps and optional steps.
  • Hot-Dip Galvanized Steel Sheet and Alloyed Hot-Dip Galvanized Steel Sheet The hot-dip galvanized steel sheet in this embodiment has a galvanized layer on the surface of the steel sheet for hot-dip galvanizing in the above-described embodiment. Further, a galvannealed steel sheet in a further embodiment comprises an alloyed galvanized layer on the surface of the steel sheet for galvanizing in the above-described embodiments.
  • the hot-dip galvanized steel sheet and the alloyed hot-dip galvanized steel sheet in these embodiments can be produced using the steel sheet for hot-dip galvanization, which is the original sheet in the above-described embodiments.
  • An example of the manufacturing method will be described below.
  • the surface of the steel sheet for hot-dip galvanizing in the above-described embodiment is subjected to oxidation-reduction annealing.
  • an Fe oxide layer is formed on the surface of the steel sheet by subjecting the surface of the steel sheet to oxidation treatment. Further, the Fe oxide layer is subjected to a reduction treatment (also referred to as “reduction annealing treatment” in this specification) in a reducing atmosphere to form a reduced Fe layer.
  • a reduction treatment also referred to as “reduction annealing treatment” in this specification
  • oxygen supplied from the oxidized Fe layer by reduction oxidizes Si and Mn inside the steel sheet.
  • the Fe oxide layer becomes a barrier layer
  • the oxide of Si can be kept inside the steel sheet, and the amount of solid solution Si increases near the surface layer of the steel sheet. can be suppressed.
  • wettability to hot-dip galvanization can be improved, and finally unevenness in alloying can be more reliably reduced.
  • Oxidation treatment and reduction treatment may be carried out using any known single or plural pieces of equipment.
  • equipment of a continuous galvanizing line CGL
  • CGL continuous galvanizing line
  • the oxidation treatment and reduction treatment by the oxidation-reduction method are performed in, for example, a non-oxidizing furnace (NOF: Non Oxygen Furnace) type or a direct firing furnace (DFF: Direct Fired Furnace) type annealing furnace in a continuous hot-dip galvanizing line. is more preferable.
  • NOF Non Oxygen Furnace
  • DFF Direct Fired Furnace
  • the oxidation treatment is preferably performed on the surface of the steel sheet at a steel sheet temperature of 750°C or less in, for example, an oxidizing heating zone in an annealing furnace of NOF or DFF type.
  • a hot-dip galvanized steel sheet having good coating adhesion can be obtained.
  • the steel sheet temperature in the oxidation treatment is preferably 730°C or lower, more preferably 720°C or lower, and even more preferably 700°C or lower.
  • the lower limit of the steel sheet temperature in the oxidation treatment is not particularly limited as long as it is a temperature at which an Fe oxide layer is formed on the surface of the steel sheet in a gas atmosphere, which will be described later.
  • the steel sheet temperature in the oxidation treatment is preferably 650°C or higher, more preferably 670°C or higher.
  • the heating time in the oxidation treatment is preferably 10 seconds or longer, more preferably 15 seconds or longer. Further, for example, the temperature rising time in the oxidation treatment is preferably 120 seconds or less, more preferably 90 seconds or less.
  • the oxidation treatment is not particularly limited, but can be performed in a gas atmosphere containing, for example, O2 , CO2 , N2 and H2O . More specifically, the oxidation treatment is performed in a combustion gas such as coke oven gas (COG) or liquefied petroleum gas (LPG) in a NOF or DFF annealing furnace. Combustion can be carried out in a gas atmosphere with controlled O 2 concentration. It is preferable to control the O 2 concentration in the range of 100 ppm to 17000 ppm. The O2 concentration is more preferably controlled at 500 ppm or higher, more preferably 2000 ppm or higher. Also, the O 2 concentration is more preferably controlled at 15000 ppm or less, more preferably 13000 ppm or less.
  • COG coke oven gas
  • LPG liquefied petroleum gas
  • the heating temperature (soaking temperature) of the steel sheet in the reduction annealing treatment is not particularly limited, and may be performed at a temperature at which the Fe oxide layer formed by the oxidation treatment becomes a reduced Fe layer. Specifically, it is preferable to perform reduction annealing at a soaking temperature of Ac 3 or higher.
  • the Ac 3 point can be calculated by the following formula (i) (“Leslie Iron and Steel Materials Science” (published by Maruzen Co., Ltd., written by William C. Leslie, p273)). Element symbols enclosed in brackets [ ] in formula (i) represent the content (% by mass) of the element.
  • the heating time (soaking holding time) in the reduction treatment is not particularly limited, and may be appropriately adjusted so that the oxidized Fe layer formed by the oxidation treatment becomes the reduced Fe layer.
  • the heating time in the reduction treatment is preferably 30 seconds or longer, more preferably 45 seconds or longer.
  • the heating time in the reduction treatment is preferably 600 seconds or less, more preferably 500 seconds or less.
  • the reduction annealing treatment can be performed by any known treatment method, for example, in a reduction heating zone in a NOF type or DFF type annealing furnace. Specifically, it can be carried out by heating the surface of the steel sheet in a reducing atmosphere mainly containing an inert gas such as H2 gas and N2 .
  • a mixed gas containing H 2 gas and an inert gas such as N 2 for example, the H 2 gas can be contained at a rate of 3% to 25% by volume, and the inert gas such as N 2 can be contained as the balance. .
  • the hot-dip galvanized steel sheet of the present embodiment can be manufactured by subjecting the steel sheet after reduction treatment to hot-dip galvanizing treatment to form a galvanized layer on the surface of the steel sheet.
  • the hot-dip galvanizing method is not particularly limited, and any known method may be applied.
  • a galvanized layer can be formed on the surface of the steel sheet by immersing the steel sheet in a galvanizing bath at a steel sheet temperature of about 400°C to 500°C.
  • the immersion time of the steel sheet in the galvanizing bath may be adjusted according to the desired amount of galvanized coating.
  • the method for manufacturing a galvannealed steel sheet according to the present embodiment further includes a step of alloying the galvanized layer formed on the galvannealed steel sheet obtained by the above method.
  • the Fe atoms contained in the steel sheet can diffuse into the galvanized layer and alloy the galvanized layer.
  • the alloying method is not particularly limited, and any known method can be applied.
  • the alloying temperature is not particularly limited, it can be preferably set at 480.degree. C. to 650.degree.
  • the heating time at the alloying temperature is also not particularly limited, but can be preferably set to 10 seconds to 40 seconds, for example.
  • the heating for alloying can be carried out, for example, in an air atmosphere.
  • the chemical composition of the steel material that is, the steel sheet for hot-dip galvanizing in the present embodiment is not particularly limited except for Si. An example of the chemical composition of the steel material will be described below.
  • Si 1% by mass or more
  • Si is an inexpensive steel strengthening element and does not easily affect the workability of the steel sheet.
  • Si is an element that can suppress the decomposition of retained austenite, which is useful for improving the workability of steel sheets, to form carbides.
  • the Si content is 1.0% by mass or more, preferably 1.1% by mass or more, and more preferably 1.2% by mass or more in order to effectively exhibit such effects.
  • the upper limit of the Si content is not particularly limited. may occur and cause surface defects in the steel sheet. Therefore, for example, the Si content is preferably 3.0% by mass or less, more preferably 2.7% by mass or less, and even more preferably 2.5% by mass or less, from the viewpoint of production stability.
  • Mn is also a cheap steel strengthening element and is effective in improving the strength of the steel sheet.
  • Mn is a strengthening element that is particularly effective in ensuring the final tensile strength of a hot-dip galvanized steel sheet of 980 MPa or more by adding C together with Si and, if necessary, to the steel.
  • Mn is an element that stabilizes austenite and contributes to the improvement of workability of the steel sheet by forming retained austenite.
  • the Mn content is preferably 1.5% by mass or more, more preferably 1.8% by mass or more, and still more preferably 2.0% by mass or more.
  • the Mn content is preferably 3.0% by mass or less, more preferably 2.8% by mass or less, and even more preferably 2.7% by mass or less.
  • C is an element that is effective in improving the strength of steel sheets.
  • Mn tensile strength of hot-dip galvanized steel sheets of 980 MPa or more
  • C is an element necessary for securing retained austenite and improving workability.
  • the C content is preferably 0.08% by mass or more, more preferably 0.11% by mass or more, and still more preferably 0.13% by mass or more.
  • the C content is preferably 0.30% by mass or less, more preferably 0.25% by mass or less, and even more preferably 0.20% by mass or less.
  • P preferably more than 0% by mass and 0.1% by mass or less
  • P is an element that inevitably exists as an impurity element. An excessive P content may deteriorate the weldability of the steel sheet. Therefore, the P content is preferably controlled to 0.1% by mass or less, more preferably 0.08% by mass or less, and even more preferably 0.05% by mass or less.
  • S is an element that inevitably exists as an impurity element.
  • steel unavoidably contains S in the order of 0.0005% by mass.
  • Excessive S content forms sulfide inclusions, promotes hydrogen absorption in a corrosive environment, deteriorates the delayed fracture resistance of the steel sheet, and may deteriorate the weldability and workability of the steel sheet. Therefore, the S content is preferably controlled to 0.05% by mass or less, more preferably 0.01% by mass or less, and even more preferably 0.005% by mass or less.
  • Al is an element having a deoxidizing action.
  • the Al content is preferably more than 0% by mass, more preferably 0.005% by mass or more, and still more preferably 0.02% by mass or more. If the Al content is excessive, inclusions such as alumina may increase and the workability of the steel sheet may deteriorate. Therefore, the Al content is preferably 1.0% by mass or less, more preferably 0.8% by mass or less, and even more preferably 0.5% by mass or less.
  • Cr is an element effective in improving the strength of the steel sheet. Furthermore, Cr is an element that improves the corrosion resistance of the steel sheet, and has the effect of suppressing the generation of hydrogen due to corrosion of the steel sheet. Specifically, Cr has the effect of promoting the production of iron oxide ( ⁇ -FeOOH). Iron oxide is said to be thermodynamically stable among rusts that form in the atmosphere and to have protective properties. By promoting the formation of such rust, it is possible to suppress the penetration of the generated hydrogen into the steel sheet, and even when the steel sheet is used in a severe corrosive environment, for example, in the presence of chlorides, hydrogen-induced cracking does not occur. sufficiently suppressed.
  • the Cr content is preferably more than 0% by mass, more preferably 0.003% by mass or more, and still more preferably 0.01% by mass or more.
  • the Cr content is preferably 1.0% by mass or less, more preferably 0.8% by mass or less, and even more preferably 0.6% by mass or less.
  • Cu is also an element that is effective in improving the strength of the steel sheet, has the effect of suppressing the generation of hydrogen due to corrosion of the steel sheet, and improves the corrosion resistance of the steel sheet.
  • Cu like Cr, also has the effect of promoting the production of iron oxide.
  • the Cu content is preferably more than 0% by mass, more preferably 0.003% by mass or more, and still more preferably 0.05% by mass or more.
