JP7373671B2 - 耐食性、耐かじり性、加工性及び表面品質に優れためっき鋼板、及びその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、耐食性、耐かじり性、加工性及び表面品質に優れためっき鋼板、及びその製造方法に関するものである。

亜鉛系めっき鋼板は、腐食環境に露出したとき、鉄よりも酸化還元電位の低い亜鉛が先に腐食して、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し、酸化雰囲気から鋼材を遮断することにより、鋼材の耐食性を向上させる。このような有利な特性を有するため、亜鉛系めっき鋼板は、最近、建材、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。

しかし、産業高度化に伴う大気汚染の増加によって腐食環境が次第に悪化しており、資源及び省エネに対する厳しい規制のため、従来の亜鉛系めっき鋼板よりも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。

このような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）などの元素を添加して、鋼材の耐食性を向上させる亜鉛系めっき鋼板の製造技術に対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。

さらに、亜鉛系めっき鋼板に比べて、Ｚｎ－Ｍｇ－Ａｌ系亜鉛めっき鋼板は、優れた耐食性を有するだけでなく、成形時のかじり性（ｇａｌｌｉｎｇ）現象の抑制に有利である。かじりは、めっき層の一部が剥離した後、金型の表面に冷間圧接され、新たな素材が金型の内部に侵入して成形されるときに、素材の表面にスクラッチを発生させたり、成形中に素材との摩擦によって、金型の表面に冷間圧接されためっき層が剥離しながら金型素材の一部を共に剥離させる現象をいう。このようなめっき鋼板の成形時に発生するかじりは、製品の表面品質を低下させ、金型の寿命に多大な影響を及ぼすため、必ず防止しなければならない。

このようなかじり性に影響を及ぼす要因には様々なものがある。しかし、めっき鋼板の表面にこれらの因子を考慮して初期値を設定しても、素材の搬送及び加工に伴う不可欠な摩擦によってプレス成形時に上記初期設定値が変化し、目的とするレベルの耐かじり性を確保しにくいという問題があった。

一方、亜鉛系めっき鋼板の場合は、通常加工されて使用されることが多いが、Ｚｎ－Ｍｇ－Ａｌ系亜鉛合金めっき鋼板の場合は、めっき層内に硬度が高い金属間化合物を多量に含んでおり、曲げ加工時にめっき層内のクラックを引き起こすなど、曲げ加工性が低下するという欠点がある。

また、加工された後の亜鉛系めっき鋼板は、製品の外郭に備えられることが多いが、加工による表面損傷などによって表面品質が不十分となり、外板品質を改善する必要性があった。しかし、今までに述べた耐食性、耐かじり性、加工性及び表面品質などの特性のすべてに優れる、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。

韓国公開特許第２０１３－０１３３３５８号公報

本発明の一側面によると、耐食性、耐かじり性、加工性及び表面品質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。

本発明の課題は、上述の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全体にわたる内容から本発明の更なる課題を理解することに困難がない。

本発明の一側面は、素地鋼板；上記素地鋼板の少なくとも一面上に備えられたＺｎ－Ｍｇ－Ａｌ系めっき層；及び、上記素地鋼板と上記Ｚｎ－Ｍｇ－Ａｌ系めっき層との間に備えられたＦｅ－Ａｌ系抑制層；を含み、上記めっき層は、素地鋼板から拡散した鉄（Ｆｅ）を除いた成分を基準に、重量％で、Ｍｇ：４～１０％、Ａｌ：５．１～２５％、残部Ｚｎ及び不可避不純物を含み、上記めっき層は相分率で２４～５０％のＭｇＺｎ_２相を含み、上記ＭｇＺｎ_２相の内部に、Ａｌ単相が、ＭｇＺｎ_２相全体の断面積に対して１～３０％の割合で存在する、めっき鋼板を提供する。

本発明のさらに他の一側面は、素地鋼板の表面をショートブラスト処理して、Ｒａ：０．５～３．０μｍ、Ｒｚ：１～２０μｍ、Ｒｐｃ：１０～１００（ｃｏｕｎｔ／ｃｍ）の表面形状を有する素地鋼板を得る段階；上記表面形状を有する素地鋼板を、重量％で、Ｍｇ：４～１０％、Ａｌ：５．１～２５％、残部Ｚｎ及び不可避不純物を含み、４４０～５２０℃に維持されるめっき浴に浸漬させて、溶融亜鉛めっきする段階；及び、上記めっき浴の湯面から冷却を開始してトップロール区間まで、３～３０℃／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。

本発明の一側面によると、耐食性、耐かじり性、加工性及び表面品質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。

本発明の多様かつ有益な利点及び効果は、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することができる。

本開示の実施例１のめっき鋼板について、めっき層全体と素地鉄が共に観察されるように厚さ方向への断面試片を作製し、上記断面試片を５００倍率に拡大して電界放射走査電子顕微鏡（Ｆｉｅｌｄ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ、以下「ＦＥ－ＳＥＭ」という）で観察した写真である。 実施例２のめっき鋼板に対する断面を３，５００倍率に拡大して電界放射走査電子顕微鏡（ＦＥ－ＳＥＭ）で観察した写真である。 ＥＰＭＡ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｍｉｃｒｏ Ａｎａｌｙｚｅｒ）を用いて、Ｍｇ、Ａｌ成分の分布が観察できるように、成分マッピング（ｍａｐｐｉｎｇ）した結果である。 本開示の実施例２のめっき層のＸ線ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ（以下、「ＸＲＤ」という）グラフである。 Ｍｇ－Ａｌ－Ｚｎ三元系の状態図を示す。 実施例４のめっき鋼板に対する断面を５，０００倍率に拡大して電界放射走査電子顕微鏡（Ｆｉｅｌｄ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ、以下「ＦＥ－ＳＥＭ」という）で観察した写真を示す。 アウトバースト相が占める長さの測定方法を模式的に示す図である。 本開示の比較例９に対するめっき鋼板の断面を１０００倍率に拡大して電界放射走査電子顕微鏡（ＦＥ－ＳＥＭ）で観察した写真である。

本明細書で使用される用語は、特定の実施例を説明するためのものであり、本発明を限定することを意図しない。さらに、本明細書で使用される単数形は、関連する定義がそれと明らかに反対の意味を示さない限り、複数の形態も含む。明細書で使用される「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。

