WO2013073124A9 - 高強度溶融亜鉛めっき鋼板または高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板用熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

高強度溶融亜鉛めっき鋼板または高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板用熱延鋼板およびその製造方法 Download PDF

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善継 鈴木
長滝　康伸
由康 川崎
広和 杉原
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    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
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    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
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    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals

Definitions

  • the present invention relates to a hot-rolled steel sheet for high-strength hot-dip galvanized steel sheet or high-strength alloyed hot-dip galvanized steel sheet excellent in surface stability suitable for automobile member applications and a method for producing the same.
  • hot dip galvanization is performed after heat annealing at a temperature of about 600 to 900 ° C. in a non-oxidizing atmosphere or a reducing atmosphere.
  • Si in steel is an easily oxidizable element, it is selectively oxidized even in a generally used non-oxidizing atmosphere or reducing atmosphere to concentrate on the surface and form an oxide. Since this oxide reduces wettability with molten zinc during plating and causes non-plating, the wettability rapidly decreases as the Si concentration in the steel increases, and non-plating occurs frequently.
  • the adhesion amount controllability is inferior or alloying is significantly delayed. In particular, the delay in alloying tends to cause a difference in alloying speed in the longitudinal direction and the width direction of the steel sheet, making it difficult to obtain a uniform surface.
  • Si-containing steel is difficult to remove by descaling in the hot rolling process, and a scale defect called red scale occurs on the surface. Even when the red scale is not formed, there is a region where the peelability of the scale differs in the width direction of the steel sheet due to unevenness in the way the water sprayed onto the steel sheet surface is contacted. The scale remaining after descaling is removed by pickling after hot rolling. However, unevenness occurs in the subsequent alloying process of hot dip galvanization because there is a difference in the surface properties in areas where the scale peelability differs. A streak-like pattern is generated.
  • Patent Document 1 proposes a method for suppressing the surface concentration of Si by reducing the oxygen potential in the reduction annealing process.
  • Patent Document 3 proposes a method of enhancing descaling by increasing the injection pressure of high-pressure water.
  • Patent Documents 1 and 2 do not take into account any unevenness in the steel strip longitudinal direction and width direction. Furthermore, if the steel sheet is uneven at the stage of cold rolling before annealing, it is not possible to cope with it, and the unevenness may be remarkably increased. Moreover, although patent document 3 has proposed about the countermeasure of the surface nonuniformity in a hot rolling process, since it does not consider about the interference of spray water, the descaling nonuniformity by interference cannot be eliminated.
  • the object of the present invention is to solve the problems of the prior art as described above, and to provide a hot dip galvanized steel sheet or an alloyed hot dip galvanized steel sheet having high strength (tensile strength TS of 540 MPa or more) and excellent surface appearance. It is providing the hot-rolled steel plate which can be obtained. Moreover, the other object of this invention is to provide the method which can manufacture such a hot-rolled steel plate stably.
  • the present inventors have intensively studied to obtain a hot-rolled steel sheet for producing a high-strength hot-dip galvanized steel sheet or a high-strength alloyed hot-dip galvanized steel sheet that is excellent in surface appearance, which is a hot-rolled steel sheet containing Si.
  • a hot-rolled steel sheet containing Si a hot-rolled steel sheet containing Si.
  • the formation depth of the internal oxide at the grain boundary is 5 ⁇ m or less, the occurrence of unevenness after plating tends to be suppressed. I found out. This is because, when an internal oxide is formed at the grain boundary of the ground iron, the grain boundary is preferentially corroded in the subsequent pickling process, so that the unevenness due to the formation depth of the oxide is further increased. it is conceivable that. Furthermore, when the difference in the formation depth of the internal oxide at the grain boundary in the width direction of the steel sheet is 2 ⁇ m or less, it has been found that unevenness after plating is almost eliminated.
  • Internal oxidation at the time of hot rolling is mainly formed by supplying oxygen from the scale to the inside of the steel sheet after winding. Therefore, the formation of internal oxidation can be suppressed by lowering the winding temperature, and unevenness after plating can be suppressed. However, it has been found that even if the winding temperature is lowered, unevenness in internal oxidation may not be eliminated in the width direction of the steel sheet. Therefore, as a result of investigating focusing on the relationship between the internal oxide and the surface state, comparing the formation state of the internal oxide in the areas where the scale peelability is different, the internal oxidation is suppressed in the area where the scale is peeled off, It was found that internal oxidation tends to be promoted in the region where the scale peelability was poor.
  • the internal oxide is not formed as much as possible in the hot rolling process, but the plating process is expected to be improved by promoting the formation of the internal oxide in the annealing process. Therefore, as a result of investigating the relationship between the components of the steel sheet and the amount of internal oxidation, the surface concentration of Si is suppressed even under the same annealing condition that the mass ratio of Si and Mn contained in the steel sheet is less than 1, whereas, It has been found that internal oxidation is promoted. Furthermore, since the alloying temperature was lowered, it was also found that the difference in the degree of alloying is difficult to occur. This invention is made
  • the component composition is further Cr: 0.05 to 1.0 mass%, V: 0.005 to 0.5 mass%, Mo: 0 0.005 to 0.5% by mass, Ni: 0.05 to 1.0% by mass, Cu: 0.05 to 1.0% by mass, containing one or more selected from high Hot-rolled steel sheet for high-strength hot-dip galvanized steel sheets or high-strength alloyed hot-dip galvanized steel sheets.
  • the component composition further includes: Ti: 0.01 to 0.1% by mass; Nb: 0.01 to 0.1% by mass; B: A hot-rolled steel sheet for high-strength hot-dip galvanized steel sheet or high-strength galvannealed steel sheet, characterized by containing one or more selected from 0.0003 to 0.0050 mass%.
  • the component composition further includes Ca: 0.001 to 0.005 mass%, REM: 0.001 to 0.005 mass%
  • a steel slab having the component composition according to any one of [1] to [5] above is subjected to a collision pressure of 0.3 MPa or more and less than 1.8 MPa after rough rolling and before finish rolling in a hot rolling process.