  • the Cu content is preferably 1.0% by mass or less, more preferably 0.8% by mass or less, and even more preferably 0.5% by mass or less.
  • Ni preferably more than 0% by mass and 1.0% by mass or less
  • Ni is also an element that is effective in improving the strength of the steel sheet, has the effect of suppressing the generation of hydrogen due to corrosion of the steel sheet, and improves the corrosion resistance of the steel sheet.
  • Ni, like Cr and Cu also has the effect of promoting the production of iron oxide.
  • the Ni content is preferably more than 0% by mass, more preferably 0.003% by mass or more, and still more preferably 0.05% by mass or more. From the viewpoint of workability of the steel sheet, the Ni content is preferably 1.0% by mass or less, more preferably 0.8% by mass or less, and even more preferably 0.5% by mass or less.
  • Ti is also an element that is effective in improving the strength of the steel sheet, has the effect of suppressing the generation of hydrogen due to corrosion of the steel sheet, and improves the corrosion resistance of the steel sheet.
  • Ti, like Cr, Cu and Ni also has the effect of promoting the production of iron oxide.
  • Ti, like B and Cr is an element that is also effective for the delayed fracture resistance of steel sheets, so it can be added in an amount that does not affect workability such as strength and elongation of steel sheets.
  • the Ti content is preferably more than 0% by mass, more preferably 0.003% by mass or more, and still more preferably 0.05% by mass or more. From the viewpoint of workability of the steel sheet, the Ti content is preferably 0.15% by mass or less, more preferably 0.12% by mass or less, and even more preferably 0.10% by mass or less.
  • Nb is an element that is effective in improving the strength of the steel sheet and also refines the austenite grains after quenching to improve the toughness of the steel sheet.
  • the Nb content is preferably more than 0% by mass, more preferably 0.03% by mass or more, and still more preferably 0.005% by mass or more.
  • the Nb content is preferably 0.15% by mass or less, more preferably 0.12% by mass or less, and even more preferably 0.10% by mass or less.
  • V preferably more than 0% by mass and 0.15% by mass or less
  • V is also an element that is effective in improving the strength of the steel sheet and refines the austenite grains after quenching to improve the toughness of the steel sheet.
  • the V content is preferably more than 0% by mass, more preferably 0.03% by mass or more, and still more preferably 0.005% by mass or more.
  • the V content is preferably 0.15% by mass or less, more preferably 0.12% by mass or less, and even more preferably 0.1% by mass or less.
  • B is an element useful for improving the hardenability and weldability of steel sheets.
  • B is an element effective for the delayed fracture resistance of the steel sheet, like Ti and Cr, so it can be added in an amount that does not affect workability such as strength and elongation of the steel sheet.
  • the B content is preferably more than 0% by mass, more preferably 0.0002% by mass or more, still more preferably 0.0003% by mass or more, and particularly preferably 0.0004% by mass. % or more.
  • the B content is preferably 0.005% by mass or less, more preferably 0.004% by mass or less, and even more preferably 0.003% by mass or less.
  • N is an element that inevitably exists as an impurity element. If the N content becomes excessive, there is a possibility that nitrides are formed and the workability of the steel sheet is deteriorated. In particular, when the steel sheet contains B in order to improve hardenability, N combines with B to form BN precipitates and inhibits the effect of B on improving hardenability. Therefore, the N content is preferably controlled to 0.01% by mass or less, more preferably 0.008% by mass or less, and even more preferably 0.005% by mass or less.
  • the chemical composition of the steel material in the present embodiment may further contain other well-known arbitrary components within a range that does not impair strength and sufficient workability.
  • the balance is Fe and unavoidable impurities.
  • unavoidable impurities contamination of trace elements (eg, As, Sb, Sn, etc.) brought in depending on the conditions of raw materials, materials, manufacturing facilities, etc. is allowed.
  • P, S and N as described above can be said to be unavoidable impurities because the smaller the content, the better.
  • the present invention can exhibit its effect by suppressing the content of these elements to a specific range, they are defined as above.
  • "inevitable impurities" constituting the balance is a concept excluding elements whose composition ranges are defined.
  • the Si content is high Si content of 1% by mass or more
  • high-strength and high-workability hot-dip galvanized steel sheet and alloyed hot-dip galvanized steel sheet can be obtained at low cost. It is possible to manufacture the coil, and it is possible to suppress alloying unevenness in the coil width direction. More specifically, the produced hot-dip galvanized steel sheet and alloyed hot-dip galvanized steel sheet can have a tensile strength of 980 MPa or more.
  • a continuous hot-dip galvanizing line is used to perform a series of oxidation treatment, reduction treatment, hot-dip galvanizing treatment and alloying treatment.
  • the hot-dip galvanized steel sheet, the hot-dip galvanized steel sheet, and the alloyed hot-dip galvanized steel sheet in the embodiments of the present invention are summarized below.
  • a steel sheet for hot-dip galvanizing according to the first aspect of the present invention has an internal oxide layer containing an oxide of Si between the surface layer of the steel sheet and the steel sheet base portion, and the Si content in the chemical composition of the steel sheet is 1. .0% by mass or more, and at all four positions of 10 mm, 30 mm and 50 mm from the edge in the coil width direction and the position of the center in the coil width direction at the rolling direction rear end of the steel sheet for hot-dip galvanization
  • the solid solution Si amount from the surface of the steel sheet to a depth of 1 ⁇ m measured by is 1.4% by weight or less.
  • the hot-dip galvanized steel sheet according to the second aspect of the present invention has a galvanized layer on the surface of the steel sheet for hot-dip galvanizing according to the first aspect.
  • the galvannealed steel sheet according to the third aspect of the present invention comprises an alloyed galvanized layer on the surface of the steel sheet for galvanizing according to the first aspect.
  • Example 1 In Example 1, a steel sheet for hot-dip galvanizing, which is one of the examples of the present invention, was manufactured, and the amount of dissolved Si at various positions in the manufactured steel sheet for hot-dip galvanizing was measured. Furthermore, unevenness of alloying in the manufactured steel sheet for hot-dip galvanizing was evaluated.
  • the obtained annealed steel sheet was pickled by immersing it in hydrochloric acid having a concentration of 8% by weight at 85° C. for 40 seconds. Finally, cold rolling was performed until the thickness of the annealed steel sheet decreased from 2.0 mm to 1.4 mm, finally obtaining a steel sheet for hot-dip galvanizing.
  • the amount of dissolved Si in the hot-dip galvanizing steel sheet was measured using a fully automatic scanning X-ray photoelectron spectrometer ("Quantera-SXM" manufactured by ULVAC-PHI, Inc.).
  • the measurement conditions were X-ray output: 24.2 W, X-ray beam diameter: 100 ⁇ m, and analysis position: depth of 1 ⁇ m.
  • Form 1 the ratio of the peak area intensity of Si (Si—Si, Fe—Si) to ⁇ Si (SiO x ) + Si (Si—Si, Fe—Si) ⁇ was obtained and multiplied by the actual Si content in the steel to calculate the amount of dissolved Si (% by weight).
  • Solid solution Si amount (% by weight) [Si (Si-Si, Fe-Si) / ⁇ Si (SiO x ) + Si (Si-Si, Fe-Si) ⁇ ] ⁇ Si content in steel (Formula 1)
  • alloyed hot-dip galvanized steel sheets were produced from steel sheets for hot-dip galvanizing.
  • a continuous hot-dip galvanizing line having an NOF type annealing furnace was applied to the obtained steel sheet for hot-dip galvanizing, and oxidation treatment, reduction treatment, hot-dip galvanizing treatment and alloying treatment were performed.
  • oxidation treatment a steel sheet temperature of about 710° C. (680° C.-730° C.) is reached with a heating time of 45 seconds in a flue gas atmosphere containing less than 17000 ppm of O 2 and CO 2 , N 2 and H 2 O.
  • the steel plate was heated so that
  • the "steel sheet temperature” means the maximum sheet temperature of the steel sheet whose heating is controlled in the oxidation heating zone of the NOF type (or DFF type in Examples 3 and 4 described later) annealing furnace.
  • the reduction treatment was performed by heating for 50 seconds at a holding temperature of about 800° C. (770° C. to 820° C.) under a gas atmosphere of N 2 —H 2 .
  • the hot dip galvanizing treatment the steel sheet after reduction was immersed in a galvanizing bath at 430° C. to form a hot dip galvanizing layer. A hot-dip galvanized steel sheet was obtained in this manner, and then an alloyed hot-dip galvanized steel sheet was obtained by an alloying treatment.
  • the uneven alloying of the alloyed hot-dip galvanized steel sheet is determined by visually observing the appearance of the obtained galvannealed steel sheet. ” was evaluated. On the other hand, the case where the metallic luster of Zn remained was evaluated as "x".
  • Example 2 In Example 2, a steel material having the chemical composition of steel type B shown in Table 1 below was used, and the coiling temperature for hot rolling was set to 550 ° C., in the same manner as in Example 1 described above. Steel sheets and galvannealed steel sheets were produced. Furthermore, the amount of dissolved Si in the steel sheet for hot-dip galvanizing was calculated by the same method, and the alloying unevenness was similarly evaluated. The solid solution Si amount and the evaluation results of alloying unevenness in the steel sheet for hot-dip galvanization of Example 2 are also summarized in Table 2 below together with the manufacturing conditions of the steel sheet.
  • Example 3 In Example 3, a steel material having the chemical composition of steel grade C shown in Table 1 below was used, the coiling temperature for hot rolling was set to 660°C, and a continuous hot-dip galvanizing line having a DFF type annealing furnace was applied. Oxidizing treatment, reduction treatment, hot-dip galvanizing treatment and alloying treatment are performed, the soaking holding temperature for the reduction treatment is about 900 ° C (900 ° C to 950 ° C), and the soaking holding time is about 300 seconds (240 seconds to 360 A steel sheet for hot-dip galvanizing and a hot-dip galvannealed steel sheet were produced in the same manner as in Example 1 described above, except that the time was set to 100 seconds.
  • Example 2 a test piece including each position similar to that of Example 1 was cut out from the obtained steel sheet for hot-dip galvanization. After that, the amount of internal oxide layer of each test piece was calculated.
  • the amount of the internal oxide layer of the test piece is determined by, for example, immersing the test piece in hydrochloric acid having a concentration of 10% by mass at a temperature of 80°C and measuring the amount dissolved per unit area. be able to.
  • the graph of FIG. 2 schematically shows an example of the distribution of the internal oxide layer amount in the coil width direction obtained by such a method. In general, if the hot rolling conditions and the annealing conditions before pickling are the same, it is assumed that the distribution of the amount of the internal oxide layer shows the same tendency regardless of the steel type.
  • the graph of FIG. 3 schematically shows an example of the correlation between the amount of dissolved Si in the steel sheet and the amount of the internal oxide layer.