特に断らない限り、本明細書で使用さ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において通常の知識を有する者が一般に理解する意味と同じ意味を有する。事前に定義された用語は、関連技術文献と現在開示されている内容に符合する意味を有するものとして解釈される。

以下では、本発明の一側面によるめっき鋼板について詳細に説明する。本発明において、各元素の含量を示すときは、特に断らない限り、重量％を意味する。

本発明の一側面によると、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；及び、上記素地鋼板と上記Ｚｎ－Ｍｇ－Ａｌ系めっき層との間に備えられたＦｅ－Ａｌ系抑制層を含む。

本発明では、素地鋼板の種類は特に限定しなくてもよい。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使用されるＦｅ系素地鋼板、すなわち、熱延鋼板又は冷延鋼板であってもよいが、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使用される、炭素鋼、極低炭素鋼又は高マンガン鋼であってもよい。

ただし、非限定的な一例として、上記素地鋼板は、重量％で、Ｃ：０．１７％以下（０は含まない）、Ｓｉ：１．５％以下（０は含まない）、Ｍｎ：０．０１～２．７％、Ｐ：０．０７％以下（０は含まない）、Ｓ：０．０１５％以下（０は含まない）、Ａｌ：０．５％以下（０は含まない）、Ｎｂ：０．０６％以下（０は含まない）、Ｃｒ：１．１％以下（０を含む）、Ｔｉ：０．０６％以下（０は含まない）、Ｂ：０．０３％以下（０は含まない）及び残部Ｆｅと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。

本発明の一側面によると、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てもよい。上記めっき層は、素地鋼板の一面にのみ形成されていてもよく、又は素地鋼板の両面に形成されていてもよい。このとき、上記Ｚｎ－Ｍｇ－Ａｌ系めっき層は、Ｍｇ及びＡｌを含み、Ｚｎを５０％以上含むめっき層をいう。

また、本発明の一側面によると、上記素地鋼板と上記Ｚｎ－Ｍｇ－Ａｌ系めっき層との間には、Ｆｅ－Ａｌ系抑制層が備えられてもよい。上記Ｆｅ－Ａｌ系抑制層は、ＦｅとＡｌの金属間化合物を含む層であって、ＦｅとＡｌの金属間化合物としては、ＦｅＡｌ、ＦｅＡｌ_３、Ｆｅ_２Ａｌ_５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％以下で、さらに含まれてもよい。上記抑制層は、めっき初期の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って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すとともに、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。

本発明の一側面によると、上記めっき層は重量％で、素地鋼板から拡散した鉄（Ｆｅ）を除いた成分を基準にして、重量％で、Ｍｇ：４～１０％、Ａｌ：５．１～２５％、残部Ｚｎ及び不可避不純物を含むことができる。

Ｍｇ：４～１０％
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って、本発明では、目的とするレベルの優れた耐食性を確保するために、めっき層内のＭｇ含量を４％以上に制御する。一方、Ｚｎ－Ｍｇ－Ａｌ三元系合金めっきにおいて、Ｍｇは、Ｚｎの腐食生成物の形成をさらに安定化させる補助役割として知られているが、Ｍｇ含量が１０％を超えると、Ｚｎの腐食生成物を安定化させる速度よりもＭｇが自体的に腐食する速度がより速くなり、むしろ、めっき鋼板の耐食性を悪化させる要因となることがある。したがって、本発明では、Ｍｇ含量を、１０％以下に制御することができ、より好ましくは７％以下に制御することができる。

Ａｌ：５．１～２５％
一般に、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の浮遊ドロス発生が増加し、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る。このような問題のため、従来技術では、Ｚｎ－Ｍｇ－Ａｌ系亜鉛合金めっきにおいて、Ｍｇを１．０％以上添加して耐食性を確保し、かつ、Ｍｇ含量の上限値を３．０％に設定していた。

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含量を４％以上に高める必要があるが、めっき層内のＭｇ含量が４％以上となると、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。

このようなドロス発生を抑制するために、めっき層内のＡｌ含量を５．１％以上とすることが好ましく、より好ましくは１０．５０％以上とすることができる。ただし、ドロス抑制のためにＡｌを過剰に添加すると、めっき浴の融点が高くなり、それによる操業温度が過度に高くなることによって、めっき浴構造物の侵食及び鋼材の変性をもたらす等の高温作業による問題が生じる可能性がある。さらに、めっき浴内のＡｌ含量が過剰になると、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、アウトバースト相の形成に寄与する反応が急激に起こり、塊状のアウトバースト（Ｏｕｔｂｕｒｓｔ）相が過剰に形成され、耐食性が悪化する可能性がある。したがって、めっき層内のＡｌ含量の上限は２５％に制御することが好ましく、より好ましくは、めっき層内のＡｌ含量の上限を２１．５０％に制御することができる。

Ａｌ及びＭｇの含量は、Ｍｇ－Ａｌ－Ｚｎ三元系の状態図において、ＭｇＺｎ_２とＡｌの２共晶ライン付近に位置するように決定することができる。ここで、２共晶ラインに位置するように決定するとは、２共晶ライン上に正確に位置するように決定される場合はもちろん、上記２共晶ラインから若干ずれて２共晶ラインを基準にＭｇ＝±０．５ｗｔ％、Ａｌ＝±１ｗｔ％以内に位置するように決定される場合も含む。図５には、Ｘ軸をＡｌ含量とし、Ｙ軸をＭｇ含量としたときの、Ｍｇ－Ａｌ－Ｚｎ三元系の状態図が示されている。図５において、Ａは本発明の一例に該当する条件を示し、図５に示すように、Ａｌ及びＭｇの含量は、Ｍｇ－Ａｌ－Ｚｎ三元系の状態図において、ＭｇＺｎ_２とＡｌの二元共晶ライン付近に位置するように決定することができる。

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ってもよい。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可能性があるものであれば、いずれも含まれてよく、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。

上記めっき層には、素地鋼板から少量の鉄（Ｆｅ）成分が拡散してめっき層に少量含まれることがあり、めっき層に含まれる鉄成分の含量はごく少量で不純物レベルに該当するため、別途に定義しなくてもよい。