  • high-strength hot-dip galvanized steel sheet and “high-strength hot-dip galvanized steel sheet” are hot-dip galvanized steel sheets and alloyed hot-dip galvanized steel sheets having a tensile strength TS of 540 MPa or more.
  • a hot-dip galvanized steel sheet or an alloyed hot-dip galvanized steel sheet having high strength (tensile strength TS of 540 MPa or more) and excellent surface appearance can be produced.
  • These plated steel sheets can improve fuel consumption by reducing the weight of the vehicle body, particularly when applied to automobile structural members.
  • such a hot-rolled steel plate can be manufactured stably.
  • the hot-rolled steel sheet of the present invention has C: 0.04 to 0.20 mass%, Si: 0.7 to 2.3 mass%, Mn: 0.8 to 2.8 mass%, P: 0.1 mass %: S: 0.01% by mass or less, Al: 0.1% by mass or less, N: 0.008% by mass or less, with the balance being composed of Fe and inevitable impurities.
  • mass ratio [Si / Mn] of Si and Mn is less than 1.
  • C: 0.04 to 0.20% by mass C is an austenite generating element, which is an element effective for improving the strength and ductility by complexing the annealed plate structure.
  • the amount of C is less than 0.04% by mass, it is difficult to ensure the strength of the annealed plate.
  • C is added excessively exceeding 0.20% by mass, the welded portion and the heat-affected zone are markedly cured, and the mechanical properties of the welded portion are deteriorated, so that spot weldability, arc weldability, and the like are lowered. .
  • the C content is 0.04 to 0.20 mass%.
  • the more preferable amount of C is 0.05 to 0.14% by mass, and the particularly preferable amount of C is 0.07 to 0.12% by mass.
  • Si 0.7-2.3 mass%
  • Si is a ferrite-forming element, and is also an element effective for enhancing the solid solution strengthening and work hardening ability of the ferrite of the annealed plate.
  • the problem of uneven alloying due to descaling unevenness becomes apparent when the Si content is 0.7 mass% or more.
  • Si amount exceeds 2.3 mass%, unevenness in adhesion amount and unevenness in alloying cannot be avoided even in the manufacturing method described later. For this reason, the Si amount is set to 0.7 to 2.3 mass%.
  • Mn 0.8 to 2.8% by mass
  • Mn is an austenite generating element and is an element effective for securing the strength of the annealed plate.
  • the amount of Mn is less than 0.8% by mass, it is difficult to ensure the strength.
  • Mn is added excessively exceeding 2.8% by mass, there is a concern that ferrite transformation and pearlite transformation in the hot rolling stage are delayed and the material is deteriorated.
  • the alloy cost of Mn has risend, leading to an increase in cost. Therefore, the amount of Mn is set to 0.8 to 2.8% by mass. From the above viewpoint, the more preferable amount of Mn is 1.2 to 2.8% by mass.
  • P 0.1% by mass or less
  • P is an element effective for strengthening steel, but if added in excess of 0.1% by mass, it causes embrittlement due to segregation at the grain boundaries and deteriorates impact resistance.
  • P shall be 0.1 mass% or less.
  • the more preferable amount of P is 0.02% by mass or less.
  • -S 0.01% by mass or less S is an inclusion such as MnS, which causes deterioration in impact resistance and cracks along the metal flow of the weld. From this surface, the S content is set to 0.01 mass% or less. Further, from the above viewpoint, the more preferable amount of S is 0.005% by mass or less.
  • N 0.008% by mass or less N is an element that causes the most deterioration of the aging resistance of the steel, and is preferably as small as possible. For this reason, N amount shall be 0.008 mass% or less.
  • -Mass ratio of Si and Mn [Si / Mn] less than 1 When the mass ratio [Si / Mn] of Si and Mn contained in the steel sheet is less than 1, the formation oxygen potential of the complex oxide of Si and Mn is lowered.
  • the mass ratio [Si / Mn] of Si and Mn is preferably less than 1.
  • the hot-rolled steel sheet of the present invention can contain the following alloy elements as necessary in addition to the above-described component elements.
  • Cr 0.05 to 1.0 mass%
  • V 0.005 to 0.5 mass%
  • Mo 0.005 to 0.5 mass%
  • Ni 0.05 to 1.0 mass%
  • Cu One or more selected from 0.05 to 1.0% by mass Cr, V, Mo, Ni, Cu are elements effective for strengthening steel, and within the range specified in the present invention, Can be used for reinforcement.
  • Cr is 0.05% by mass or more
  • V is 0.005% by mass or more
  • Mo is 0.005% by mass or more
  • Ni 0.05% by mass or more
  • Cu is 0.05% by mass or more. It is done.
  • Ti and Nb are steel It is an effective element for precipitation strengthening. The effect is obtained when Ti is 0.01% by mass or more and Nb is 0.01% by mass or more. B is an element effective for strengthening steel, and the effect is obtained at 0.0003 mass% or more.
  • Ti is added in an amount of 0.1% by mass, Nb is 0.1% by mass, and B is added in excess of 0.0050% by mass, the fraction of the second phase such as martensite becomes excessive, resulting in a significant increase in strength. There is a concern about the decrease in ductility due to. In addition, the cost increases. Therefore, when these elements are added, the Ti content is 0.01 to 0.1% by mass, the Nb content is 0.01 to 0.1% by mass, and the B content is 0.0003 to 0.0050% by mass. %.
  • Ca and REM 0.001 to 0.005% by mass
  • Ca and REM spheroidize the sulfide shape and sulfide to local ductility It is an effective element to improve the adverse effects of things. In order to acquire this effect, 0.001 mass% or more is required respectively. However, excessive addition causes an increase in inclusions and the like, and causes surface and internal defects. Therefore, when Ca and REM are added, the addition amounts are 0.001 to 0.005 mass%, respectively.
  • an internal oxide containing one or more elements selected from Si, Mn, and Fe is present in the grain boundaries and in the grains of the ground iron.
  • the condition is that the oxide is present within 5 ⁇ m from the surface of the ground iron, and the difference in internal oxide formation depth in the width direction of the steel sheet is within 2 ⁇ m.