  • the graph of FIG. 3 can be determined by measuring the solid solution Si amount and the internal oxide layer amount of each test piece. In general, regardless of the steel type, hot rolling conditions, and annealing conditions before pickling, as shown in the graph of FIG. It's becoming
  • Example 3 the position in the coil width direction where the solid solution Si amount (% by weight) in Example 3 is the largest is the position 10 mm from the edge in the coil width direction where the amount of internal oxide layer is the smallest. . Therefore, in Example 3, the amount of dissolved Si was calculated only in the test piece at the position of 10 mm from the edge in the coil width direction of the steel sheet for hot-dip galvanizing by the same method as described above. Furthermore, the alloying unevenness of the test piece was similarly evaluated. The solid solution Si amount and the evaluation results of alloying unevenness in the steel sheet for hot-dip galvanization of Example 3 are also summarized in Table 2 below together with the manufacturing conditions of the steel sheet.
  • Example 4 In Example 4, a steel material having the chemical composition of steel type D shown in Table 1 below was used, hot-rolled to a thickness of 2.3 mm, and the thickness of the steel sheet after annealing was reduced from 2.3 mm to 1.0 mm.
  • a steel sheet for hot-dip galvanizing and an alloyed hot-dip galvanized steel sheet were produced in the same manner as in Example 3 described above, except that the steel sheets were cold-rolled to 4 mm.
  • the internal oxide layer amount of the test piece including each position of the steel sheet for hot-dip galvanization was calculated in the same manner as in Example 3 described above.
  • the tendency of the distribution of the amount of internal oxide layer is almost the same as the distribution shown in FIG. showed that. Therefore, based on FIGS. 2 and 3, it can be seen that the position in the coil width direction where the amount of solid solution Si (% by weight) is the largest in the steel plate of Example 4 is 10 mm from the edge in the coil width direction. . Therefore, also in Example 4, the amount of dissolved Si in only the test piece at the position 10 mm from the edge in the coil width direction of the steel sheet for hot-dip galvanizing was calculated by the same method as described above. Furthermore, the alloying unevenness of the test piece was similarly evaluated. The amount of dissolved Si and the evaluation results of uneven alloying in the steel sheet for hot-dip galvanization of Example 4 are also summarized in Table 2 below together with the manufacturing conditions of the steel sheet.
  • Comparative example 1 In Comparative Example 1, the steel sheet for hot-dip galvanizing and the hot-dip galvannealed zinc were produced in the same manner as in Example 1 above, except that the coiling temperature in the hot rolling was 660° C. and the annealing before pickling was not performed. A plated steel sheet was produced. Furthermore, the amount of dissolved Si in the steel sheet for hot-dip galvanizing was calculated by the same method, and the alloying unevenness was similarly evaluated. The amount of dissolved Si and the evaluation results of alloying unevenness in the steel sheet for hot-dip galvanizing of Comparative Example 1 are also summarized in Table 2 below together with the manufacturing conditions of the steel sheet.
  • a raw sheet specifically a steel sheet for hot-dip galvanizing, from which an alloyed hot-dip galvanized steel sheet with suppressed alloying unevenness can be produced even when the Si content is high. Therefore, for example, high-strength and high-workability hot-dip galvanized steel sheets and alloyed hot-dip galvanized steel sheets with a tensile strength of 980 MPa or more, which are suitably applied to automobile members such as automobile bodies, can be efficiently manufactured. .

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Abstract

本発明によると、高Ｓｉ含有であり、かつ、合金化ムラが抑制された合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造できる溶融亜鉛めっき用鋼板を提供することができる。本発明に係る溶融亜鉛めっき用鋼板は、鋼板の表層と鋼板素地部分との間にＳｉの酸化物を含む内部酸化層を有し、鋼板の化学組成におけるＳｉ含有量が１．０質量％以上であり、かつ、当該溶融亜鉛めっき用鋼板の圧延方向後端における、コイル幅方向エッジから１０ｍｍ、３０ｍｍおよび５０ｍｍの位置、ならびに、コイル幅方向センターの位置の４つの全ての位置で測定される鋼板の表面から深さ１μｍまでの固溶Ｓｉ量が１．４重量％以下である。

Description

溶融亜鉛めっき用鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板
　本発明は、高Ｓｉ含有の高強度高加工性の溶融亜鉛めっき用鋼板、ならびに、それを原板とする溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板に関する。
　自動車業界では、ＣＯ２削減のための燃費向上および衝突安全性能の向上の観点から、自動車のボディー等の自動車用部材の軽量化および高強度化が要求されている。そのため、自動車のボディー等の自動車用部材には引張強度が９８０ＭＰａ以上の超高強度鋼板が適用されている。このような高強度鋼板の加工性を向上させるために、鋼板の化学組成に安価なＳｉを含有させる方法が知られている。鋼板の化学組成にＳｉを含有させることによって、鋼板の強度だけでなく、加工性も向上することができる。