一方、素地鋼板のＦｅがめっき層にまで拡散すると、合金化又は金属間化合物を生成することによってアウトバースト相を形成して、上記抑制層が不連続的に形成される。ところで、アウトバースト相は、耐食性低下の要因となるため、本発明では、めっき鋼板の切断面（鋼板の圧延方向と垂直な方向）を基準に、上記抑制層は連続的に形成されていることが好ましい。すなわち、上記抑制層が連続的に形成されているとは、アウトバースト相が形成されていない場合を意味する。

ただし、ある程度のＦｅは、素地鋼板からめっき層に拡散して、素地鋼板とめっき層間の合金相であるアウトバースト相を形成することができる。したがって、本発明では、アウトバースト相が形成されても、耐食性確保の観点から、鋼板の厚さ方向の切断面において、素地鋼板の界面線をめっき層の表面側に５μｍ離隔させたとき、上記離隔した線と交差するアウトバースト相が占める長さが上記離隔した線の長さに対して１０％以下である必要があり、より好ましくは８％以下である必要がある。ここで、上記素地鋼板と接する層によって形成された界面に沿って引いた線を界面線という。

このようなアウトバースト相の占める長さの測定方法を図７に模式的に示した。図７に示すように、Ｌ１が上記離隔した線の長さを示し、Ｌ２は上記離隔した線と交差するアウトバースト相が占める長さを示す。したがって、本発明の後述する比較例９に対するめっき鋼板の厚さ方向への断面試片を１０００倍率に拡大してＦＥ－ＳＥＭで撮影した写真である図８を一例として、上述した図７の測定方法をそのまま適用してアウトバースト相の占有長さを測定することができる。

その結果、本発明では、上記抑制層が連続的に形成されることが好ましく、上記抑制層が不連続的に形成されても、素地鋼板と抑制層の全界面長さの９０％以上を占めるように形成されることが好ましい。例えば、界面長さとそれによる長さ割合は、走査電子顕微鏡の倍率を１０００倍にして測定することができ、任意の３箇所で測定して少なくとも１箇所で観察される場合を含む。

本発明の一側面によると、上記アウトバースト相のＦｅ含量は、重量％で１０～４５％であり、上記アウトバースト相の合金相は、Ｆｅ_２Ａｌ_５、ＦｅＡｌ及びＦｅ－Ｚｎ系のうち１種以上を含み、Ｚｎを重量％で４０％以上含むことができる。

本発明の一側面によると、上記抑制層は、その厚さが０．０２μｍ以上２．５μｍ以下であってもよい。上記抑制層は、合金化を防止して耐食性を確保する役割を果たすが、脆い（ｂｒｉｔｔｌｅ）ため加工性に悪影響を及ぼす可能性があり、その厚さを２．５μｍ以下に制御することができる。ただし、抑制層としての役割を果たすためには、その厚さを０．０２μｍ以上に制御することが好ましい。このとき、上記抑制層の厚さは、ＳＥＭ、ＴＥＭ装置を用いて確認した界面に対して垂直方向での最小厚さを意味することができる。

ただし、本発明において、抑制層が不連続的に形成される場合として、素地鋼板の界面で、抑制層とアウトバースト相は共存することができる。すなわち、アウトバースト相は、上述したように、界面から５μｍ平行移動した線と交差する領域を含むものであって、その領域が素地鋼板の界面に接する部分までをアウトバースト相として見なすことができる。一方、上記アウトバースト相以外のＦｅ－Ａｌ系金属間化合物を含む合金層を抑制層と見なす。

一方、上記めっき層は、相分率で２４～５０％のＭｇＺｎ_２相を含むことができる。このとき、上記ＭｇＺｎ_２相の相分率は、Ｘ線回折分析法（ＸＲＤ、Ｘ－ｒａｙ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）から測定される各相（Ｐｈａｓｅ）の回折ピークの積分強度を計算して得られた相対重量比を換算して測定することができる。本発明の試片測定に使用した器具は、Ｒｉｇａｋｕ Ｄ／Ｍａｘ ２２００である。また、精密な相分率の測定方法であるリートベルト（Ｒｉｅｔｖｅｌｄ）測定法及び状態図計算プログラムを用いて相対重量比を検証することもできる。

上記めっき層が相分率２４～５０％のＭｇＺｎ_２相を含むことは、めっき浴中のＡｌ及びＭｇ含量に起因するものであり、例えば、Ｍｇ含量が４．０％より低い場合、２４％未満のＭｇＺｎ_２相が生成され得る。ＭｇＺｎ_２相は、他の合金相からなる組織に比べて硬度が相対的に高いため、ＭｇＺｎ_２相の相分率を制御することによって、めっき層の硬度を調節することができる。ＭｇＺｎ_２相の相分率が２４％未満であると、めっき層の硬度が２２０Ｈｖ未満となり、３０回以上の繰り返し摩擦係数が大幅に増加するという問題が発生する可能性がある。一方、上記めっき層内のＭｇＺｎ_２相分率は、より好ましくは２４～４９．０％の範囲であってもよい。

一方、ＭｇＺｎ_２相の相分率が５０％を超えると、めっき層内の硬度が大きいＭｇＺｎ_２相が不均一かつ粗大に凝集する。よって、均一な加工性を確保するＺｎ単相及びＺｎ－Ａｌ－ＭｇＺｎ_２三元共晶組織が均一に分布されず、加工時にクラックが発生する可能性があり、このようなクラックによって腐食が伝播しやすく、耐食性が急激に低下する恐れがある。

このように、めっき層内のＭｇＺｎ_２相の相分率を２４～５０％の範囲に制御することにより、素材の物性面で耐かじり性に影響を及ぼす因子の一つであるめっき層の硬度を適正範囲に制御することができる。