  • an internal oxide containing one or more elements selected from Si, Mn, and Fe is present in the grain boundaries and in the grains of the ground iron. Being present within 5 ⁇ m
  • internal oxidation containing Si or / and Mn occurs. This internal oxide is formed in grains near the grain boundary and the surface of the steel sheet, where the oxygen potential is relatively high inside the steel sheet. If the internal oxide is formed to exceed 5 ⁇ m from the surface layer of the steel sheet, unevenness is likely to occur in the internal oxide formation depth, leading to uneven surface concentration during annealing.
  • an internal oxide containing Si is likely to cause such a problem.
  • the crystal grains in which the internal oxide is formed are removed by subsequent pickling.
  • the oxide is formed at the grain boundary, the grain boundary is preferentially corroded. Therefore, it causes unevenness. For this reason, the range of the oxides present at the grain boundaries is within 5 ⁇ m from the surface of the ground iron.
  • the difference in the formation depth of the internal oxide at the grain boundary in the width direction of the steel sheet is within 2 ⁇ m. If the formation depth of the internal oxide at the grain boundary is different in the width direction of the steel sheet, surface enrichment in the annealing process The formation state is different and unevenness after plating occurs. If the difference in formation depth of the internal oxide layer in the steel plate width direction exceeds 2 ⁇ m, unevenness after plating becomes significant. Therefore, the difference in the formation depth of the internal oxide in the width direction of the steel sheet is within 2 ⁇ m.
  • the cross-section embedded polishing sample of the steel sheet is observed with a scanning electron microscope (SEM). Since the internal oxide contains a light element, it can be confirmed as a portion observed with a darker contrast than the steel plate in the reflected electron image of SEM.
  • SEM scanning electron microscope
  • the steel plate is different from the descaling nozzle interval. Samples are taken from eight places in the width direction, and the formation depth of the internal oxide is measured by the cross-sectional observation described above.
  • the reason for collecting the sample under such conditions is that the descaling property differs between the nozzles immediately below and the nozzles of the descaling nozzles arranged at equal intervals in the steel plate width direction.
  • the maximum value of the formation depth is the maximum formation depth of the internal oxide
  • the difference between the maximum value and the minimum value of the formation depth is the difference in formation depth of the internal oxide layer.
  • a steel slab having the above-described composition is subjected to high pressure water injection at a collision pressure of 0.3 MPa to less than 1.8 MPa after rough rolling and before finish rolling in a hot rolling process.
  • rolling can be performed at 450 to 650 ° C.
  • the molten steel is made into slabs after being slabed or continuously cast, and hot-rolled into hot-rolled steel sheets.
  • the heating temperature of the slab is not particularly limited, but is preferably about 1100 to 1300 ° C.
  • descaling is performed by high-pressure water jet, and then finish rolling is performed and wound on a coil.
  • -Hot-rolling finishing temperature 850 ° C or more
  • the hot-rolling finishing temperature finishing rolling exit temperature
  • the descaling property is inferior, so that the scale is difficult to peel off, resulting in a scaling defect. Therefore, the hot rolling finishing temperature is set to 850 ° C. or higher.
  • Hot rolled coiling temperature 450-650 ° C When the hot rolling coiling temperature exceeds 650 ° C., a large amount of internal oxide is generated, and the existence depth of the internal oxide exceeds 5 ⁇ m.
  • the hot rolling coiling temperature is set to 450 to 650 ° C.
  • the hot rolling coiling temperature is set to 450 to 650 ° C.
  • the hot-rolled steel sheet of the present invention obtained as described above is usually pickled, subjected to pretreatment such as degreasing as necessary, and then cold-rolled as necessary to perform annealing treatment and A hot dip galvanizing process is performed.
  • This annealing treatment and hot dip galvanizing treatment for example, it is generally known as long as it is a condition that suppresses surface concentration of Si by pretreatment before annealing or reduction of oxygen potential in the annealing atmosphere, and non-plating does not occur. It may be a process.
  • temper rolling may be performed for shape correction after the alloying treatment.
  • a steel having the composition shown in Table 1 and the balance being Fe and inevitable impurities was melted in a converter and made into a slab by a continuous casting method.
  • the obtained slab is heated to 1200 ° C and subjected to rough rolling, followed by descaling by high-pressure water injection, followed by finish rolling to hot-roll to a thickness of 2.3 to 4.5 mm. , Took up.
  • the obtained hot-rolled sheet is pickled, cold-rolled as necessary, and then subjected to annealing and hot-dip galvanizing treatment with a continuous hot-dip galvanizing line.
  • the galvanized steel sheet and the galvannealed steel sheet were obtained.
  • the difference of the maximum formation depth of the internal oxide of a grain boundary and the formation depth of the internal oxide of the grain boundary in a steel plate width direction was measured.
  • the maximum formation depth of the internal oxide at the grain boundary as described above, samples were taken from 8 locations in the width direction of the steel sheet, the internal oxide formation depth was measured by cross-sectional observation, and the maximum value was determined. The maximum formation depth of internal oxide was used.
  • the difference in the formation depth of the internal oxide at the grain boundary in the steel plate width direction is the same as for the formation depth of the internal oxide formed by taking samples from 8 places in the steel plate width direction and observing the cross section.
  • the difference between the maximum value and the minimum value was defined as the difference in the formation depth of the internal oxide. Further, as described above, the internal oxide was confirmed and measured by observing a cross-section embedded polishing sample of the steel sheet with a scanning electron microscope (SEM). At this time, the correspondence between the formation region of the internal oxide and the grain boundary can be confirmed by etching the sample under appropriate conditions and observing it in the same field of view as before the etching.
  • SEM scanning electron microscope
  • the surface stability was evaluated by measuring the presence or absence of surface scale defects and streak-like patterns, the difference in the amount of coating in the width direction of the steel sheet, and the difference in the degree of alloying. went.
  • the plating adhesion amount and the degree of alloying were measured at a total of five locations, ie, 1/4 position, 2/4 position, 3/4 position and 100 mm position from both ends of the steel sheet in the width direction of the steel sheet. The difference between the maximum and minimum values was determined.