　一般的に、Ｓｉ添加鋼を自動車用部材へ適用する場合、耐食性や溶接性確保の観点から、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ鋼板）および該溶融亜鉛めっき鋼板を合金化した合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ鋼板）が使用される。しかしながら、鋼板にＳｉが添加された溶融亜鉛めっき鋼板は、その製造過程においてＳｉ酸化物層が鋼板表面を覆うため、最終的に、不めっき、めっき密着性の低下、合金化処理における合金化ムラ等の問題を招きやすい。さらに、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の加工時にめっきが剥離する等の問題も生じ得る。このようなＳｉ添加による問題を抑制するために、鋼素材にＳｉを含有する溶融亜鉛めっき鋼板は、酸化加熱帯および還元加熱帯を有する焼鈍炉を用いた酸化還元法を用いて製造されることが多い。酸化還元法によると、酸化加熱帯で生成した酸化鉄が還元焼鈍時において還元Ｆｅ層を生成するため、めっき時におけるめっき濡れ性を良好にすることができる。さらに、熱間圧延における巻き取り温度を高くすることによって、予めめっきに必要なＳｉＯ２等を含む内部酸化層を鋼板に形成する方法も用いられる。
　また、近年、溶融亜鉛めっき鋼板の強度および加工性のさらなる向上のために、鋼板のＳｉ含有量を１質量％以上まで増加させた溶融亜鉛めっき鋼板や内部酸化層を良好に形成させる方法について、様々な開発が進められている。
　具体的には、例えば、特許文献１には、質量％で、Ｃ：０．０５～０．２５％、Ｓｉ：０．３～２．５％、Ｍｎ：１．５～２．８％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．００５～０．５％、Ｎ：０．００６０％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる高強度鋼板の上に、Ｆｅを含有し、残部がＺｎおよび不可避的不純物からなる合金化溶融亜鉛めっき層を有する鋼板において、高強度鋼板とめっき層との界面から５μｍ以下の鋼板側の結晶粒界と結晶粒内にＳｉを含む酸化物が平均含有率０．６～１０質量％で存在し、めっき層中にＳｉを含む酸化物が平均含有率０．０５～１．５質量％で存在することを特徴とする外観が良好な高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が記載されている。
　また、例えば、特許文献２には、めっき密着性、加工性および外観性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、質量％で、Ｃ：０．０５～０．３０％、Ｓｉ：０．１～２．０％、Ｍｎ：１．０～４．０％含むスラブを熱間圧延した後、特定の温度ＴＣでコイルに巻き取り、酸洗する熱間圧延工程と、熱間圧延工程で得られた熱延板に対して冷間圧延を施す冷間圧延工程と、冷間圧延工程で得られた冷延板に対して、特定の条件で焼鈍を施す焼鈍工程と、焼鈍工程後の焼鈍板に対して、０．１２～０．２２質量％のＡｌを含有した溶融亜鉛めっき浴で溶融亜鉛めっき処理を施す溶融亜鉛めっき処理工程と、を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法が記載されている。
　さらに、例えば、特許文献３には、冷延鋼板であって、素材鋼片を、熱間圧延後、黒皮スケールを付着させたまま、実質的に還元が起きない雰囲気中にて６５０～９５０℃の温度範囲で熱処理を施して、鋼板の地鉄表層部に内部酸化層を形成させたのち、常法に従う酸洗、冷間圧延および再結晶焼鈍を施して得たことを特徴とする冷延鋼板が記載されている。
特開２００６－２３３３３３号公報 国際公開第２０１６／０３８８０１号 特開２０００－３０９８２４号公報
　本発明は、高Ｓｉ含有であり、かつ、合金化ムラが抑制された合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造できる溶融亜鉛めっき用鋼板を提供することを目的とする。
　本発明者らは、上記課題を解決すべく鋭意検討を行った結果、本発明に到達した。
　すなわち、本発明の第一の局面に係る溶融亜鉛めっき用鋼板は、鋼板の表層と鋼板素地部分との間にＳｉの酸化物を含む内部酸化層を有し、鋼板の化学組成におけるＳｉ含有量が１．０質量％以上であり、かつ、当該溶融亜鉛めっき用鋼板の圧延方向後端における、コイル幅方向エッジから１０ｍｍ、３０ｍｍおよび５０ｍｍの位置、ならびに、コイル幅方向センターの位置の４つの全ての位置で測定される鋼板の表面から深さ１μｍまでの固溶Ｓｉ量が１．４重量％以下である。
　本発明の第二の局面に係る溶融亜鉛めっき鋼板は、前述の第一の局面に係る溶融亜鉛めっき用鋼板の表面に、亜鉛めっき層を備える。
　本発明の第三の局面に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、前述の第一の局面に係る溶融亜鉛めっき用鋼板の表面に、合金化された亜鉛めっき層を備える。
図１は、本実施形態における溶融亜鉛めっき用鋼板の概略断面図である。 図２は、コイル幅方向における内部酸化層量の分布の一例を模式的に示すグラフである。 図３は、鋼板の固溶Ｓｉ量と内部酸化層量との相関の一例を模式的に示すグラフである。
　上述したように、特許文献１～特許文献３に記載の技術は、鋼板のＳｉ含有量を１質量％以上まで増加させた溶融亜鉛めっき鋼板等の製造方法や内部酸化層を良好に形成させる方法に関する技術である。
　しかしながら、９８０ＭＰａ以上の引張強度を有する高強度高加工性の溶融亜鉛めっき鋼板を得るために、Ｓｉ含有量を１質量％以上まで増加させた場合、従来の製造方法を適用しただけではコイル全面に均一に合金化された合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ることは難しい。特に、鋼板のコイル幅方向センター（以下、単に「幅方向センター」とも言う）近傍と比べると、鋼板のコイル幅方向エッジ（以下、単に「幅方向エッジ」とも言う）近傍において、亜鉛めっきが均一に合金化し難い。
　具体的には、高Ｓｉ添加鋼を用いる場合、熱間圧延における巻き取り後にコイルが冷却される際、鋼板の幅方向エッジ近傍ではコイルの冷却が急峻である。そのため、鋼板の幅方向エッジ近傍では、内部酸化層が成長し難く、層が薄く形成される。その一方で、鋼板の幅方向センター近傍では、内部酸化層が十分に成長し、層が厚く形成される。さらには、続く酸洗工程において、鋼板の幅方向エッジ近傍の内部酸化層は、優先的に溶解してしまう。このようにコイル幅方向において内部酸化層の厚さが異なってしまうことにより、合金化ムラが発生してしまう。
　このような問題は、前述した特許文献に記載の技術を用いても解決することはできない。例えば、特許文献１に記載の鋼板の製造方法においても、幅方向エッジ近傍におけるコイルの急冷について考慮されていないため、鋼板の幅方向エッジ近傍において内部酸化層を残留させることはできない。また、特許文献２に記載の製造方法については、ＳｉおよびＭｎの含有量が多くなる程巻き取り温度を下げる必要があるため、幅方向エッジ近傍に所定の量の酸化物を生成させることが難しい。その結果、特許文献１および特許文献２に開示されている技術を用いても、鋼板の幅方向に均一に合金化ムラがない合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造することは困難である。一方、特許文献３の製造方法によると、熱処理の温度が高いため、表面を覆う還元Ｆｅ層を酸洗で除去することができなくなる。その結果、鋼板の汚染や鋼板の表面付近の脱炭が進行するため、所定の強度、例えば９８０ＭＰａもの引張強度を有する鋼板を得ることは難しくなる。
　そこで、本発明者らは、Ｓｉ含有量が多くても、合金化ムラが抑制された合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造できる原板、具体的には溶融亜鉛めっき用鋼板について、様々な研究を重ねた。そして、溶融亜鉛めっき用鋼板においてＳｉの表面濃化を抑制し、かつ、幅方向エッジ近傍に内部酸化層を残留させることに着目し、本発明を完成した。具体的には、本発明に係る溶融亜鉛めっき用鋼板は、鋼板の表層と鋼板素地部分との間にＳｉの酸化物を含む内部酸化層を有し、鋼板の化学組成におけるＳｉ含有量が１．０質量％以上であり、かつ、当該溶融亜鉛めっき用鋼板の圧延方向後端における、コイル幅方向エッジから１０ｍｍ、３０ｍｍおよび５０ｍｍの位置、ならびに、コイル幅方向センターの位置の４つの全ての位置で測定される鋼板の表面から深さ１μｍまでの固溶Ｓｉ量が１．４重量％以下である。このような溶融亜鉛めっき用鋼板の構成によると、合金化ムラが抑制される高強度高加工性の合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られることが分かった。このようにして得られる合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、例えば９８０ＭＰａ以上の引張強度を有することができる。
　すなわち、本発明によれば、高Ｓｉ含有であり、かつ、合金化ムラが抑制された合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造できる溶融亜鉛めっき用鋼板を提供することができる。
　以下、本発明の実施形態について、詳細に説明する。なお、本発明の範囲はここで説明する実施形態に限定されるものではなく、本発明の趣旨を損なわない範囲で種々の変更をすることができる。
　本明細書において、「（鋼板の）コイル幅方向エッジ」または「幅方向エッジ」とは、特定の位置を示していない限り、基本的に、コイル幅方向の両方のエッジ、すなわち板幅方向の両端を意図している。また、本明細書において、「（鋼板の）コイル幅方向エッジ近傍」または「幅方向エッジ近傍」とは、コイル幅方向エッジの位置の周辺箇所を意味する。コイル幅方向エッジから特定の位置を示す場合は、当該幅方向エッジ（換言すると、幅方向０ｍｍの位置）からの距離を併せて記す。
　本明細書において、「（鋼板の）コイル幅方向センター」または「幅方向センター」とは、鋼板の板幅方向の中央を意図している。また、本明細書において、「（鋼板の）コイル幅方向センター近傍」または「幅方向センター近傍」とは、コイル幅方向センターの位置の周辺箇所を意味する。
　本明細書において、「（鋼板の）圧延方向後端」とは、溶融亜鉛めっき用鋼板の圧延方向に対して平行な方向の後端の位置、すなわち最後端０ｍｍの位置を意図している。また、本明細書において、「（鋼板の）圧延方向後端近傍」とは、圧延方向後端の位置の周辺箇所を意味する。
　本明細書において、「（鋼板の）圧延方向前端」とは、溶融亜鉛めっき用鋼板の圧延方向に対して平行な方向の前端の位置、すなわち最前端０ｍｍの位置を意図している。また、本明細書において、「（鋼板の）圧延方向前端近傍」とは、圧延方向前端の位置の周辺箇所を意味する。
　１．溶融亜鉛めっき用鋼板（原板）の構成、化学組成および特性
　本実施形態における溶融亜鉛めっき用鋼板は、鋼板の表層と鋼板素地部分との間にＳｉの酸化物を含む内部酸化層を有し、鋼板の化学組成におけるＳｉ含有量が１．０質量％以上であり、かつ、当該溶融亜鉛めっき用鋼板の圧延方向後端における、コイル幅方向エッジから１０ｍｍ、３０ｍｍおよび５０ｍｍの位置、ならびに、コイル幅方向センターの位置の４つの全ての位置で測定される鋼板の表面から深さ１μｍまでの固溶Ｓｉ量が１．４重量％以下である。