一方、図５のＭｇ－Ａｌ－Ｚｎ三元系の状態図を見ると、本発明において、めっき組織の凝固開始組成は、ＭｇＺｎ_２とＡｌの２共晶ラインに位置することができる。これにより、本発明によるめっき層は、ＭｇＺｎ_２相内にＡｌ単相が含まれる特徴を示すことができる。これと関連し、図１、２及び３には、本発明の好ましい一実現例である表２の実施例２のめっき鋼板に対する断面を電界放射走査電子顕微鏡（Ｆｉｅｌｄ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ、以下「ＦＥ－ＳＥＭ」という）で観察（倍率×５００～×３，５００倍）した写真及びＥＰＭＡ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｍｉｃｒｏ Ａｎａｌｙｚｅｒ）を用いてＭｇ、Ａｌ成分の分布が観察できるように成分マッピング（ｍａｐｐｉｎｇ）した結果を示している。図２及び図３から分かるように、めっき層内にはＭｇＺｎ_２内にＡｌ単相が含まれていることが確認できる。

一般に、めっき鋼板には、スパングル（ｓｐａｎｇｌｅ）と呼ばれる特有のめっき組織の形状が現れやすい。このようなスパングルは、亜鉛の凝固反応の特性に起因して生じる。すなわち、亜鉛が凝固する際に凝固核を起点として、枝状の樹枝状晶（ｄｅｎｄｒｉｔｅ）が成長してめっき組織の骨格を形成し、その樹枝状晶の間に残っていた未凝固の溶融亜鉛プール（ｐｏｏｌ）が最終的に固化してめっき層の固化を終了する。もし本発明とは異なり、ＡｌがＭｇＺｎ_２と分離されて初晶組織として形成される場合、Ａｌ初晶組織は樹枝状晶の形態で成長するようになり、このようなＡｌ樹枝状晶の形態の成長は、めっき付着量が多いか、凝固速度が遅いほど激しくなる。このような樹枝状晶の形態のＡｌ初晶組織が過度に大きく成長すると、めっき層の屈曲が深化し、表面外観に悪影響を及ぼすようになる。これにより、酸化反応性の良いＡｌが表面に過度に露出し、めっき鋼板の酸化安定性の低下という問題が生じる可能性がある。

本発明では、ＭｇＺｎ_２相の内部に、Ａｌ単相が、ＭｇＺｎ_２相全体の断面積に対して１～３０％の割合で存在することができる。ここで、上記ＭｇＺｎ_２相の内部に含まれたＡｌ単相とは、ＭｇＺｎ_２相の内部に完全に含まれたＡｌ単相はもちろんのこと、ＭｇＺｎ_２相の内部にＡｌ単相の一部が含まれた相であってもよい。

一方、ＭｇＺｎ_２相の内部に一部が含まれたＡｌ単相の測定方法を、図２、３、６に示した。具体的に、ＭｇＺｎ_２相の内部に侵入するＡｌ相（又はＡｌ相を囲む他の相）の境界線とＭｇＺｎ_２相の境界線が出会う２つの接点を直線で連結することにより、ＭｇＺｎ_２相の内部にＡｌ単相が占める領域を計算することができる。

すなわち、図２における形状において、ＭｇＺｎ_２とＡｌ単相は区分が可能であり、図３における成分マッピング（ｍａｐｐｉｎｇ）結果でも再度確認可能である。これにより、めっき組織においてＭｇＺｎ_２相の全体分率を求めることができ、ＭｇＺｎ_２の内部に属しているか、ＭｇＺｎ_２にかかるＡｌのみの分率を別途に求めることができる。このように求められた数値を参照として、ＭｇＺｎ_２相においてＡｌ単相が占める領域分率の計算が可能である。

また、図６は、めっき鋼板に対する断面を５，０００倍率に拡大して電界放射走査電子顕微鏡（「ＦＥ－ＳＥＭ」という）で観察した写真を示す。このとき、参照符合１の領域はＭｇＺｎ_２のみがある場合を示し、参照符合２の領域はＭｇＺｎ_２内にＡｌ単相が含まれている場合を示し、参照符合３の領域は、Ａｌ単相の一部はＭｇＺｎ_２相の内部に含まれ、一部はＭｇＺｎ_２相の外部に突出した場合を示す。すなわち、本発明の一側面によると、上記Ａｌ単相は、ＭｇＺｎ_２相の内部に全部又は一部が位置することができる。

通常めっき鋼板の製造過程で、ＭｇとＺｎのイオン化反応によって緻密な被膜が形成されるが、ＭｇＺｎ_２相は塊状に存在するようになる。ところで、めっき層のＭｇＺｎ_２相に対するＡｌ単相の相分率が１％未満であると、ＭｇＺｎ_２相の塊が選択的に腐食する可能性があり、初期の急激なイオン化反応によりイオン化物質が抜けてポラス（ｐｏｒｏｕｓ）が生じてしまうという問題が発生する可能性がある。

したがって、めっき層のＭｇＺｎ_２相に対するＡｌ単相の相分率を１％以上確保することにより、めっき層組織における骨格役割を果たし、これによりＭｇのイオン化速度を適切に調節して機械的な構造を維持することができ、優れた耐食性を確保することができる。すなわち、Ａｌ単相は、ＭｇＺｎ_２相や、二元相、三元相に比べて腐食環境に溶出されず、元の形態を維持し、他の腐食生成物に比べて緻密な構造を有している。したがって、腐食が多く進み、めっき層の全てが腐食生成物化する場合に、腐食生成物を緻密にして骨格を維持する役割を果たす。よって、Ａｌ単相が１％以上に維持される場合にのみ、骨格維持の役割が期待できる。

これに対し、めっき層のＭｇＺｎ_２相に対するＡｌ単相の相分率が３０％を超えると、Ａｌ単相によって腐食生成物を緻密にして外部腐食環境から遮断する効果及び骨格を維持する効果については良いが、ＭｇＺｎ_２の分解速度を低下させ、かつＡｌ単相は犠牲防食性がないことから、めっき層の犠牲防食性が低下する可能性がある。また、Ａｌ単相は、めっき層内の他の相に比べて硬度も低いため、めっき層の摩擦係数を上昇させる可能性がある。さらに、この場合、多くの観察例において共通的に、Ａｌ単相を含むＭｇＺｎ_２の結晶サイズが相対的に粗大に成長する可能性がある。この場合、粗大となったＭｇＺｎ_２－Ａｌ共晶組織が表面不均一をもたらし、外観上の品質を阻害し、加工時に上記共晶組織に応力が集中して破損が発生するという問題を招く可能性がある。したがって、好ましくは、上記Ａｌ単相の相分率は、１～１５％の範囲であることが表面品質と加工割れの面で好ましい。より好ましくは、上記Ａｌ単相の相分率の下限は２％であってもよく、上記Ａｌ単相の相分率の上限は９％であってもよい。