  • the presence or absence of scale defects and streak patterns was visually confirmed after hot dipping and after alloying.
  • the surface stability was comprehensively evaluated according to the following criteria.
  • the hot-rolled steel sheets of the examples of the present invention all have a tensile strength TS of 540 MPa or more and are excellent in surface stability.
  • the plating adhesion amount difference or the alloying degree difference is large, and the surface stability is inferior.

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Abstract

高強度（５４０ＭＰａ以上の引張強度ＴＳ）を有し、且つ表面外観に優れた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得ることができる熱延鋼板を提供する。 Ｃ：０．０４～０．２０質量％、Ｓｉ：０．７～２．３質量％、Ｍｎ：０．８～２．８質量％、Ｐ：０．１質量％以下、Ｓ：０．０１質量％以下、Ａｌ：０．１質量％以下、Ｎ：０．００８質量％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｆｅの中から選ばれる１種以上の元素を含有する内部酸化物が地鉄の粒界および粒内に存在し、このうち地鉄の粒界の内部酸化物は、地鉄表面から５μｍ以内に存在し且つ鋼板幅方向における内部酸化物の形成深さの差が２μｍ以内である。

Description

高強度溶融亜鉛めっき鋼板または高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板用熱延鋼板およびその製造方法
　本発明は、自動車部材用途に好適な表面安定性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板または高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板用の熱延鋼板およびその製造方法に関する。
　近年、地球環境の保護意識の高まりから、自動車のＣＯ２排出量削減に向けた燃費改善が強く求められている。これに伴い、車体材料を高強度化して薄肉化を図り、車体を軽量化しようとする動きが活発となってきている。しかしながら、鋼板を高強度化すると、延性の低下が懸念される。このため高強度高延性鋼板の開発が望まれている。
　鋼板の高強度化には、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ａｌ等の固溶強化元素の添加が行われる。なかでもＳｉやＡｌは鋼の延性を損なわずに高強度化できる利点があり、Ｓｉ含有鋼板は高強度鋼板として有望である。しかし、Ｓｉを多量に含有する高強度鋼板を母材とする溶融亜鉛めっき鋼板や合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する場合、以下のような問題がある。
　溶融亜鉛めっき鋼板の製造工程では、非酸化性雰囲気または還元雰囲気中において６００～９００℃程度の温度で加熱焼鈍を行った後に、溶融亜鉛めっき処理を行う。しかし、鋼中のＳｉは易酸化性元素であるため、一般的に用いられる非酸化性雰囲気や還元雰囲気中でも選択酸化されて、表面に濃化し、酸化物を形成する。この酸化物はめっき処理時の溶融亜鉛との濡れ性を低下させて不めっきを生じさせるので、鋼中Ｓｉ濃度の増加とともに濡れ性が急激に低下し、不めっきが多発する。また、不めっきに至らなかった場合でも、付着量制御性が劣る或いは合金化が著しく遅延するという問題を生じる。特に、合金化の遅延は鋼板の長手方向および幅方向での合金化速度の差が出やすいため、均一な表面を得ることが困難となる。
　さらに、Ｓｉ含有鋼は熱間圧延工程でデスケーリングによるスケール除去が困難であり、赤スケールと呼ばれるスケール欠陥が表面に生じる。また、赤スケールが形成しなかった場合でも、鋼板表面へ噴射される水の当たり方にムラが生じることにより、鋼板幅方向でスケールの剥離性が異なる領域が存在する。デスケーリング後に残存したスケールは熱間圧延後の酸洗で除去されるが、スケールの剥離性が異なる領域では表面性状に差があるため、その後の溶融亜鉛めっきの合金化工程においてムラが発生し、スジ状の模様が生じる欠陥となる。
　これらの問題のうちＳｉの表面濃化については、特許文献１において、予め酸化性雰囲気中で鋼板を加熱して表面に酸化鉄を形成した後、還元焼鈍を行うことにより、溶融亜鉛との濡れ性を改善する方法が提案されている。また、特許文献２には、還元焼鈍工程における酸素ポテンシャルを低下させることにより、Ｓｉの表面濃化を抑制する方法が提案されている。
　一方、デスケーリングについては、特許文献３において、高圧水の噴射圧力を高圧化することでデスケーリングを強化する方法が提案されている。
特許第３９５６５５０号公報 特開２０１０－２５５１００号公報 特許第４０３５１１７号公報
　しかしながら、特許文献１，２の方法は、鋼帯長手方向および幅方向でのムラに関しては何ら考慮されていない。さらに、焼鈍前の冷延のままの段階で鋼板にムラがあった場合には対応できず、却ってムラを著しく増大させる恐れがある。また、特許文献３では、熱間圧延工程における表面ムラの対策について提案しているが、噴射水の干渉について考慮されていないため、干渉によるデスケーリングムラを解消できない。
　本発明の目的は、以上のような従来技術の課題を解決し、高強度（５４０ＭＰａ以上の引張強度ＴＳ）を有し、且つ表面外観に優れた溶融亜鉛めっき鋼板または合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる熱延鋼板を提供することにある。
　また、本発明の他の目的は、そのような熱延鋼板を安定して製造することができる方法を提供することにある。