　本明細書における内部酸化層とは、熱間圧延および酸洗前の焼鈍（換言すると、「熱間圧延後かつ（溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造の際における）酸化還元法による焼鈍前の焼鈍」。以下同様。）の加熱時において鋼板内部に生成させることができる、ＳｉＯ２を含む内部酸化層（粒界酸化および粒内酸化の両方の酸化部分を含む）を意味する。さらに、本明細書における鋼板素地部分とは、熱間圧延または酸洗前の焼鈍の加熱を施した後において、ＳｉＯ２等の酸化物を含有していない鋼板の内側の部分を意味する。図１に、本実施形態における溶融亜鉛めっき用鋼板の概略断面図を示す。図１において各符号は、溶融亜鉛めっき用鋼板１、鋼板の表層２、鋼板素地部分３および内部酸化層４を表している。図１に示すように、溶融亜鉛めっき用鋼板１は、鋼板の表層２と鋼板素地部分３との間に内部酸化層４を有している。このような構成は、当業者に公知の技術を用いて確認することができ、例えば、内部酸化層４の厚さが大きい箇所では、走査電子顕微鏡（Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）を用いて確認することができる。
　本実施形態における溶融亜鉛めっき用鋼板の化学組成は、Ｓｉ含有量が１．０質量％以上であれば特に限定されないが、より詳細については後に述べる。
　本明細書において、「鋼板の表面から深さ１μｍまでの固溶Ｓｉ量（重量％）」とは、後の実施例で詳細に述べるように、当該鋼板の供試片および全自動走査型Ｘ線光電子分光分析装置を用いて、下記（式１）から測定および算出することができる鋼板の表面から深さ１μｍまでの固溶Ｓｉ量の平均値（重量％）を意味する。
　固溶Ｓｉ量（重量％）＝［Ｓｉ（Ｓｉ－Ｓｉ，Ｆｅ－Ｓｉ）／{Ｓｉ（ＳｉＯｘ）+Ｓｉ（Ｓｉ－Ｓｉ，Ｆｅ－Ｓｉ）}］×鋼中Ｓｉ含有量　（式１）
　本明細書において、「鋼板の表面から深さ１μｍまでの固溶Ｓｉ量が１．４重量％以下である」とは、鋼板の特定の位置を含む供試片を用いて測定される、鋼板の表面から深さ１μｍまでの固溶Ｓｉ量（詳細には固溶Ｓｉ量の平均値）が１．４重量％以下であることを意味する。すなわち、後の実施例で詳細に述べるように、本実施形態における溶融亜鉛めっき用鋼板は、当該鋼板の圧延方向後端における、コイル幅方向エッジから１０ｍｍ、３０ｍｍおよび５０ｍｍの位置、ならびに、コイル幅方向センターの位置の各々の位置を含む４つの供試片を用いて測定される、鋼板の表面から深さ１μｍまでの固溶Ｓｉ量（詳細には固溶Ｓｉ量の平均値）が、全て１．４重量％以下の値となっている。加えて、本実施形態における溶融亜鉛めっき用鋼板は、当該鋼板の圧延方向後端における、コイル幅方向エッジから７０ｍｍの位置を含む供試片を用いて測定される、鋼板の表面から深さ１μｍまでの固溶Ｓｉ量も１．４重量％以下の値となっていると好ましい。
　このような本実施形態の固溶Ｓｉ量の規定における、当該鋼板の表面から深さ１μｍまでの固溶Ｓｉ量の値は、好ましくは１．３６重量％以下、より好ましくは１．３２重量％以下、さらに好ましくは１．３０重量％以下である。また、本実施形態の固溶Ｓｉ量の規定において、当該鋼板の表面から深さ１μｍまでの固溶Ｓｉ量の値の下限値は、特に限定されず、より低い値であればよい。例えば、前述した４つの位置を含む４つの供試片のうちの１つ以上の供試片、例えばコイル幅方向センターの位置を含む供試片を用いて測定される当該固溶Ｓｉ量の値が、０重量％であってもよい。
　このような本実施形態における溶融亜鉛めっき用鋼板の構成の規定、化学組成の規定および特性の規定を満たすことによって、当該溶融亜鉛めっき用鋼板は、幅方向センター近傍だけでなく、当該溶融亜鉛めっき用鋼板の幅方向エッジ近傍（具体的には、圧延方向後端（０ｍｍ）の位置における幅方向エッジから０ｍｍ～５０ｍｍの位置）においても好適に内部酸化層を有する。すなわち、本実施形態における溶融亜鉛めっき用鋼板は、当該溶融亜鉛めっき用鋼板の、圧延方向後端における、好ましくは幅方向エッジから０ｍｍ～５０ｍｍの位置（より好ましくは０ｍｍの位置）に、鋼板の表層と鋼板素地部分との間にＳｉの酸化物を含む内部酸化層を有している。このように、本実施形態における溶融亜鉛めっき用鋼板は、最も内部酸化が残留し難い幅方向エッジ近傍において内部酸化層を有している。そのため、当該溶融亜鉛めっき用鋼板を用いることによって、合金化ムラが抑制された高強度高加工性の合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造することができる。
　また、内部酸化層は、鋼板の幅方向エッジ近傍だけでなく、鋼板の圧延方向前端近傍と比べると圧延方向後端近傍においても成長し難く、最終的に亜鉛めっきが均一に合金化し難くなる場合がある。従って、本実施形態における溶融亜鉛めっき用鋼板は、鋼板の幅方向センター近傍から幅方向エッジ近傍までだけでなく、鋼板の圧延方向前端近傍から圧延方向後端近傍まで、内部酸化層を有していると好ましい。具体的には、実質的にほとんど途切れることなく、鋼板の幅方向エッジ近傍かつ鋼板の圧延方向後端近傍まで、内部酸化層が残留していると好ましい。内部酸化層がこのように残留していることによって、コイル全面においてより確実かつ均一に溶融亜鉛めっきを合金化することができる。
　このような本実施形態における内部酸化層の構成および固溶Ｓｉ量の規定を満たす溶融亜鉛めっき用鋼板は、鋼板の製造工程における各条件を制御することによって、製造することができる。特に、後に詳細に説明するように、溶融亜鉛めっき用鋼板の製造時における熱間圧延の条件（特に巻き取り温度）、酸洗前の焼鈍条件および酸洗条件を、適切に制御することによって、製造することができる。加えて、幅方向エッジ近傍に内部酸化層を残留させるためには、熱間圧延後の鋼板の酸洗前の焼鈍工程が重要である。
　２．溶融亜鉛めっき用鋼板の製造方法
　本実施形態における溶融亜鉛めっき用鋼板の製造方法は、Ｓｉ含有量が１．０質量％以上である鋼素材（鋼または鋼板）を用い、かつ、最終的に製造される溶融亜鉛めっき用鋼板が前述した溶融亜鉛めっき用鋼板の特性および構成を満たしていれば、特に限定されない。
　以下、本実施形態における溶融亜鉛めっき用鋼板の製造方法の一例について説明する。
　（圧延用の鋼素材の準備）
　まず、Ｓｉ含有量が１．０質量％以上である化学組成を有する圧延用のスラブ等の鋼素材を作製する。なお、鋼素材の化学組成は、後に詳細に述べる。スラブ等の鋼素材は既知の任意の方法により準備することができる。スラブの作製方法としては、例えば、後述する化学組成を有する鋼を溶製し、造塊または連続鋳造によって、スラブを作製する方法を挙げられる。必要に応じて、造塊または連続鋳造により得た鋳造材を分塊圧延してスラブを得てもよい。
　（熱間圧延）
　次いで、得られたスラブ等の鋼素材を用いて熱間圧延を行い、熱延鋼板を得る。
　熱間圧延は、既知の任意の条件による方法で行ってよいが、巻き取り温度を５００℃～７００℃とする。巻き取り温度を５００℃以上に設定することによって、内部酸化層を十分に成長させることができ、後の工程を経た後に、幅方向エッジ近傍において内部酸化層を確保し易くなる。巻き取り温度は、好ましくは５２０℃以上、より好ましくは５３０℃以上である。また、巻き取り温度を７００℃以下に設定することによって、熱延後の冷却で生成する還元鉄の量が増加してしまって後の酸洗による除去が困難となることを避けることができる。巻き取り温度は、好ましくは６８０℃以下、より好ましく６６０℃以下である。
　熱間圧延時における他の条件については、特に限定されない。例えば、熱間圧延では、熱間圧延前のスラブを常法に従って１０００℃～１３００℃以下の温度で均熱保持し、仕上げ圧延温度を８００℃以上に設定し、その後コイル状の鋼板として巻き取ればよい。さらに、熱間圧延後の巻き取った熱延鋼板は、常温まで自然冷却してもよい。
　（焼鈍）
　さらに、巻き取った鋼板を、非還元性の雰囲気下において５４０℃～６２０℃の均熱保持温度で焼鈍する。
　本明細書において、「非還元性の雰囲気下」とは、鋼板の表面が実質的に還元しないガス雰囲気下のことを意味する。限定されるわけではないが、例えば、Ｎ２‐１．０体積％未満Ｈ２、アルゴン、大気等のガス雰囲気下が好ましい。
　焼鈍時の均熱保持温度を５４０℃以上にすることによって、鋼板の幅方向エッジ近傍まで、内部酸化層を良好に成長させて残留させることができる。その結果、ムラなく合金化できる溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。さらに、鋼板の幅方向センター近傍から幅方向エッジ近傍までだけでなく、鋼板の圧延方向前端近傍から圧延方向後端近傍まで、内部酸化層を良好に成長させて残留させるとより好ましい。その結果、鋼板の略全面においてムラなく略均一かつ確実に合金化できる溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。なお、前述した熱間圧延時の巻き取りの際の加熱だけでは幅方向エッジ近傍まで十分に内部酸化層を成長させることは難しい。焼鈍時の均熱保持温度を６２０℃以下にすることによって、後の酸洗によるスケール除去が困難となってしまうことを避けることができる。焼鈍時の均熱保持温度は、より好ましくは５５０℃以上である。また、焼鈍時の均熱保持温度は、より好ましくは６１０℃以下である。
　焼鈍時の均熱保持時間は、特に限定されず、熱間圧延の条件（特に巻き取り温度）、本工程の均熱保持温度および後の工程の酸洗条件を考慮した上で、所望の内部酸化層を得るための好適な時間に制御すればよい。例えば、焼鈍時の均熱保持時間を３０時間以上確保することによって、所望の内部酸化層を有するめっき原板（本実施形態における溶融亜鉛めっき用鋼板）を得ることができる。焼鈍時の均熱保持時間の上限は、特に限定されないが、例えば、均熱保持時間が３０時間よりも過度に長い時間でなければ、生産性が低下することを防ぐことができる。
　（酸洗）
　次いで、焼鈍後の鋼板を酸洗すると好ましい。酸洗方法は特に限定されず、公知の任意の方法を適用すればよい。例えば、塩酸等を用いて浸漬させることにより、スケールを除去すればよい。
　酸洗は、鋼板に付着したスケールが除去される程度において、かつ、酸洗後の鋼板が前述した本実施形態における固溶Ｓｉ量の規定を満たすように、調整しながら行うと好ましい。具体的には、例えば、酸洗液の種類（例えば塩酸液）、酸洗液の濃度、酸洗液の温度および酸洗時間を、熱間圧延の条件（特に巻き取り温度）および酸洗前の焼鈍条件を考慮した上で、適切に制御することによって、酸洗後の鋼板が前述した本実施形態における固溶Ｓｉ量の規定を満たすことができる。
　例えば、塩酸濃度を、好ましくは３質量％以上、より好ましくは５質量％以上に設定すればよい。また、塩酸濃度は、例えば、好ましくは２０質量％以下、より好ましくは１５質量％以下に設定すればよい。さらに、例えば、酸洗液の温度は、好ましくは６０℃以上、より好ましくは７０℃以上に設定すればよい。また、酸洗液の温度は、好ましくは９０℃以下、より好ましくは８０℃以下に設定すればよい。酸洗時間は、酸洗後の鋼板が前述した本実施形態における固溶Ｓｉ量の規定を満たすように、酸洗液の濃度および温度に応じて、適宜調整すればよい。
　（冷間圧延）
　さらに、酸洗後の鋼板に冷間圧延を施してもよい。冷間圧延の方法は特に限定されず、公知の任意の方法を適用すればよい。例えば、所望する板厚にするために、冷間圧延の冷延率を１０％～７０％の範囲にすることができる。鋼板の板厚は、特に限定されない。
　なお、冷間圧延の工程を含む場合は、冷間圧延後の鋼板が前述した本実施形態における固溶Ｓｉ量の規定を満たすように、熱間圧延時の巻き取り温度、酸洗前の焼鈍条件および酸洗条件を適宜調整しておけばよい。
　上述してきたような工程および任意の工程を含むことによって、本実施形態における溶融亜鉛めっき用鋼板を製造することができる。
　３．溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板