本発明の一側面によると、上記ＭｇＺｎ_２相の内部に含まれた上記Ａｌ単相は、以下のいずれか一方の場合に該当することができる。
・ＭｇＺｎ_２相の内部に含まれ、ＭｇＺｎ_２相により完全に囲まれた、Ａｌ単相
・一部はＭｇＺｎ_２相の内部に含まれ、一部はＭｇＺｎ_２相の外部に突出した、Ａｌ単相

一方、本発明で述べるＡｌ単相とは、Ａｌが主体である単独相を意味し、その相内にＺｎ及びその他の成分が固溶して含まれていてもよい。本発明の一側面によると、上記Ａｌ単相は、重量％で、Ａｌ：４０～７０％、Ｚｎ：３０～５５％、及びその他の不可避不純物を含むことができる。あるいは、上記Ａｌ単相は、重量％で、Ａｌ：４０～７０％、Ｚｎ：３０～５５％、及びその他の不可避不純物を含み、ＡｌとＺｎの合計含量は９５～１００％であってもよい。ここで、残部はＭｇであってもよいが、これはＡｌ相周辺のめっき層に含まれるＭｇ成分が検出される誤差範囲を含んでもよいことを意味する。

本発明の一側面によると、上記めっき層中のＡｌ単相の割合は、相分率で１～１５％であってもよい。上記めっき層内のＡｌ単相の割合が１％以上であると、骨格維持の機能をするＡｌによって、めっき層が物理的な保護遮断膜としての役割に寄与することができる。これに対し、上記めっき層内のＡｌ単相の割合が１５％以下であると、めっき層の犠牲防食性が劣化し、めっき層の摩擦特性が低下することを防止することができる。

また、本発明の一側面によると、上記めっき層の少なくとも一部の表面にＭｇＺｎ_２相が露出しており、上記表面に露出したＭｇＺｎ_２相の平均円相当直径は５～５０μｍであってもよい。ここで、上記平均円相当直径とは、めっき鋼板の表面において観察されるＭｇＺｎ_２相の断面積と同じ面積を有する仮想の円を設定したとき、その仮想の円の直径として定義することができる。上記めっき層の表面に露出している高硬度のＭｇＺｎ_２相の制御によって摩擦係数を調節することができる。上記ＭｇＺｎ_２相の平均円相当直径が５～５０μｍにある場合、めっき層の表面に全体的にＭｇＺｎ_２相組織が均一に露出しており、本発明で目的とする低い摩擦係数が得られる。

一方、本発明の一側面によると、上記めっき層は微細組織として、Ｚｎ－Ａｌ－ＭｇＺｎ_２三元共晶組織、Ｚｎ－ＭｇＺｎ_２二元共晶組織、Ｚｎ－Ａｌ混合組織、及びＺｎ単相組織をさらに含むことができる。

本発明の一側面によると、上記めっき層のＭｇＺｎ_２相内に存在するＡｌ－Ｚｎ二元共晶相の相分率は、１０～４５％であってもよく、より好ましくは１０．０～４３．０％であってもよい。ＭｇＺｎ_２相内に存在するＡｌ－Ｚｎ二元共晶相は、応力発生からＭｇＺｎ_２結晶相に発生する割れを減少させる役割を果たす。上記めっき層のＭｇＺｎ_２相内に存在するＡｌ－Ｚｎ二元共晶相の相分率が１０％未満であるときは、割れ低減効果が不十分である可能性があり、４５％を超えると、Ａｌ単相の形成が減少して耐食性の面で不利となる可能性がある。

このとき、上述したＡｌ－Ｚｎ二元共晶相は、Ａｌ及びＺｎ単相が、交互にラメラあるいは不規則な混合形態を示しながら配置されていることを意味し、二元共晶相内のＡｌは単相と見なさないことに留意する必要がある。

本発明の一側面によるめっき鋼板は、めっき層が上述の合金組成及び微細組織から構成されることにより、従来、約３．０％以内のＭｇを含有する亜鉛系めっき鋼板に比べて、耐食性、加工性、耐かじり性及び表面特性のなかの一つ以上について、より優れた特性を確保することができる。

本発明の一側面によると、上記めっき層の表面粗度（Ｒａ）は０．５～２．０μｍであってもよい。本発明の一側面によると、上記めっき層の断面硬度は２２０～４５０Ｈｖの範囲であってもよく、より好ましくは２２０～４２０Ｈｖの範囲であってもよい。

また、本発明の一側面によると、めっき鋼板の摩擦係数は１．５以下であってもよく、高速回転摩擦試験機を用いて３０回以上繰り返し試験を行ったときに測定した繰り返し摩擦係数は０．５～１．４レベルと低くてもよい。より好ましくは、上記繰り返し摩擦係数の下限は０．７であってもよく、繰り返し摩擦係数の上限は１．４であってもよい。

一方、本発明の一側面によると、上記抑制層は、その厚さが０．０２μｍ以上２．５μｍ以下であってもよい。上記抑制層は、合金化を防止して耐食性を確保する役割を果たすが、脆いことで加工性に悪影響を及ぼす可能性があることから、その厚さを２．５μｍ以下に制御することができる。ただし、抑制層としての役割を果たすためには、その厚さを０．０２μｍ以上に制御することが好ましい。あるいは、上記抑制層の厚さの下限は０．０５μｍであってもよく、上記抑制層の厚さの上限は１．１μｍであってもよい。

ただし、本発明において、素地鋼板の界面で、抑制層とアウトバースト相は共存することができる。すなわち、アウトバースト相とは、上述したように、界面から５μｍ平行移動した線と交差する領域を意味するものであって、その領域が素地鋼板の界面に接する部分までをアウトバースト相と見なすことができる。一方、上記アウトバースト相以外の界面合金層を抑制層と見なす。