　本発明者らは、Ｓｉを含有する熱延鋼板であって、表面外観に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板または高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造するための熱延鋼板を得るべく鋭意検討を重ねた結果、以下のような事実を見出した。
　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表面に形成された欠陥や合金化のムラと焼鈍以前の段階で鋼板に形成される酸化物のムラの対応を調査したところ、熱間圧延工程で形成される酸化物のムラが大きな影響を及ぼすことが判った。すなわち、まず、熱間圧延工程で鋼板内部に形成される酸化物の形成状態にムラがあると、その後の焼鈍時に鋼板表面に形成されるＳｉ酸化物のムラとなり、これがめっき後の付着量および合金化ムラの原因となることが判った。
　熱間圧延時に形成される内部酸化物に着目して調査した結果、地鉄粒界における内部酸化物の形成深さが５μｍ以下であれば、めっき後のムラの発生が抑制される傾向があることが判った。これは、地鉄粒界に内部酸化物が形成された場合に、その後の酸洗工程で粒界が優先的に腐食されるため、酸化物の形成深さによるムラがさらに大きくなるためであると考えられる。さらに、鋼板幅方向において粒界の内部酸化物の形成深さの差が２μｍ以下の場合には、めっき後のムラがほぼ解消されることが判った。
　熱間圧延時の内部酸化は主に巻取り後にスケールから鋼板内部に酸素が供給されることにより形成される。したがって、巻取り温度を低下させることで内部酸化の形成を抑制し、めっき後のムラを抑制することができる。
　しかし、巻取り温度を低下させても鋼板の幅方向において内部酸化のムラが解消されない場合があることが判った。そこで、内部酸化物と表面状態の関係に着目して調査した結果、スケールの剥離性が異なった領域の内部酸化物の形成状態を比較すると、スケールが剥離された領域では内部酸化が抑制され、スケールの剥離性が悪かった領域では内部酸化が促進される傾向があることが判った。これは、スケールの剥離性が悪かった領域では、巻取り前にもスケールから鋼板内部へ酸素が供給されるが、スケールが剥離された領域では酸素が供給されないためであると考えられる。この結果、内部酸化物の形成深さの差が２μｍ超となり、めっき後のムラが発生すると推測される。したがって、内部酸化物の形成ムラを抑制するためには、デスケーリングによるスケール剥離を均一にする必要があることが判った。
　さらに、熱間圧延工程では内部酸化物をできるだけ形成させないことが望ましいが、焼鈍工程では内部酸化物の形成を促進することでめっき性の改善が見込まれる。そこで、鋼板の成分と内部酸化形成量との関係を調査した結果、鋼板に含有されるＳｉとＭｎの質量比が１未満であると同じ焼鈍条件でもＳｉの表面濃化は抑制され、一方、内部酸化は促進されることが判った。さらに、合金化温度も低下するため、合金化度の差が出にくいことも判った。
　本発明は、以上のような知見に基づいてなされたものであり、以下を要旨とするものである。
［1］Ｃ：０．０４～０．２０質量％、Ｓｉ：０．７～２．３質量％、Ｍｎ：０．８～２．８質量％、Ｐ：０．１質量％以下、Ｓ：０．０１質量％以下、Ａｌ：０．１質量％以下、Ｎ：０．００８質量％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｆｅの中から選ばれる１種以上の元素を含有する内部酸化物が地鉄の粒界および粒内に存在し、このうち地鉄の粒界の内部酸化物は、地鉄表面から５μｍ以内に存在し且つ鋼板幅方向における内部酸化物の形成深さの差が２μｍ以内であることを特徴とする、高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板用熱延鋼板。
［2］上記［1］の熱延鋼板において、成分組成のＳｉとＭｎの質量比［Ｓｉ／Ｍｎ］が１未満であることを特徴とする、高強度溶融亜鉛めっき鋼板または高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板用熱延鋼板。
［3］上記［1］または［2］の熱延鋼板において、成分組成として、さらに、Ｃｒ：０．０５～１．０質量％、Ｖ：０．００５～０．５質量％、Ｍｏ：０．００５～０．５質量％、Ｎｉ：０．０５～１．０質量％、Ｃｕ：０．０５～１．０質量％の中から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする、高強度溶融亜鉛めっき鋼板または高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板用熱延鋼板。
［4］上記［1］～［3］のいずれかの熱延鋼板において、成分組成として、さらに、Ｔｉ：０．０１～０．１質量％、Ｎｂ：０．０１～０．１質量％、Ｂ：０．０００３～０．００５０質量％の中から選ばれる１種以上含有することを特徴とする、高強度溶融亜鉛めっき鋼板または高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板用熱延鋼板。
［5］上記［1］～［4］のいずれかの熱延鋼板において、成分組成として、さらに、Ｃａ：０．００１～０．００５質量％、ＲＥＭ：０．００１～０．００５質量％の中から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする、高強度溶融亜鉛めっき鋼板または高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板用熱延鋼板。
［6］上記［1］～［5］のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを、熱間圧延工程において、粗圧延後、仕上げ圧延前に衝突圧０．３ＭＰａ以上１．８ＭＰａ未満で高圧水噴射によるデスケーリングを行い、仕上げ温度８５０℃以上で圧延終了した後、４５０～６５０℃で巻き取ることを特徴とする、高強度溶融亜鉛めっき鋼板または高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板用熱延鋼板の製造方法。
　なお、本発明において、「高強度溶融亜鉛めっき鋼板」および「高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板」とは、引張強度ＴＳが５４０ＭＰａ以上であ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である。
