本发明涉及一种可用于汽车车体构造用部件等的高强度热浸镀锌钢板，更详细而言，涉及一种具有1000mpa以上的拉伸强度的同时表面质量、镀覆粘附性及成型性优异的高强度热浸镀锌钢板及其制造方法。
背景技术：
近来，根据保护地球环境的二氧化碳的法规，持续地要求汽车用钢板的高强度化，以实现汽车的轻量化以及提高汽车的碰撞稳定性。为了满足这些要求，近年来开发了1000mpa以上的高强度钢板并适用于汽车上。作为提高钢板强度的方法，可以通过增加诸如碳等钢的强化成分的添加量来容易地制造高强度钢板，但是对于汽车车体用钢板而言，在车体成型过程中不应产生裂纹，因此需要同时确保钢板的延伸率。
为了同时确保汽车用钢板的强度和延伸率，在钢中主要添加的元素有mn、si、al、cr及ti等，若适当地调节这些元素的添加量并提高制造工艺条件，则能够制造具有高强度和高延展性的钢板。但是，为了获得具有1000mpa以上的强度的汽车用高强度钢板而所添加的si、mn、al等的成分容易被氧化，因此包含si、mn及al的高强度钢板与退火炉中的微量的氧或者水蒸气产生反应而在钢板表面形成si、mn及al的单独氧化物或者复合氧化物。这些氧化物阻碍锌的润湿性，产生锌不附着在镀覆钢板表面的一部分或者全部表面上的所谓未镀覆现象，大幅降低镀覆钢板的表面质量。并且，当退火后在钢板表面存在氧化物时，之后浸渍在镀液中时，不形成镀液中的al和钢板的fe产生反应而形成的fe-al合金相，镀层和基材铁的粘附力弱，从而产生钢板成型过程中镀层脱落的所谓镀层剥落现象。如上所述的si、mn及al的单独氧化物或者复合氧化物的形成是si、mn、al等氧化性成分的含量越多越严重，因此，1000mpa以上的高强度钢板出现更严重的未镀覆和镀层剥落现象。
为了解决上述的问题，提出了多种解决方案。其中，在专利文献1中提供如下的热浸镀锌钢板：通过在退火过程中将空气和燃料的空燃比控制在0.80～0.95，在氧化性氛围的直接火焰炉(directflamefurnace)中氧化钢板，在钢板内部的预定深度为止形成包含si、mn及al的单独氧化物或者复合氧化物的铁(fe)氧化物，然后在还原性氛围中进行还原退火以将铁(fe)氧化物进行还原，然后实施热浸镀锌。如上所述，当退火工艺中使用氧化后还原的方法时，从钢板表层到预定深度，si、mn、al等与氧亲和力高的成分被内部氧化而向表层的扩散被抑制住，表层中的si、mn及al的单独氧化物或者复合氧化物相对减少，镀液中与锌的润湿性得以改善，从而能够减少未镀覆。但是，这种方法由于氧化工艺中产生的铁氧化层下方存在的si、mn和/或存在由al构成的内部氧化层，而且这样的内部氧化层在之后的还原工艺中不被还原，因此镀覆结束后在基材(还原fe层)/镀覆界面正下方的基材铁上在与钢板表面平行的方向上以氧化物层的形式存在，在冲压加工时还原层与基材铁之间的存在所述氧化物层的部位的粘附力大幅降低。
特别是，在专利文献2中提供如下热浸镀锌钢板：为了抑制退火过程中si和mn扩散至表面，在退火前钢板上以10g/m2的附着量预先镀覆铁(fe)后实施还原退火，从而虽然基材铁中的si和mn扩散到铁(fe)预先镀层，但是由于在厚的预先镀层中形成氧化物而不能扩散到表面，因此在表面没有氧化物而镀层优异，而且预先镀层中的si和mn氧化物不连续地分散存在，从而提高镀覆粘附性。但是，如上所述，当形成厚的铁(fe)预先镀层后实施还原退火时，虽然在预先镀层下方的基材铁中存在的si、mn不能扩散到表面，但是为了在还原退火期间抑制si、mn等氧化性成分扩散到表面，应以10g/m2以上的预先镀覆附着量形成厚的预先镀层，因此用于形成厚的预先镀层的电镀装置变得庞大，伴随费用增加的问题。
作为另一方法，在专利文献3中提供如下的方法：保持退火炉内的高露点(dewpoint)，使得容易氧化的mn、si及al等成分在钢内部中内部氧化，从而减少退火后在钢表面外部氧化的氧化物，以提高镀覆性。虽然通过这种方法使氧化性成分内部氧化时能够减少外部氧化而改善镀覆性，但是对钢板进行冲压加工时向钢板施加应力时，在钢板的表层部存在的内部氧化物经受不住外部应力，容易产生破坏，因此容易产生钢板的裂纹。
现有技术文献
(专利文献1)韩国公开专利第2010-0030627号
(专利文献2)日本公开专利第2002-322551号
(专利文献3)韩国公开专利第2009-0006881号
技术实现要素：
(一)要解决的技术问题