また、本発明の一側面によると、上記抑制層は、Ｚｎを４０％未満含むＦｅ－Ａｌ系金属間化合物から構成されることができる。このとき、上記抑制層のＦｅ－Ａｌ系金属間化合物は、Ｆｅ_２Ａｌ_５、ＦｅＡｌ_３、ＦｅＡｌ_５のうち１種以上で構成されることができる。

次に、本発明のさらに他の一側面による、めっき鋼板の製造方法について詳細に説明する。ただし、本発明のめっき鋼板は、必ずしも以下の製造方法により製造されるべきであることを意味するものではない。

本発明の一側面によると、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。素地鋼板は、通常の溶融亜鉛めっき鋼板の素地鋼板として使用されるＦｅ系素地鋼板、すなわち、熱延鋼板又は冷延鋼板であってもよいが、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、自動車用素材として使用される、炭素鋼、極低炭素鋼又は高マンガン鋼であってもよいが、これに限定されるものではない。

次に、本発明の一側面によると、素地鋼板を、重量％で、Ｍｇ：４～１０％、Ａｌ：５．１～２５％、残部Ｚｎ及び不可避不純物を含む、めっき浴に浸漬させて、溶融亜鉛めっきする段階を含むことができる。上述した組成のめっき浴を製造するために、所定のＺｎ、Ａｌ、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インゴットを使用することができる。一方、めっき浴の成分については、素地鋼板から流入するＦｅの含量を除き、上述しためっき層の成分に関する説明を同様に適用することができる。

また、本発明の一側面によると、めっき浴の温度は４４０～５２０℃に維持して溶解を行う。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４４０℃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なり、優れためっき層の表面品質を確保しにくい可能性がある。これに対し、めっき浴の温度が５２０℃を超えると、Ｚｎ蒸発によるＡｓｈ性欠陥がめっき表面に誘発されるという問題が発生し得るだけでなく、Ｆｅの拡散が過度に進行してアウトバースト相が過剰に形成される可能性がある。すなわち、上述した素地鋼板と接する層の界面線をめっき層の表面側に５μｍ離隔させたとき、上記離隔した線と交差するアウトバースト相が占める長さが上記離隔した線の長さに対して１０％を超え、耐食性低下の要因となる可能性がある。このとき、上記めっき浴の温度は、めっき浴の融点よりも２０～８０℃高い温度に維持することができる。

本発明の一側面によると、めっき浴に素地鋼板を浸漬させた後の入浴時間は１～６秒の範囲であってもよい。また、本発明の一側面によると、めっき浴の湯面から冷却を開始してトップロール区間まで、３～３０℃／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ことができる。このとき、めっき浴の湯面からトップロール区間までの冷却速度が３℃／ｓ未満であると、ＭｇＺｎ_２組織が過度に粗大に発達して、めっき層表面の屈曲が激しくなる可能性がある。また、Ｚｎ－ＭｇＺｎ_２二元系あるいはＡｌ－Ｚｎ－ＭｇＺｎ_２三元系共晶組織が広く形成され、均一な耐食性及び加工性の確保において不利になる可能性がある。これに対し、めっき浴の湯面からトップロール区間までの冷却速度が３０℃／ｓを超えると、溶融めっきの過程中、液相から固相に固化し始め、液相が全て固相に変化する間の温度区間で急激な凝固が起こるようになり、このため、ＭｇＺｎ_２組織のサイズが過度に小さく形成され、局部的に均一でない耐食性の結果を示す可能性がある。また、Ｆｅ－Ｚｎ－Ａｌ相の均一な成長が不十分であり、めっき層と素地鋼板の界面に集中して加工性が低下する可能性があり、過度な冷却速度のために窒素使用量が増加し、製造コストが増加する可能性がある。

本発明の一側面によると、上記不活性ガスは、Ｎ_２、Ａｒ及びＨｅのうち１種以上を含むことができる。製造コストの節減の観点から、Ｎ_２又はＮ_２＋Ａｒを使用することがより好ましい。

本発明の一側面によると、めっき前の素地鋼板の表面をショートブラスト処理して表面酸化物を除去することができる。上記ショートブラスト処理によって、素地鋼板に、Ｒａ：０．５～３．０μｍ、Ｒｚ：１～２０μｍ、Ｒｐｃ：１０～１００（ｃｏｕｎｔ／ｃｍ）の表面形状を付与する段階を含むことができる。

本発明の一側面によると、ショートブラスト処理によって、素地鋼板がＲａ：０．５～３．０μｍ、Ｒｚ：１～２０μｍ、Ｒｐｃ：１０～１００（ｃｏｕｎｔ／ｃｍ）の表面形状を有するように制御することによって、素地鋼板の表面における反応性を活性化させて、めっき層の凝固時に凝固核の生成をより均一に形成されることができる。したがって、表面品質に優れためっき鋼板が得られるだけでなく、表面に均一な組織の形成を通じて加工時に局部的にクラックの起点が形成されることを防止して、優れた加工性を確保することもできる。

また、本発明の一側面によると、上記ショートブラストの処理時には、使用される金属材ボールの直径が０．３～１０μｍのものを用いるか、鋼板の運行速度を５０～１５０ｍｐｍ（ｍｅｔｅｒ ｐｅｒ ｍｉｎｕｔｅ）に制御するか、３００～３，０００ｋｇ／ｍｉｎの金属材ボールが鋼板の表面に衝突するように制御することができる。

すなわち、本発明の一側面によると、上記ショートブラスト処理は、金属材ボールの直径が０．３～１０μｍのものを用いて、５０～１５０ｍｐｍの運行速度で進行する鋼板の表面に、３００～３，０００ｋｇ／ｍｉｎの金属材ボールを衝突させることによって行うことができる。

本発明の一側面によると、めっき前の素地鋼板に対して、上述の条件を満たすように、素地鋼板をめっきする前にショートブラスト処理を行うことによって、表面めっき前に機械的転位を導入して抑制層が迅速かつ均一に形成されるか、めっき層の凝固時に凝固核の生成がより均一に形成されるように、素地鋼板の表面を活性化させることができる。

すなわち、ショートブラスト処理時、上述の条件を満たすことによって、過酷にショートブラスト処理されることで組織が粗く形成され、加工性が悪化したり、不十分にショートブラスト処理されることでめっき前の素地鋼板の表面の活性化の度合いが低く、表面の均一性が低下したりする問題を防止することができる。