　本発明の熱延鋼板によれば、高強度（５４０ＭＰａ以上の引張強度ＴＳ）を有し、且つ表面外観に優れた溶融亜鉛めっき鋼板または合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造することができる。これらのめっき鋼板は、特に自動車構造部材に適用することにより車体軽量化による燃費改善を図ることができる。
　また、本発明の製造方法によれば、そのような熱延鋼板を安定して製造することができる。
　以下、本発明の詳細を説明する。
　まず、鋼板の成分組成について説明する。本発明の熱延鋼板は、Ｃ：０．０４～０．２０質量％、Ｓｉ：０．７～２．３質量％、Ｍｎ：０．８～２．８質量％、Ｐ：０．１質量％以下、Ｓ：０．０１質量％以下、Ａｌ：０．１質量％以下、Ｎ：０．００８質量％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する。また、以上の成分組成において、ＳｉとＭｎの質量比［Ｓｉ／Ｍｎ］は１未満であることが好ましい。
・Ｃ：０．０４～０．２０質量％
　Ｃはオーステナイト生成元素であり、焼鈍板組織を複合化し、強度と延性の向上に有効な元素である。Ｃ量が０．０４質量％未満では、焼鈍板の強度の確保が難しい。一方、Ｃを０．２０質量％を超えて過剰に添加すると、溶接部および熱影響部の硬化が著しく、溶接部の機械的特性が劣化するため、スポット溶接性、アーク溶接性等が低下する。このためＣ量は０．０４～０．２０質量％とする。また、以上の観点から、より好ましいＣ量は０．０５～０．１４質量％であり、特に好ましいＣ量は０．０７～０．１２質量％である。
・Ｓｉ：０．７～２．３質量％
　Ｓｉはフェライト生成元素であり、焼鈍板のフェライトの固溶強化および加工硬化能の向上に有効な元素でもある。デスケーリングムラによる合金化ムラの問題はＳｉ量が０．７質量％以上で顕在化する。一方、Ｓｉ量が２．３質量％を超えると後述する製造方法においても、付着量ムラおよび合金化ムラが避けられない。このため、Ｓｉ量は０．７～２．３質量％とする。
・Ｍｎ：０．８～２．８質量％
　Ｍｎは、オーステナイト生成元素であり、焼鈍板の強度確保に有効な元素である。Ｍｎ量が０．８質量％未満では強度の確保が難しい。一方、Ｍｎを２．８質量％を超えて過剰に添加すると、熱間圧延段階でのフェライト変態とパーライト変態が遅延し、材質が低下する懸念がある。また近年、Ｍｎの合金コストが高騰しているため、コストアップの要因にもなる。このため、Ｍｎ量は０．８～２．８質量％とする。また、上記の観点からより好ましいＭｎ量は１．２～２．８質量％である。
・Ｐ：０．１質量％以下
　Ｐは、鋼の強化に有効な元素であるが、０．１質量％を超えて過剰に添加すると、粒界偏析により脆化を引き起こし、耐衝撃性を劣化させる。また、０．１質量％を超えると合金化速度を大幅に遅延させる。このため、Ｐは０．１質量％以下とする。また、上記の観点からより好ましいＰ量は０．０２質量％以下である。
・Ｓ：０．０１質量％以下
　Ｓは、ＭｎＳなどの介在物となって、耐衝撃性の劣化や溶接部のメタルフローに沿った割れの原因となるので極力低い方がよいが、製造コストの面からＳ量は０．０１質量％以下とする。また、上記の観点からより好ましいＳ量は０．００５質量％以下である。
・Ａｌ：０．１質量％以下
　Ａｌの過剰な添加は、酸化物系介在物の増加による表面性状や成形性の劣化を招き、コスト高にもなるため、Ａｌ量は０．１質量％以下とする。また、上記の観点からより好ましいＡｌ量は０．０５質量％以下である。
・Ｎ：０．００８質量％以下
　Ｎは、鋼の耐時効性を最も大きく劣化させる元素であり、少ないほど好ましく、０．００８質量％を超えると耐時効性の劣化が顕著となる。このため、Ｎ量は０．００８質量％以下とする。
・ＳｉとＭｎの質量比［Ｓｉ／Ｍｎ］：１未満
　鋼板が含有するＳｉとＭｎの質量比［Ｓｉ／Ｍｎ］が１未満であると、ＳｉとＭｎの複合酸化物の形成酸素ポテンシャルが低下するため、Ｓｉが複合酸化物として鋼板内に内部酸化を形成しやすくなる。その結果、焼鈍でのＳｉ表面濃化が抑制され、焼鈍での表面ムラが生成しにくくなる。このため、ＳｉとＭｎの質量比［Ｓｉ／Ｍｎ］は１未満とすることが好ましい。
　本発明の熱延鋼板は、上述した成分元素に加えて、以下の合金元素を必要に応じて添加することができる。
・Ｃｒ：０．０５～１．０質量％、Ｖ：０．００５～０．５質量％、Ｍｏ：０．００５～０．５質量％、Ｎｉ：０．０５～１．０質量％、Ｃｕ：０．０５～１．０質量％の中から選ばれる１種以上
　Ｃｒ、Ｖ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕは鋼の強化に有効な元素であり、本発明で規定した範囲内であれば鋼の強化に使用して差し支えない。その効果は、Ｃｒは０．０５質量％以上、Ｖは０．００５質量％以上、Ｍｏは０．００５質量％以上、Ｎｉは０．０５％質量以上、Ｃｕは０．０５質量％以上で得られる。しかしながら、Ｃｒは１．０質量％、Ｖは０．５質量％、Ｍｏは０．５質量％、Ｎｉは１．０質量％、Ｃｕは１．０質量％を超えて過剰に添加すると、マルテンサイト等の第二相の分率が過大となり、著しい強度上昇による延性の低下の懸念が生じる。また、コストアップの要因にもなる。このため、これらの元素を添加する場合には、Ｃｒ量は０．０５～１．０質量％、Ｖ量は０．００５～０．５質量％、Ｍｏ量は０．００５～０．５質量％、Ｎｉ量は０．０５～１．０質量％、Ｃｕ量は０．０５～１．０質量％とする。
・Ｔｉ：０．０１～０．１質量％、Ｎｂ：０．０１～０．１質量％、Ｂ：０．０００３～０．００５０質量％の中から選ばれる１種以上
　Ｔｉ、Ｎｂは鋼の析出強化に有効な元素である。その効果は、Ｔｉは０．０１質量％以上、Ｎｂは０．０１質量％以上で得られる。また、Ｂは鋼の強化に有効な元素であり、その効果は、０．０００３質量％以上で得られる。しかしながら、Ｔｉは０．１質量％、Ｎｂは０．１質量％、Ｂは０．００５０質量％を超えて過剰に添加すると、マルテンサイト等の第二相の分率が過大となり、著しい強度上昇による延性の低下の懸念が生じる。また、コストアップの要因にもなる。このため、これらの元素を添加する場合には、Ｔｉ量は０．０１～０．１質量％、Ｎｂ量は０．０１～０．１質量％、Ｂ量は０．０００３～０．００５０質量％とする。
・Ｃａ：０．００１～０．００５質量％、ＲＥＭ：０．００１～０．００５質量％の中から選ばれる１種以上
　ＣａおよびＲＥＭは、硫化物の形状を球状化し、局部延性への硫化物の悪影響を改善するために有効な元素である。この効果を得るためには、それぞれ０．００１質量％以上必要である。しかしながら、過剰な添加は、介在物等の増加を引き起こし表面および内部欠陥などを引き起こす。したがって、Ｃａ、ＲＥＭを添加する場合は、その添加量はそれぞれ０．００１～０．００５質量％とする。