　本実施形態における溶融亜鉛めっき鋼板は、前述した実施形態における溶融亜鉛めっき用鋼板の表面に、亜鉛めっき層を備える。また、さらなる実施形態における合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、前述した実施形態における溶融亜鉛めっき用鋼板の表面に、合金化された亜鉛めっき層を備える。
　これらの実施形態における溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、前述の実施形態における原板である溶融亜鉛めっき用鋼板を用いて製造することができる。以下、製造方法の一例について説明する。
　（酸化処理および還元処理）
　最初に、前述の実施形態における溶融亜鉛めっき用鋼板の表面に対して、酸化還元法による焼鈍を適用する。まず、鋼板の表面に酸化処理を施すことによって、鋼板の表面に酸化Ｆｅ層を形成する。さらに、還元性の雰囲気下で当該酸化Ｆｅ層に還元処理（本明細書において、「還元焼鈍処理」とも言う）を施して還元Ｆｅ層を形成する。この際、還元により酸化Ｆｅ層から供給される酸素は、鋼板内部におけるＳｉやＭｎを酸化させる。すなわち、このような酸化還元法による焼鈍を適用することによって、酸化Ｆｅ層がバリアー層となり、Ｓｉの酸化物を鋼板の内部に留めることができ、鋼板の表層付近において固溶Ｓｉ量が増加することを抑制できる。その結果、溶融亜鉛めっきに対する濡れ性を良好とすることができ、最終的に合金化ムラについてもより確実に減少させることができる。
　酸化処理および還元処理は、公知の任意の単数または複数の設備を用いて実施すればよい。好ましくは、製造効率、コスト面および品質保持の観点から、連続溶融亜鉛めっきライン（ＣＧＬ：Ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ　Ｇａｌｖａｎｉｚｉｎｇ　Ｌｉｎｅ）の設備が用いられる。連続溶融亜鉛めっきラインを用いることによって、酸化還元法による酸化処理および還元処理と、後述する溶融亜鉛めっき処理および合金化処理とを、一連の製造ラインで連続して行うことができる。さらに具体的には、酸化還元法による酸化処理および還元処理は、例えば、無酸化炉（ＮＯＦ：Ｎｏｎ　Ｏｘｙｇｅｎ　Ｆｕｒｎａｃｅ）型または直火炉（ＤＦＦ：Ｄｉｒｅｔ　Ｆｉｒｅｄ　Ｆｕｒｎａｃｅ）型の連続溶融亜鉛めっきラインにおける焼鈍炉を用いて行うとより好ましい。
　酸化処理は、例えばＮＯＦ型またはＤＦＦ型の焼鈍炉内の酸化加熱帯等において、鋼板の表面に、鋼板温度７５０℃以下の加熱温度で施されると好ましい。鋼板温度を７５０℃以下にすることによって、良好なめっき密着性を有する溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。
　酸化処理における鋼板温度は、好ましくは７３０℃以下、より好ましくは７２０℃以下、さらに好ましくは７００℃以下である。酸化処理における鋼板温度の下限は、特に限定されず、鋼板の表面において後述するガス雰囲気下で酸化Ｆｅ層が形成される温度であればよい。例えば、酸化処理における鋼板温度は、好ましくは６５０℃以上、より好ましくは６７０℃以上である。
　酸化処理における昇温時間は、好ましくは１０秒以上、より好ましくは１５秒以上である。また、例えば、酸化処理における昇温時は、好ましくは１２０秒以下、より好ましくは９０秒以下である。
　酸化処理は、特に限定されないが、例えば、Ｏ２、ＣＯ２、Ｎ２およびＨ２Ｏを含むガス雰囲気下において行うことができる。より詳細には、酸化処理は、例えばＮＯＦ型またはＤＦＦ型の焼鈍炉等において、コークス炉ガス（ＣＯＧ：Ｃｏｋｅｓ　Ｏｖｅｎ　Ｇａｓ）、液化石油ガス（ＬＰＧ：Ｌｉｑｕｅｆｉｅｄ　Ｐｅｔｒｏｌｅｕｍ　Ｇａｓ）等の燃焼ガス中で、未燃焼のＯ２濃度を制御したガス雰囲気下において行うことができる。Ｏ２濃度は１００ｐｐｍ～１７０００ｐｐｍの範囲で制御すると好ましい。Ｏ２濃度は、より好ましくは５００ｐｐｍ以上、さらに好ましくは２０００ｐｐｍ以上で制御される。また、Ｏ２濃度は、より好ましくは１５０００ｐｐｍ以下、さらに好ましくは１３０００ｐｐｍ以下で制御される。
　還元焼鈍処理における鋼板の加熱温度（均熱保持温度）は、特に限定されず、酸化処理によって形成された酸化Ｆｅ層が還元Ｆｅ層になる温度で行われればよい。具体的には、好ましくはＡｃ３点以上の均熱保持温度で還元焼鈍を行うと好ましい。なお、Ａｃ３点は、下式（ｉ）により算出することができる（「レスリー鉄鋼材料学」（丸善株式会社発行、Ｗｉｌｌｉａｍ　Ｃ．　Ｌｅｓｌｉｅ著、ｐ２７３））。式（ｉ）中の［　］で囲まれた元素記号は、当該元素の含有量（質量％）を表す。
　Ａｃ３（℃）＝９１０－２０３×［Ｃ］１／２－１５．２×［Ｎｉ］＋４４．７×［Ｓｉ］＋１０４×［Ｖ］＋３１．５×［Ｍｏ］＋１３．１×［Ｗ］－｛３０×［Ｍｎ］＋１１×［Ｃｒ］＋２０×［Ｃｕ］－７００×［Ｐ］－４００×［Ａｌ］－１２０×［Ａｓ］－４００×［Ｔｉ］｝　…（ｉ）
　また、還元処理における加熱時間（均熱保持時間）は、特に限定されず、酸化処理により形成された酸化Ｆｅ層が還元Ｆｅ層になるように適切に調整すればよい。例えば、還元処理における加熱時間は、好ましくは３０秒以上、より好ましくは４５秒以上である。また、還元処理における加熱時間は、好ましくは６００秒以下、より好ましくは５００秒以下である。
　還元焼鈍処理は、例えばＮＯＦ型またはＤＦＦ型の焼鈍炉内の還元加熱帯等において、公知の任意の処理方法によって行うことができる。具体的には、主にＨ２ガスおよびＮ２等の不活性ガスを含む還元性の雰囲気下で、鋼板の表面を加熱することによって行うことができる。Ｈ２ガスおよびＮ２等の不活性ガスを含む混合ガスを用いる場合、例えばＨ２ガスを３体積％～２５体積％の割合において含み、Ｎ２等の不活性ガスを残部として含むことができる。
　（溶融亜鉛めっき処理）
　さらに、還元処理後の鋼板に溶融亜鉛めっき処理を施し、鋼板の表面に亜鉛めっき層を形成することによって、本実施形態における溶融亜鉛めっき鋼板を製造することができる。
　溶融亜鉛めっき処理の方法は特に限定されず、公知の任意の方法を適用すればよい。例えば、鋼板を亜鉛めっき浴に４００℃～５００℃程度の鋼板温度で浸漬させることによって、鋼板の表面に亜鉛めっき層を形成することができる。さらに、鋼板の亜鉛めっき浴への浸漬時間は、所望の亜鉛めっき付着量に応じて調整すればよい。
　（合金化処理）
　本実施形態に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法では、前述の方法で得られた溶融亜鉛めっき鋼板に形成された亜鉛めっき層を合金化する工程をさらに含む。
　具体的には、溶融亜鉛めっき鋼板を所定の合金化温度で加熱することによって、鋼板に含まれるＦｅ原子が亜鉛めっき層に拡散し、亜鉛めっき層を合金化することができる。合金化方法は、特に限定されず、公知の任意の方法を適用することができる。例えば、合金化温度は、特に限定されないが、例えば、好ましくは４８０℃～６５０℃で設定することができる。合金化温度での加熱時間も、特に限定されないが、例えば、好ましくは１０秒～４０秒で設定することができる。さらに、合金化の加熱は、例えば大気雰囲気下とすることができる。
　４．鋼素材の化学組成
　鋼素材、すなわち本実施形態における溶融亜鉛めっき用鋼板の化学組成は、Ｓｉ以外は特に限定されない。以下、鋼素材の化学組成の一例について説明する。
　［Ｓｉ：１質量％以上］
　Ｓｉは、安価な鋼の強化元素であり、かつ、鋼板の加工性に対して影響を与え難い。また、Ｓｉは、鋼板の加工性向上に有用な残留オーステナイトが分解して炭化物が生成することを抑制できる元素である。このような作用を有効に発揮させるため、Ｓｉ含有量は１．０質量％以上、好ましくは１．１質量％以上、さらに好ましくは１．２質量％以上である。Ｓｉ含有量の上限は、特に限定されないが、Ｓｉ含有量が多すぎると、Ｓｉによる固溶強化作用が顕著になって圧延負荷が増大してしまうおそれがあり、熱間圧延の際にＳｉスケールが発生して鋼板の表面欠陥が生じてしまう可能性がある。そのため、例えば、Ｓｉ含有量は、製造安定性の観点から、好ましくは３．０質量％以下、より好ましくは２．７質量％以下、さらに好ましくは２．５質量％以下である。
　［Ｍｎ：好ましくは１．５質量％以上３．０質量％以下］
　Ｍｎも、Ｓｉと同様に、安価な鋼の強化元素であり、鋼板の強度向上に有効である。Ｍｎは、Ｓｉと共に、さらに必要に応じてＣも一緒に鋼に添加することによって、最終的に９８０ＭＰａ以上の溶融亜鉛めっき鋼板の引張強度を確保するために特に有効な強化元素である。さらに、Ｍｎは、オーステナイトを安定化し、残留オーステナイトの生成による鋼板の加工性向上に寄与する元素である。このような作用を有効に発揮させるため、Ｍｎ含有量は、好ましくは１．５質量％以上、より好ましくは１．８質量％以上、さらに好ましくは２．０質量％以上である。しかしながら、Ｍｎ含有量が多すぎると、鋼板の延性が低下し、鋼板の加工性に悪影響を及ぼし、鋼板の溶接性が低下するおそれがある。このような観点から、Ｍｎ含有量は、好ましくは３．０質量％以下、より好ましくは２．８質量％以下、さらに好ましくは２．７質量％以下である。
　［Ｃ：好ましくは０．０８質量％以上０．３０質量％以下］
　Ｃは、鋼板の強度向上に有効な元素であり、Ｓｉと一緒に、さらに必要に応じてＭｎも一緒に鋼に添加することによって、最終的に９８０ＭＰａ以上の溶融亜鉛めっき鋼板の引張強度を確保するために特に有効な強化元素である。さらに、Ｃは、残留オーステナイトを確保して加工性を改善するために必要な元素である。このような作用を有効に発揮させるため、Ｃ含有量は、好ましくは０．０８質量％以上、より好ましくは０．１１質量％以上、さらに好ましくは０．１３質量％以上である。鋼板の強度の確保の観点からはＣ含有量が多い方が好ましいが、Ｃ含有量が多すぎると耐食性、スポット溶接性および加工性が劣化するおそれがある。そのため、Ｃ含有量は、好ましくは０．３０質量％以下、より好ましくは０．２５質量％以下、さらに好ましくは０．２０質量％以下である。
　［Ｐ：好ましくは０質量％超０．１質量％以下］
　Ｐは、不純物元素として不可避的に存在する元素である。Ｐ含有量が過剰になると、鋼板の溶接性を劣化させるおそれがある。そのため、Ｐ含有量は、好ましくは０．１質量％以下、より好ましくは０．０８質量％以下、さらに好ましくは０．０５質量％以下に抑制する。
　［Ｓ：好ましくは０質量％超０．０５質量％以下］
　Ｓは、不純物元素として不可避的に存在する元素である。通常、鋼は、不可避的に０．０００５質量％程度においてＳを含有している。Ｓ含有量が過剰になると、硫化物系介在物を形成し、腐食環境下で水素吸収を促し、鋼板の耐遅れ破壊性を劣化させ、鋼板の溶接性および加工性を劣化させるおそれがある。そのため、Ｓ含有量は、好ましくは０．０５質量％以下、より好ましくは０．０１質量％以下、さらに好ましくは０．００５質量％以下に抑制する。
　［Ａｌ：好ましくは０質量％超１．０質量％以下］
　Ａｌは、脱酸作用を有する元素である。このような作用を有効に発揮させるため、Ａｌ含有量は、好ましくは０質量％超、より好ましくは０．００５質量％以上、さらに好ましくは０．０２質量％以上である。Ａｌ含有量が過剰になると、アルミナ等の介在物が増加し、鋼板の加工性が劣化するおそれがある。そのため、Ａｌ含有量は、好ましくは１．０質量％以下、より好ましくは０．８質量％以下、さらに好ましくは０．５質量％以下である。