したがって、めっき前の素地鋼板に対してショートブラスト処理し、ショートブラストの処理条件を最適化することによって、上述した特定範囲のめっき層のＲａ、Ｒｚ、断面硬度及び厚さのうち一つ以上の条件を満たすめっき鋼板を容易に製造することができる。

（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。ただし、下記の実施例は、例示を通じて本発明を説明するだけで、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。これは、本発明の権利範囲が、特許請求の範囲に記載された事項及びこれにより合理的に類推される事項によって決定されるものであるためである。

（実験例１）
Ｃ ０．０２５％、Ｓｉ ０．０３％、Ｍｎ ０．１５％、Ｐ ０．０１％、Ｓ ０．００３％、Ａｌ ０．０３％、及び残部Ｆｅとその他の不可避不純物の組成を有する素地鋼板について、めっき前の素地鋼板のＲａ、Ｒｚ及びＲｐｃが下記表１の値を有するようにショートブラスト処理を行った。次いで、下記表１の組成、融点及び温度を有するめっき浴を準備した後、上記ショートブラスト処理された素地鋼板を、下記表１の条件を満たすようにめっき浴に浸漬させることによって、溶融めっきされた鋼板を得た。このようにして得られた溶融めっきされた鋼板を、めっき浴の湯面からトップロール区間まで下記表１に記載された冷却速度を満たすように、冷却区間の一部に不活性ガスを用いて冷却した。

表１の方法により製造されためっき鋼板について、めっき層全体と素地鋼板が共に観察されるように断面試片を作製した。上記断面試片のＳＥＭ及びＴＥＭ観察によって、素地鋼板上にＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき層が形成され、上記素地鋼板とＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき層との間にＦｅ－Ａｌ系抑制層が形成されることを確認した。

一方、上述のめっき鋼板の組成について、上記めっき層を塩酸溶液に溶解した後、溶解した液体を湿式分析（ＩＣＰ）法で分析して、素地鋼板から拡散したＦｅの含量を除いた残りの成分の含量（重量％）を測定した。また、ＳＥＭ撮影後、光学相分率測定装置を用いて、上記めっき層内のＭｇＺｎ_２相の相分率を測定し、めっき層のＭｇＺｎ_２相全体の断面積に対してＭｇＺｎ_２相の内部に存在するＡｌ単相の面積分率（％）を測定した。このとき、ＭｇＺｎ_２相の内部に含まれたＡｌ単相は、本願明細書で上述した方法により測定し、図２のようにめっき鋼板に対する断面を電界放射走査電子顕微鏡（ＦＥ－ＳＥＭ）で撮影した写真と、図３のようにＥＰＭＡ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｍｉｃｒｏ Ａｎａｌｙｚｅｒ）を用いてＭｇ、Ａｌ成分の分布が観察できるように成分マッピング（ｍａｐｐｉｎｇ）した結果を分析し、ＭｇＺｎ_２とＡｌ単相とを区分して測定した。

下記表２には、各実施例及び比較例について、上述した測定値及び下記の基準で評価した実験結果を示した。
＜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に準する試験方法で下記の基準に従って評価した。
◎：赤青発生にかかる時間が、同じ厚さのＺｎめっきに比べて３０倍超
○：赤青発生にかかる時間が、同じ厚さのＺｎめっきに比べて２０～３０倍
△：赤青発生にかかる時間が、同じ厚さのＺｎめっきに比べて１０～２０倍
×：赤青発生にかかる時間が、同じ厚さのＺｎめっきに比べて１０倍以内

＜均一性＞
均一性を評価するために、めっき層の断面をＳＥＭ装置を用いてＢＳＩ（Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ Ｍｏｄｅで写真撮影を行い、めっき層内の相を識別した。長さ６００μｍで任意の５箇所を撮影した後、円相当直径５μｍ以上のＭｇＺｎ_２結晶が形成されていない区間の長さを測定し、下記の基準に従って評価した。
◎：円相当直径５μｍ以上のＭｇＺｎ_２結晶が形成されていない区間の長さが１００μｍ以内
○：円相当直径５μｍ以上のＭｇＺｎ_２結晶が形成されていない区間の長さが１００～２００μｍ
△：円相当直径５μｍ以上のＭｇＺｎ_２結晶が形成されていない区間の長さが２００～３００μｍ
×：円相当直径５μｍ以上のＭｇＺｎ_２結晶が形成されていない区間の長さが３００μｍ以上

＜曲げ性＞
曲げ性を評価するために、曲げ試験装置を用いて３Ｔベンディングした後、ベンディングした部位のめっき層クラック幅の平均を求める一方法で下記の基準に従って評価した。
◎：３Ｔベンディング後に、めっき層クラックの平均幅が３０μｍ未満
○：３Ｔベンディング後に、めっき層クラックの平均幅が３０μｍ以上５０μｍ未満
△：３Ｔベンディング後に、めっき層クラックの平均幅が５０μｍ以上１００μｍ未満
×：３Ｔベンディング後に、めっき層クラックの平均幅が１００μｍ以上

Ｍａ＊：めっき層におけるＭｇＺｎ_２相の相分率［％］
Ｍｂ＊：めっき層のＭｇＺｎ_２相全体の断面積に対してＭｇＺｎ_２相の内部に存在するＡｌ単相の面積分率［％］

上記表１、２に示すように、本発明によるめっき層の組成及び製造条件を全て満たす実施例１～４の場合、めっき層組成及び製造条件のうち一つ以上の条件を満たさない比較例１～８に比べて、耐食性、均一性及び曲げ性において一つ以上の特性が優れていることを確認した。

（実験例２）
下記表３のショートブラスト条件を満たすように変更した以外は、上述の実験例１と同様の方法でめっき鋼板を製造した。このとき、実験例１と同様の分析方法を用いて、素地鋼板上にＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき層が形成され、上記素地鋼板とＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき層との間に、Ｆｅ－Ａｌ系抑制層が形成されることを確認した。また、上述した実験例１と同様の方法でめっき層の組成、めっき層におけるＭｇＺｎ_２相の相分率（Ｍａ＊）、及びめっき層のＭｇＺｎ_２相全体の断面積に対してＭｇＺｎ_２相の内部に存在するＡｌ単相の面積分率（Ｍｂ＊）を測定し、下記表３に示した。