　次に、鋼板の内部酸化物の形成条件について説明する。本発明の熱延鋼板は、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｆｅの中から選ばれる１種以上の元素を含有する内部酸化物が地鉄の粒界および粒内に存在し、このうち地鉄の粒界の酸化物は地鉄表面から５μｍ以内に存在し、且つ鋼板幅方向における内部酸化物形成深さの差が２μｍ以内であることを条件とする。
・Ｓｉ、Ｍｎ、Ｆｅの中から選ばれる１種以上の元素を含有する内部酸化物が地鉄の粒界および粒内に存在し、このうち地鉄の粒界の酸化物は地鉄表面から５μｍ以内に存在すること
　Ｓｉを含有するスラブを熱間圧延するために加熱すると、Ｓｉまたは／およびＭｎを含む内部酸化が生じる。この内部酸化物は、鋼板内部で酸素ポテンシャルが比較的高い、粒界および鋼板表面付近の粒内に形成される。内部酸化物が鋼板表層から５μｍを超えて形成されると、内部酸化物形成深さにムラが生じやすくなるため、焼鈍中の表面濃化ムラにつながる。内部酸化物のなかでも、特にＳｉを含む内部酸化物がそのような問題を生じやすい。また、粒内に酸化物が形成した場合には、その後の酸洗により内部酸化物が形成された結晶粒ごと除去されるが、粒界に形成した場合には粒界が優先的に腐食されるため、ムラの原因となる。そのため、粒界に存在する酸化物の存在範囲は地鉄表面から５μｍ以内とする。
・鋼板幅方向での粒界の内部酸化物の形成深さの差が２μｍ以内であること
　粒界の内部酸化物の形成深さが鋼板の幅方向で異なると、焼鈍工程における表面濃化の形成状態が異なり、めっき後のムラが生じる。鋼板幅方向での内部酸化層の形成深さの差が２μｍを超えるとめっき後のムラが顕著になる。そのため、鋼板幅方向での内部酸化物の形成深さの差は２μｍ以内とする。
　内部酸化物を確認するためには、鋼板の断面埋め込み研磨サンプルを走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察する。内部酸化物は軽元素を含むため、ＳＥＭの反射電子像において鋼板より暗いコントラストで観察される部分として確認することができる。
　本発明において、上述した粒界の内部酸化物の最大形成深さと、鋼板幅方向での粒界の内部酸化物の形成深さの差を求めるには、デスケーリングノズル間隔とは異なる間隔で鋼板幅方向の８箇所からサンプルを採取し、上述した断面観察により内部酸化物の形成深さを測定する。このような条件でサンプルを採取する理由は、鋼板幅方向で等間隔に配置されるデスケーリングノズルのノズル直下とノズル間ではデスケーリング性が異なるためである。その形成深さの最大値を内部酸化物の最大形成深さとし、形成深さの最大値と最小値の差を内部酸化層の形成深さの差とする。
　次に、本発明の熱延鋼板の製造方法について説明する。
　本発明の熱延鋼板の製造方法は、上述した成分組成を有する鋼スラブを、熱間圧延工程において、粗圧延後、仕上げ圧延前に衝突圧０．３ＭＰａ以上１．８ＭＰａ未満で高圧水噴射によるデスケーリングを行い、仕上げ温度８５０℃以上で圧延終了した後、４５０～６５０℃で巻き取ることにより製造することができる。
　溶製された鋼は分塊または連続鋳造を経てスラブとし、熱間圧延を施して熱延鋼板とする。スラブの加熱温度は特に限定しないが、１１００～１３００℃程度が好ましい。熱間圧延工程では、粗圧延後、仕上げ圧延前に高圧水噴射によるデスケーリングを行い、引き続き仕上げ圧延を行ってコイルに巻き取る。
・粗圧延後、仕上げ圧延前における衝突圧０．３ＭＰａ以上１．８ＭＰａ未満での高圧水噴射によるデスケーリング
　高圧水噴射によるデスケーリングでの高圧水の衝突圧が０．３ＭＰａ未満ではスケールが多量に残存するため、スケール性欠陥の原因となる。高圧水噴射によるデスケーリングの衝突圧はスケール剥離の観点から一般には大きい方が望ましい。特にＳｉを含有する鋼板では、スケールの剥離性が劣化するため高圧のデスケーリングが一般的である。しかし、衝突圧はノズルからの距離および隣り合うデスケーリングノズルからの高圧水の干渉により鋼板幅方向で差が生じるためスケール剥離に差が生じる。このスケール剥離ムラが内部酸化物の形成ムラにつながる。さらに、スケールの剥離ムラが生じた領域では、付着量および合金化度がムラにならない場合でも、表面性状が異なるため合金化後にスジ状の模様となる場合がある。これらの鋼板幅方向のムラが生じる傾向は衝突圧が１．８ＭＰａ以上で顕著になる。このため、衝突圧は０．３ＭＰａ以上１．８ＭＰａ未満とする。
・熱延仕上げ温度：８５０℃以上
　熱延仕上げ温度（仕上げ圧延出側温度）が８５０℃未満の場合、デスケーリング性が劣るためスケール剥離しにくくなり、スケール性の欠陥が生じる。そのため、熱延仕上げ温度は８５０℃以上とする。
・熱延巻取り温度：４５０～６５０℃
　熱延巻取り温度が６５０℃を超えると、内部酸化物が多量に生成し、内部酸化物の存在深さが５μｍを超える。一方、熱延巻取り温度が４５０℃未満では、内部酸化物がほとんど形成せず、一方において、マルテンサイトやベイナイトといった低温変態相が多く形成され、鋼板の幅方向で不均一な硬度分布が生じて材質が劣化しやすい。このため、熱延巻き取り温度は４５０～６５０℃とする。
　なお、本発明の製造方法における熱間圧延工程の熱処理については、熱履歴条件さえ満足すれば、どのような設備で熱処理を施しても構わない。
　以上のようにして得られた本発明の熱延鋼板は、通常、酸洗され、必要に応じて脱脂などの予備処理を施された後、必要に応じて冷間圧延を行い、焼鈍処理および溶融亜鉛めっき処理が施される。この焼鈍処理および溶融亜鉛めっき処理については、例えば、焼鈍前の前処理または焼鈍雰囲気の酸素ポテンシャルの低下などによりＳｉの表面濃化を抑制し、不めっきが生じない条件であれば、通常公知の工程でよい。加えて、溶融亜鉛めっき後に合金化処理を施す場合は、合金化処理後に形状矯正のために調質圧延を実施してもよい。
　表１に示す成分組成を有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼を転炉にて溶製し、連続鋳造法にてスラブとした。得られたスラブを１２００℃に加熱し、粗圧延を行った後、高圧水噴射によるデスケーリングを行い、引き続き仕上げ圧延を行うことで２．３～４．５ｍｍの各板厚まで熱間圧延し、巻取りを行った。次いで、得られた熱延板を酸洗し、必要に応じて冷間圧延を施した後、連続溶融亜鉛めっきラインにより焼鈍および溶融亜鉛めっき処理を施し、このめっき処理後、必要に応じて合金化処理を施し、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得た。