　［Ｃｒ：好ましくは０質量％超１．０質量％以下］
　Ｃｒは、鋼板の強度向上に有効な元素である。さらに、Ｃｒは、鋼板の耐食性を向上させる元素であり、鋼板の腐食による水素の発生を抑制する作用を有する。具体的には、Ｃｒは、酸化鉄（α－ＦｅＯＯＨ）の生成を促進させる作用を有する。酸化鉄は、大気中で生成する錆のなかでも熱力学的に安定であり、かつ保護性を有するといわれている。このような錆の生成を促進することによって、発生した水素が鋼板へ侵入することを抑制でき、過酷な腐食環境下、例えば、塩化物の存在下で鋼板を使用した場合でも水素による助長割れを十分に抑制できる。また、Ｃｒは、ＢおよびＴｉと同様に、鋼板の耐遅れ破壊性にも有効な元素であるため、鋼板の強度と伸び等の加工性に影響を与えない量において添加することができる。これらの作用を有効に発揮させるには、Ｃｒ含有量は、好ましくは０質量％超、より好ましくは０．００３質量％以上、さらに好ましくは０．０１質量％以上である。一方、Ｃｒ含有量が過剰になると、鋼板の伸び等の加工性が劣化するおそれがある。そのため、Ｃｒ含有量は、好ましくは１．０質量％以下、より好ましくは０．８質量％以下、さらに好ましくは０．６質量％以下である。
　［Ｃｕ：好ましくは０質量％超１．０質量％以下］
　Ｃｕも、Ｃｒと同様に、鋼板の強度向上に有効であり、かつ、鋼板の腐食による水素の発生を抑制する作用を有し、鋼板の耐食性を向上させる元素である。Ｃｕも、Ｃｒと同様に、酸化鉄の生成を促進させる作用を有する。これらの作用を有効に発揮させるには、Ｃｕ含有量は、好ましくは０質量％超、より好ましくは０．００３質量％以上、さらに好ましくは０．０５質量％以上である。また、鋼板の加工性の観点から、Ｃｕ含有量は、好ましくは１．０質量％以下、より好ましくは０．８質量％以下、さらに好ましくは０．５質量％以下である。
　［Ｎｉ：好ましくは０質量％超１．０質量％以下］
　Ｎｉも、ＣｒおよびＣｕと同様に、鋼板の強度向上に有効であり、かつ、鋼板の腐食による水素の発生を抑制する作用を有し、鋼板の耐食性を向上させる元素である。Ｎｉも、ＣｒおよびＣｕと同様に、酸化鉄の生成を促進させる作用を有する。これらの作用を有効に発揮させるには、Ｎｉ含有量は、好ましくは０質量％超、より好ましくは０．００３質量％以上、さらに好ましくは０．０５質量％以上である。また、鋼板の加工性の観点から、Ｎｉ含有量は、好ましくは１．０質量％以下、より好ましくは０．８質量％以下、さらに好ましくは０．５質量％以下である。
　［Ｔｉ：好ましくは０質量％超０．１５質量％以下］
　Ｔｉも、Ｃｒ、ＣｕおよびＮｉと同様に、鋼板の強度向上に有効であり、かつ、鋼板の腐食による水素の発生を抑制する作用を有し、鋼板の耐食性を向上させる元素である。Ｔｉも、Ｃｒ、ＣｕおよびＮｉと同様に、酸化鉄の生成を促進させる作用を有する。また、Ｔｉは、ＢおよびＣｒと同様に、鋼板の耐遅れ破壊性にも有効な元素であるため、鋼板の強度と伸び等の加工性に影響を与えない量において添加することができる。これらの作用を有効に発揮させるには、Ｔｉ含有量は、好ましくは０質量％超、より好ましくは０．００３質量％以上、さらに好ましくは０．０５質量％以上である。また、鋼板の加工性の観点から、Ｔｉ含有量は、好ましくは０．１５質量％以下、より好ましくは０．１２質量％以下、さらに好ましくは０．１０質量％以下である。
　［Ｎｂ：好ましくは０質量％超０．１５質量％以下］
　Ｎｂは、鋼板の強度向上に有効であり、かつ、焼入れ後のオーステナイト粒を微細化して鋼板の靭性の改善に作用する元素である。このような作用を有効に発揮させるには、Ｎｂ含有量は、好ましくは０質量％超、より好ましくは０．０３質量％以上、さらに好ましくは０．００５質量％以上である。一方、Ｎｂ含有量が過剰になると、炭化物、窒化物または炭窒化物を多量に生成し、鋼板の加工性または耐遅れ破壊性が劣化するおそれがある。そのため、Ｎｂ含有量は、好ましくは０．１５質量％以下、より好ましくは０．１２質量％以下、さらに好ましくは０．１０質量％以下である。
　［Ｖ：好ましくは０質量％超０．１５質量％以下］
　Ｖも、Ｎｂと同様に、鋼板の強度向上に有効であり、かつ、焼入れ後のオーステナイト粒を微細化して鋼板の靭性の改善に作用する元素である。このような作用を有効に発揮させるには、Ｖ含有量は、好ましくは０質量％超、より好ましくは０．０３質量％以上、さらに好ましくは０．００５質量％以上である。一方、Ｖ含有量が過剰になると、Ｎｂと同様に、炭化物、窒化物または炭窒化物を多量に生成し、鋼板の加工性または耐遅れ破壊性が劣化するおそれがある。そのため、Ｖ含有量は、好ましくは０．１５質量％以下、より好ましくは０．１２質量％以下、さらに好ましくは０．１質量％以下である。
　［Ｂ：好ましくは０質量％超０．００５質量％以下］
　Ｂは、鋼板の焼入れ性および溶接性の向上に有用な元素である。また、Ｂは、ＴｉおよびＣｒと同様に、鋼板の耐遅れ破壊性にも有効な元素であるため、鋼板の強度と伸び等の加工性に影響を与えない量において添加することができる。これらの作用を有効に発揮させるには、Ｂ含有量は、好ましくは０質量％超、より好ましくは０．０００２質量％以上、さらに好ましくは０．０００３質量％以上、特に好ましくは０．０００４質量％以上である。一方、Ｂ含有量が過剰になると、このような効果は飽和し、かつ、延性が低下して加工性が悪くなるおそれがある。そのため、Ｂ含有量は、好ましくは０．００５質量％以下、さらに好ましくは０．００４質量％以下、さらに好ましくは０．００３質量％以下である。
　［Ｎ：好ましくは０質量％超０．０１質量％以下］
　Ｎは、不純物元素として不可避的に存在する元素である。Ｎ含有量が過剰になると、窒化物を形成して鋼板の加工性が劣化するおそれがある。特に、焼入れ性の向上のために鋼板がＢを含有する場合、ＮはＢと結合してＢＮ析出物を形成し、Ｂの焼入れ性向上作用を阻害する。そのため、Ｎ含有量は、好ましくは０．０１質量％以下、より好ましくは０．００８質量％以下、さらに好ましくは０．００５質量％以下に抑制する。
　また、本実施形態における鋼素材の化学組成は、上記成分のほか、強度や十分な加工性を阻害しない範囲で、他の周知の任意成分をさらに含有することもできる。
　［残部］
　残部はＦｅおよび不可避不純物である。不可避不純物としては、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる微量元素（例えば、Ａｓ、Ｓｂ、Ｓｎ等）の混入が許容される。なお、前述したようなＰ、ＳおよびＮは、通常含有量が少ないほど好ましいため、不可避不純物ともいえる。しかし、これらの元素は特定の範囲まで含有量を抑えることによって本発明がその効果を発揮することができるため、上記のように規定している。このため、本明細書において、残部を構成する「不可避不純物」は、その組成範囲が規定されている元素を除いた概念である。
　本実施形態における溶融亜鉛めっき用鋼板によると、Ｓｉ含有量が１質量％以上である高Ｓｉ含有であるために、高強度高加工性の溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板を安価に製造することができ、かつ、コイル幅方向において合金化ムラを抑制することができる。より具体的には、製造される溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、９８０ＭＰａ以上の引張強度を有することができる。
　さらに、前述したように、溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造の際、連続溶融亜鉛めっきラインを用いて、酸化処理、還元処理、溶融亜鉛めっき処理および合金化処理を一連の製造ラインで連続して行うことによって、製品の品質を保持したままより安価に効率よく合金化ムラのない高強度高加工性の合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造することができる。
　以上、本発明の概要について説明したが、本発明の実施形態における溶融亜鉛めっき用鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板をまとめると下記の通りである。
　本発明の第一の局面に係る溶融亜鉛めっき用鋼板は、鋼板の表層と鋼板素地部分との間にＳｉの酸化物を含む内部酸化層を有し、鋼板の化学組成におけるＳｉ含有量が１．０質量％以上であり、かつ、当該溶融亜鉛めっき用鋼板の圧延方向後端における、コイル幅方向エッジから１０ｍｍ、３０ｍｍおよび５０ｍｍの位置、ならびに、コイル幅方向センターの位置の４つの全ての位置で測定される鋼板の表面から深さ１μｍまでの固溶Ｓｉ量が１．４重量％以下である。
　本発明の第二の局面に係る溶融亜鉛めっき鋼板は、前述の第一の局面に係る溶融亜鉛めっき用鋼板の表面に、亜鉛めっき層を備える。
　本発明の第三の局面に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、前述の第一の局面に係る溶融亜鉛めっき用鋼板の表面に、合金化された亜鉛めっき層を備える。
　以下に、実施例により本発明をさらに具体的に説明するが、本発明は実施例により何ら限定されるものではない。
　（実施例１）
　実施例１では、本発明例の一つである溶融亜鉛めっき用鋼板を製造し、製造した当該溶融亜鉛めっき用鋼板における様々な位置における固溶Ｓｉ量を測定した。さらに、製造した当該溶融亜鉛めっき用鋼板における合金化ムラを評価した。
　［溶融亜鉛めっき用鋼板の製造］
　後の表１に示す鋼種Ａの化学組成の鋼材を転炉にて溶製した後、連続鋳造によりスラブを製造した。得られたスラブを、仕上げ圧延終了温度を９００℃として、板厚２．０ｍｍとなるまで熱間圧延し、後の表２に示すように６４０℃で巻き取り、得られた熱延鋼板を常温まで冷却した。その後、熱延鋼板を焼鈍炉に投入し、焼鈍を行った。焼鈍条件は、Ｎ２‐０．５体積％Ｈ２の非還元性の雰囲気下において、熱延鋼板を５８０℃まで約８．５時間で昇温し、５８０℃で３０時間均熱保持し、次いで２００℃以下まで約５時間かけて冷却した。その後、得られた焼鈍鋼板を、濃度８重量％である塩酸を用いて８５℃において４０秒間浸漬させることによって酸洗した。最後に、焼鈍鋼板が板厚２．０ｍｍから１．４ｍｍになるまで冷間圧延を行い、最終的に溶融亜鉛めっき用鋼板を得た。
　［溶融亜鉛めっき用鋼板の供試片における固溶Ｓｉ量（重量％）の測定］
　得られた溶融亜鉛めっき用鋼板における様々な位置での固溶Ｓｉ量を測定した。具体的には、鋼板の圧延方向後端における、任意に選択した一方の側のコイル幅方向エッジから１０ｍｍ、３０ｍｍ、５０ｍｍおよび７０ｍｍの位置、ならびに、コイル幅方向センターの位置を中心に含むように、２０ｍｍ×２０ｍｍ×１．４ｍｍ（板厚）のサイズの供試片をシャー切断機によって切り出した。その後、各々の供試片について鋼板の表面から深さ１μｍまでの固溶Ｓｉ量（重量％）、詳細には固溶Ｓｉ量の平均値（重量％）を測定した。溶融亜鉛めっき用鋼板の固溶Ｓｉ量は、全自動走査型Ｘ線光電子分光分析装置（アルバックファイ（株）製、「Ｑｕａｎｔｅｒａ－ＳＸＭ」）を用いて測定した。測定条件は、Ｘ線出力：２４．２Ｗ、Ｘ線ビーム径：１００μｍ、および、分析位置：深さ１μｍとした。具体的には、下記（式１）に示すように、Ｓｉ（Ｓｉ－Ｓｉ，Ｆｅ－Ｓｉ）の{Ｓｉ（ＳｉＯｘ）+Ｓｉ（Ｓｉ－Ｓｉ，Ｆｅ－Ｓｉ）}に対するピーク面積強度の比率を求め、実際の鋼中Ｓｉ含有量を乗じることで固溶Ｓｉ量（重量％）を算出した。算出された溶融亜鉛めっき用鋼板における固溶Ｓｉ量（重量％）は、鋼板の製造条件と共に、後の表２にまとめて示す。