また、上記実施例５～１３、比較例９及び１０から製造されためっき鋼板に対して、上記めっき層の圧延方向と垂直な方向に切断した切断試片を製造し、１０００倍率でめっき層の表面をＳＥＭ撮影して、ＭｇＺｎ_２相を区分する。撮影されたＳＥＭ写真のＭｇＺｎ_２相を区分できるように色処理した後、光学相分率測定装置を用いてめっき層の表面に露出したＭｇＺｎ_２の面積を求めることで平均円相当直径を測定した。

また、２次元粗度測定装置を用いてめっき層の表面粗度（Ｒａ）を測定し、高速回転摩擦試験機を用いて３０回繰り返し実験を行い、めっき層表面の繰り返し摩擦係数を測定した。なお、上述しためっき層の断面を基準に、めっき層の断面硬度をめっき層の厚さ内で測定可能な微小硬度測定装置を用いて測定した。

また、抑制層の厚さは、ＳＥＭ、ＴＥＭ装置を用いて上述した界面に対して垂直な方向への最小厚さを測定した。アウトバースト相はＳＥＭ及び光学顕微鏡を用いて撮影した。鋼板の厚さ方向の切断面において、素地鋼板と接する層の界面線をめっき層の表面側に５μｍ離隔させたとき、上記離隔した線の長さに対して上記離隔した線と交差するアウトバースト相が占める長さの割合を測定した。このような測定結果を下記表４に記載した。

Ｍｃ＊：めっき層中のＡｌ単相の相分率［％］
Ｍｄ＊：めっき層のＭｇＺｎ_２相に対するＡｌ－Ｚｎ混合相の相分率［％］
Ｌ＊：鋼板の厚さ方向の切断面において、素地鋼板と接する層の界面線をめっき層の表面側に５μｍ離隔させたとき、上記離隔した線の長さに対して上記離隔した線と交差するアウトバースト相が占める長さの割合［％］

上述の方法により製造されためっき鋼板について、上述の実験例１と同じ基準で特性を評価し、下記表５に示した。

上記表３～５に示すように、本発明によるめっき層の組成、製造条件を満たす本願の実施例５～１３は、めっき層の組成及び製造条件のうちいずれか一つを満たさない比較例９及び１０に比べて、耐食性、均一性及び曲げ性において一つ以上の特性が優れていることを確認した。

特に、本願の実施例のうち、金属材ボールの直径が０．３～１０μｍのものを用い、５０～１５０ｍｐｍの運行速度で進行する鋼板の表面に、３００～３，０００ｋｇ／ｍｉｎの金属材ボールが衝突するように行われた実施例５、８、１１の場合、表３の他の実施例に比べて、耐食性、均一性及び曲げ性において効果がより向上することを確認した。

Claims (10)

1. 素地鋼板；
   前記素地鋼板の少なくとも一面上に備えられたＺｎ－Ｍｇ－Ａｌ系めっき層；及び
   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；を含み、
   前記めっき層は、前記素地鋼板から拡散した鉄（Ｆｅ）を除いた成分を基準に、重量％で、Ｍｇ：４～１０％、Ａｌ：５．１～２５％、残部Ｚｎ及び不可避不純物を含み、
   前記めっき層は、相分率で２４～５０％のＭｇＺｎ_２相を含み、
   前記めっき層の少なくとも一部の表面にＭｇＺｎ _２ 相が露出しており、前記表面に露出したＭｇＺｎ _２ 相の平均円相当直径は５～５０μｍであり、
   前記ＭｇＺｎ_２相の内部に、Ａｌ単相が、ＭｇＺｎ_２相全体の断面積に対して１～３０％の割合で存在する、めっき鋼板。
2. 前記めっき層の全体面積に対するＡｌ単相の相分率は１～１５％である、請求項１に記載のめっき鋼板。
3. 前記めっき層の表面粗さ（Ｒａ）は０．５～２．０μｍである、請求項１に記載のめっき鋼板。
4. 前記めっき層の断面硬度は２２０～４５０Ｈｖである、請求項１に記載のめっき鋼板。
5. 前記めっき鋼板の、高速回転摩擦試験機を用いて３０回以上繰り返し試験を行ったときに測定した、繰り返し摩擦係数は０．５～１．４である、請求項１に記載のめっき鋼板。
6. 前記抑制層は、Ｚｎを１０％未満含むＦｅ－Ａｌ系金属間化合物から構成され、前記Ｆｅ－Ａｌ系金属間化合物は、Ｆｅ_２Ａｌ_５、ＦｅＡｌ_３、ＦｅＡｌ_５のうち１種以上である、請求項１に記載のめっき鋼板。
7. 前記抑制層の厚さは０．０２～２μｍである、請求項１に記載のめっき鋼板。
8. 素地鋼板の表面をショットブラスト処理して、表面粗さ（Ｒａ）：０．５～３．０μｍ、十点平均表面粗さ（Ｒｚ）：１～２０μｍ、ピークカウント数（Ｒｐｃ）：１０～１００（ｃｏｕｎｔ／ｃｍ）の表面形状を有する素地鋼板を得る段階；
   前記表面形状を有する素地鋼板を、重量％で、Ｍｇ：４～１０％、Ａｌ：５．１～２５％、残部Ｚｎ及び不可避不純物を含み、４４０～５２０℃に維持されるめっき浴に浸漬させて、溶融亜鉛めっきする段階；及び
   前記めっき浴の湯面から冷却を開始してトップロール区間まで、３～３０℃／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。
9. 前記めっき浴への浸漬時間は１～６秒である、請求項８に記載のめっき鋼板の製造方法。
10. 前記ショットブラスト処理は、金属材ボールの直径が０．３～１０μｍのものを用いて、５０～１５０ｍｐｍの運行速度で進行する鋼板の表面に、３００～３，０００ｋｇ／ｍｉｎの金属材ボールが衝突するように行われる、請求項９に記載のめっき鋼板の製造方法。

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