　上記熱延板から採取したサンプルについて、粒界の内部酸化物の最大形成深さと、鋼板幅方向における粒界の内部酸化物の形成深さの差を測定した。粒界の内部酸化物の最大形成深さの測定では、さきに述べたように鋼板幅方向８箇所からサンプルを採取して、断面観察により内部酸化物の形成深さを測定し、最大値を内部酸化物の最大形成深さとした。また、鋼板幅方向での粒界の内部酸化物の形成深さの差は、同じく鋼板幅方向８箇所からサンプルを採取し、断面観察により内部酸化物の形成深さを測定し、形成深さの最大値と最小値の差を内部酸化物の形成深さの差とした。
　また、さきに述べたように、内部酸化物の確認・測定は、鋼板の断面埋め込み研磨サンプルを走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察することで行った。この時、サンプルを適当な条件でエッチングし、エッチング前と同視野で観察することにより内部酸化物の形成領域と粒界との対応を確認することができる。
　また、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ついて、表面のスケール性欠陥およびスジ状模様の有無、鋼板幅方向のめっき付着量差および合金化度差を測定し、表面安定性の評価を行った。
　めっき付着量および合金化度は、鋼板幅方向の１／４位置、２／４位置、３／４位置および鋼板両端部から１００ｍｍ位置の合計５箇所でめっき付着量および合金化度を測定し、最大値と最小値の差を求めた。
　スケール性欠陥およびスジ状模様の有無は、溶融めっき後および合金化後に目視で確認した。
　そして、以上の測定結果から、表面安定性を以下のような基準で総合評価した。
　◎：スケール性欠陥およびスジ状模様がなく、めっき付着量差が２．０ｇ／ｍ２未満で且つ合金化度差が１％未満の場合
　○：スケール性欠陥およびスジ状模様がなく、めっき付着量差が５．０ｇ／ｍ２未満で且つ合金化度差が２％未満の場合（但し、上記“◎”の場合を除く）
　×：スケール性欠陥若しくはスジ状模様がある場合、またはめっき付着量差が５．０ｇ／ｍ２以上若しくは合金化度差が２％以上の場合
　以上の結果を表２～表５に示す。これによれば、本発明例の熱延鋼板は、いずれも引張強度ＴＳが５４０ＭＰａ以上であり、しかも表面安定性にも優れている。一方、比較例では、めっき付着量差または合金化度差が大きく、表面安定性に劣っている。
[規則91に基づく訂正 06.06.2013]　
Figure WO-DOC-TABLE-1
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Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
  
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
  
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
  

Claims (6)

  1. 　Ｃ：０．０４～０．２０質量％、Ｓｉ：０．７～２．３質量％、Ｍｎ：０．８～２．８質量％、Ｐ：０．１質量％以下、Ｓ：０．０１質量％以下、Ａｌ：０．１質量％以下、Ｎ：０．００８質量％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｆｅの中から選ばれる１種以上の元素を含有する内部酸化物が地鉄の粒界および粒内に存在し、このうち地鉄の粒界の内部酸化物は、地鉄表面から５μｍ以内に存在し且つ鋼板幅方向における内部酸化物の形成深さの差が２μｍ以内であることを特徴とする、高強度溶融亜鉛めっき鋼板または高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板用熱延鋼板。
  2. 　成分組成のＳｉとＭｎの質量比［Ｓｉ／Ｍｎ］が１未満であることを特徴とする、請求項１に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板または高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板用熱延鋼板。
  3. 　成分組成として、さらに、Ｃｒ：０．０５～１．０質量％、Ｖ：０．００５～０．５質量％、Ｍｏ：０．００５～０．５質量％、Ｎｉ：０．０５～１．０質量％、Ｃｕ：０．０５～１．０質量％の中から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする、請求項１または２に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板または高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板用熱延鋼板。
  4. 　成分組成として、さらに、Ｔｉ：０．０１～０．１質量％、Ｎｂ：０．０１～０．１質量％、Ｂ：０．０００３～０．００５０質量％の中から選ばれる１種以上含有することを特徴とする、請求項１～３のいずれかに記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板または高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板用熱延鋼板。
  5. 　成分組成として、さらに、Ｃａ：０．００１～０．００５質量％、ＲＥＭ：０．００１～０．００５質量％の中から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする、請求項１～４のいずれかに記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板または高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板用熱延鋼板。
  6. 　請求項１～５のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを、熱間圧延工程において、粗圧延後、仕上げ圧延前に衝突圧０．３ＭＰａ以上１．８ＭＰａ未満で高圧水噴射によるデスケーリングを行い、仕上げ温度８５０℃以上で圧延終了した後、４５０～６５０℃で巻き取ることを特徴とする、高強度溶融亜鉛めっき鋼板または高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板用熱延鋼板の製造方法。
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