　固溶Ｓｉ量（重量％）＝［Ｓｉ（Ｓｉ－Ｓｉ，Ｆｅ－Ｓｉ）／{Ｓｉ（ＳｉＯｘ）+Ｓｉ（Ｓｉ－Ｓｉ，Ｆｅ－Ｓｉ）}］×鋼中Ｓｉ含有量　（式１）
　［合金化ムラの評価］
　合金化ムラを評価するために、溶融亜鉛めっき用鋼板から合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。得られた溶融亜鉛めっき用鋼板に、ＮＯＦ型の焼鈍炉を有する連続溶融亜鉛めっきラインを適用して、酸化処理、還元処理、溶融亜鉛めっき処理および合金化処理を施した。酸化処理では、１７０００ｐｐｍ未満のＯ２とＣＯ２、Ｎ２およびＨ２Ｏとを含む燃焼排ガス雰囲気下において、４５秒の昇温時間で、約７１０℃（６８０℃～７３０℃）の鋼板温度になるように、鋼板を加熱した。ここで、「鋼板温度」とは、ＮＯＦ型（または後述する実施例３および実施例４ではＤＦＦ型）の焼鈍炉の酸化加熱帯において加熱制御される鋼板の最高到達板温を意味する。還元処理は、Ｎ２‐Ｈ２のガス雰囲気下において、約８００℃（７７０℃～８２０℃）の均熱保持温度において５０秒間加熱した。溶融亜鉛めっき処理は、還元後の鋼板を亜鉛めっき浴に４３０℃において浸漬させて、溶融亜鉛めっき層を形成した。このようにして溶融亜鉛めっき鋼板を得て、その後、合金化処理により合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得た。
　合金化溶融亜鉛めっき鋼板の合金化ムラは、得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の外観を目視で観察し、Ｚｎ－Ｆｅ合金化が進行し、Ｚｎの金属光沢がなくなっている場合を「〇」と評価した。一方、Ｚｎの金属光沢が残っている場合を「×」と評価した。
　（実施例２）
　実施例２では、後の表１に示す鋼種Ｂの化学組成の鋼材を用い、熱間圧延の巻き取り温度を５５０℃としたこと以外は、前述の実施例１と同じ方法で溶融亜鉛めっき用鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。さらに、溶融亜鉛めっき用鋼板における固溶Ｓｉ量についても同じ方法で算出し、合金化ムラについても同様に評価した。実施例２の溶融亜鉛めっき用鋼板における固溶Ｓｉ量および合金化ムラの評価結果についても、鋼板の製造条件と共に、後の表２にまとめて示す。
　（実施例３）
　実施例３では、後の表１に示す鋼種Ｃの化学組成の鋼材を用い、熱間圧延の巻き取り温度を６６０℃とし、ＤＦＦ型の焼鈍炉を有する連続溶融亜鉛めっきラインを適用して、酸化処理、還元処理、溶融亜鉛めっき処理および合金化処理を行い、還元処理の均熱保持温度を約９００℃（９００℃～９５０℃）とし、均熱保持時間を約３００秒（２４０秒～３６０秒）としたこと以外は、前述の実施例１と同じ方法で溶融亜鉛めっき用鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。
　次いで、得られた溶融亜鉛めっき用鋼板から前述の実施例１と同様の各位置を含む供試片を切り出した。その後、各供試片の内部酸化層量を算出した。供試片の内部酸化層量は、例えば、濃度１０質量％の塩酸を用いて、温度８０℃の条件下で当該供試片を浸漬して、単位面積当たりの溶解量を測定することにより求めることができる。図２のグラフにおいて、このような方法により求められるコイル幅方向における内部酸化層量の分布の一例を模式的に示す。一般的に、熱間圧延の条件および酸洗前の焼鈍条件が同じであれば、鋼種にかかわらず、内部酸化層量の分布は同様の傾向を示すことが想定される。実施例３の鋼板は、図２に示す分布と類似した内部酸化層量の分布の傾向、具体的にはコイル幅方向エッジから１０ｍｍの位置の供試片が最も内部酸化層量が少なくなる傾向を示した。また、図３のグラフにおいて、鋼板の固溶Ｓｉ量と内部酸化層量との相関の一例を模式的に示す。図３のグラフは、各供試片の固溶Ｓｉ量と内部酸化層量とを測定することによって求めることができる。一般的に、鋼種、熱間圧延の条件および酸洗前の焼鈍条件にかかわらず、図３のグラフに示すように、内部酸化層量がより少ない場合、固溶Ｓｉ量はより多くなる傾向となっている。
　図２および図３から、実施例３における最も固溶Ｓｉ量（重量％）が多くなるコイル幅方向の位置は、内部酸化層量が最も少ないコイル幅方向エッジから１０ｍｍの位置であることが分かる。従って、実施例３では、溶融亜鉛めっき用鋼板のコイル幅方向エッジから１０ｍｍの位置の供試片のみの固溶Ｓｉ量を前述と同様の方法で算出した。さらに、当該供試片の合金化ムラについても同様に評価した。実施例３の溶融亜鉛めっき用鋼板における固溶Ｓｉ量および合金化ムラの評価結果についても、鋼板の製造条件と共に、後の表２にまとめて示す。
　（実施例４）
　実施例４では、後の表１に示す鋼種Ｄの化学組成の鋼材を用い、板厚が２．３ｍｍとなるよう熱間圧延し、焼鈍後の鋼板に対して板厚２．３ｍｍから１．４ｍｍになるまで冷間圧延をしたこと以外は、前述の実施例３と同じ方法で溶融亜鉛めっき用鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。
　さらに、溶融亜鉛めっき用鋼板の各位置を含む供試片の内部酸化層量を前述の実施例３と同様に算出した。実施例４の鋼板は、図２に示す分布とほぼ同じ内部酸化層量の分布の傾向、具体的にはコイル幅方向エッジから１０ｍｍの位置の供試片が最も内部酸化層量が少なくなる傾向を示した。従って、図２および図３に基づくと、実施例４の鋼板も、最も固溶Ｓｉ量（重量％）が多くなるコイル幅方向の位置は、コイル幅方向エッジから１０ｍｍの位置であることが分かる。そのため、実施例４でも、溶融亜鉛めっき用鋼板のコイル幅方向エッジから１０ｍｍの位置の供試片のみの固溶Ｓｉ量を前述と同様の方法で算出した。さらに、当該供試片の合金化ムラについても同様に評価した。実施例４の溶融亜鉛めっき用鋼板における固溶Ｓｉ量および合金化ムラの評価結果についても、鋼板の製造条件と共に、後の表２にまとめて示す。
　（比較例１）
　比較例１では、熱間圧延における巻き取り温度を６６０℃とし、かつ酸洗前の焼鈍を行わなかったこと以外は、前述の実施例１と同じ方法で溶融亜鉛めっき用鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。さらに、溶融亜鉛めっき用鋼板における固溶Ｓｉ量についても同じ方法で算出し、合金化ムラについても同様に評価した。比較例１の溶融亜鉛めっき用鋼板における固溶Ｓｉ量および合金化ムラの評価結果についても、鋼板の製造条件と共に、後の表２にまとめて示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　（考察）
　上記表２に示すように、実施例１の溶融亜鉛めっき用鋼板では、最も固溶Ｓｉ量が多いコイル幅方向エッジから１０ｍｍの位置も含めていずれの位置においても固溶Ｓｉ量は本実施形態において規定される１．４重量％以下を満たし、合金化ムラも発生していなかった。実施例２の溶融亜鉛めっき用鋼板では、熱間圧延の巻き取り温度が実施例１よりも低い温度であり、内部酸化層が成長し難い製造条件であったが、いずれの位置においても固溶Ｓｉ量は本実施形態において規定される１．４重量％以下を満たし、合金化ムラも発生していなかった。なお、実施例２の溶融亜鉛めっき用鋼板は、他の実施例の鋼板とは異なり、コイル幅方向エッジから１０ｍｍの位置の供試片ではなく５０ｍｍの位置の供試片が最も固溶Ｓｉ量が多くなっていた。これは、熱間圧延の巻き取り温度が他の実施例と比べて顕著に低いことが影響したと想定される。さらに、実施例３および実施例４の溶融亜鉛めっき用鋼板は、前述した通り、最も固溶Ｓｉ量（重量％）が多いことが想定されるコイル幅方向エッジ部から１０ｍｍの位置の供試片の固溶Ｓｉ量が、本実施形態において規定される１．４重量％以下を満たし、合金化ムラも発生していなかった。これらは、実施例１と同様に、酸洗前に焼鈍を行ったためと考えられる。また、この合金化ムラの結果から、実施例１、実施例２、実施例３および実施例４の溶融亜鉛めっき用鋼板では、コイル幅方向エッジ近傍において、鋼板の表層と鋼板素地部分との間にＳｉの酸化物を含む内部酸化層を有していることが想定される。
　一方、比較例１（従来材）の溶融亜鉛めっき用鋼板では、コイル幅方向エッジから５０ｍｍの位置までは固溶Ｓｉ量は規定の１．４重量％以下を満たしており、合金化ムラは発生していなかった。しかし、コイル幅方向エッジにより近い位置における固溶Ｓｉ量が規定の１．４重量％以下を満たさない位置では、合金化ムラが発生しており、コイル幅方向に均一に合金化できていなかった。すなわち、熱間圧延の巻き取り温度を高くしても、酸洗前に焼鈍を行わなければ、コイル幅方向エッジ近傍には完全に内部酸化層が形成されず、続く工程における酸洗によって鋼板の表面に近い固溶Ｓｉ量が多くなり、最終的に合金化ムラへと繋がったと考えられる。
　加えて、これらの結果から、高Ｓｉ含有量の溶融亜鉛めっき用鋼板において、その製造時における熱間圧延時の巻き取り温度、酸洗前の焼鈍条件および酸洗条件を適切に制御することによって、前述の（式１）より算出される鋼板の表面から深さ１μｍまでの固溶Ｓｉ量が１．４重量％以下であれば、合金化ムラのない合金化溶融亜鉛めっき鋼板となることが分かる。
　本出願は、２０２１年３月８日に出願された日本国特許出願特願２０２１－０３６２２７号および２０２２年２月１日に出願された日本国特許出願特願２０２２－０１４４１３号を基礎とするものであり、その内容は、本願に含まれるものである。
　今回開示された実施形態および実施例は、全ての点で例示であって制限的なものではないと解されるべきである。本発明の範囲は、上記した説明ではなくて特許請求の範囲により示され、特許請求の範囲と均等の意味および範囲内での全ての変更が含まれることが意図される。
　本発明によれば、Ｓｉ含有量が多い場合であっても、合金化ムラが抑制された合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造できる原板、具体的には溶融亜鉛めっき用鋼板が得られる。そのため、例えば、自動車のボディー等の自動車用部材に好適に適用される９８０ＭＰａ以上の引張強度の高強度高加工性の溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板も効率的に製造することができる。

Claims (3)

  1. 　鋼板の表層と鋼板素地部分との間にＳｉの酸化物を含む内部酸化層を有し、鋼板の化学組成におけるＳｉ含有量が１．０質量％以上であり、かつ、当該溶融亜鉛めっき用鋼板の圧延方向後端における、コイル幅方向エッジから１０ｍｍ、３０ｍｍおよび５０ｍｍの位置、ならびに、コイル幅方向センターの位置の４つの全ての位置で測定される鋼板の表面から深さ１μｍまでの固溶Ｓｉ量が１．４重量％以下である、溶融亜鉛めっき用鋼板。
  2. 　請求項１に記載の溶融亜鉛めっき用鋼板の表面に、亜鉛めっき層を備える、溶融亜鉛めっき鋼板。
  3. 　請求項１に記載の溶融亜鉛めっき用鋼板の表面に、合金化された亜鉛めっき層を備える、合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
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