根据本发明的一个方面，其目的在于提供一种具有1000mpa以上的高拉伸强度的同时表面质量、镀覆粘附性及成型性优异的高强度热浸镀锌钢板。
根据本发明的另一方面，其目的在于提供一种具有1000mpa以上的高拉伸强度的同时表面质量、镀覆粘附性及成型性优异的高强度热浸镀锌钢板的制造方法。
(二)技术方案
根据本发明的一个方面，提供一种表面质量、镀覆粘附性及成型性优异的高强度热浸镀锌钢板，其通过在冷轧钢板上形成镀锌层而构成，从所述镀锌层内部的从冷轧钢板的表面到0.1μm的深度为止的平均sb含量为从所述冷轧钢板的表面到0.5μm以上的深度的平均sb含量的1.5倍以上，其中所述冷轧钢板，以重量％计，包含c：0.1～0.3％、si：1～2.5％、mn：2.5～8％、sol.al：0.001～0.5％、p：0.04％以下、s：0.015％以下、n：0.02％以下(不包括0％)、cr：0.1～0.7％、mo：0.1％以下、ti：(48/14)*[n]～0.1％、ni：0.005～0.5％、sb：0.01～0.07％、nb：0.1％以下、b：0.005％以下、余量为fe及其他不可避免的杂质。
根据本发明的另一方面，提供一种表面质量、镀覆粘附性及成型性优异的高强度热浸镀锌钢板的制造方法，包括以下步骤：提供钢坯，所述钢坯以重量％计包含c：0.1～0.3％、si：1～2.5％、mn：2.5～8％、sol.al：0.001～0.5％、p：0.04％以下、s：0.015％以下、n：0.02％以下(不包括0％)、cr：0.1～0.7％、mo：0.1％以下、ti：(48/14)*[n]～0.1％、ni：0.005～0.5％、sb：0.01～0.07％、nb：0.1％以下、b：0.005％以下、余量为fe及其他不可避免的杂质；以1100～1300℃的温度对所述钢坯进行再加热；在ar3以上的温度下对再加热的所述钢坯进行热精轧；在700℃以下的温度下对热轧的所述钢板进行收卷；对收卷的所述钢板进行酸洗后进行冷轧；在露点温度为-60～-20℃，750～950℃的温度下对冷轧的所述冷轧钢板进行5～120秒的再结晶退火；以2～150℃/秒的平均速度将退火的所述冷轧钢板冷却至200～600℃；以镀液温度－20℃～镀液温度+100℃的温度，对冷却的所述钢板实施再加热或者冷却；以及将再加热或者冷却的所述钢板浸渍在保持450～500℃的温度的镀锌液中并实施镀覆。
(三)有益效果
根据本发明制造热浸镀锌钢板，从而能够提供一种能够使用于汽车车体构造部件等的具有1000mpa以上的拉伸强度的同时拉伸强度(mpa)×延伸率(％)为15000以上的表面质量、镀覆粘附性及成型性优异的高强度热浸镀锌钢板。
最佳实施方式
本发明涉及一种具有1000mpa以上的高拉伸强度和优异的成型性的同时表面质量和镀覆粘附性优异的高强度热浸镀锌钢板及其制造方法。
下面，对本发明的表面质量、镀覆粘附性及成型性优异的高强度热浸镀锌钢板进行详细的说明。
本发明的表面质量、镀覆粘附性及成型性优异的高强度热浸镀锌钢板通过在冷轧钢板上形成镀锌层而构成，从所述镀锌层内部的冷轧钢板的表面到0.1μm的深度为止的平均sb含量为从所述冷轧钢板的表面到0.5μm以上的深度的平均sb含量的1.5倍以上，其中所述冷轧钢板，以重量％计，包含c：0.1～0.3％、si：1～2.5％、mn：2.5～8％、sol.al：0.001～0.5％、p：0.04％以下、s：0.015％以下、n：0.02％以下(不包括0％)、cr：0.1～0.7％、mo：0.1％以下、ti：(48/14)*[n]～0.1％、ni：0.005～0.5％、sb：0.01～0.07％、nb：0.1％以下、b：0.005％以下、余量为fe及其他不可避免的杂质。
下面，具体说明所述钢材的成分组成的限定理由(除非另有特别说明，下面的成分组成均表示重量％)。
碳(c)：0.1～0.3％
c是确保马氏体强度所需的元素，应添加0.1％以上，但是当含量超过0.3％时，延展性、弯曲加工性及焊接性减少而导致成型和辊加工性变差，因此c的含量优选为0.1～0.3％。
硅(si)：1～2.5％
si提高钢的屈服强度的同时在室温下稳定铁素体和残余奥氏体，因此优选包含1％以上。并且，si抑制冷却时从奥氏体析出碳化铁，显著地阻止碳化物的生长，从而有助于稳定相变诱导塑性(transformationinducedplasticity；trip)钢的充分量的残余奥氏体。因此，对于确保如本发明所示的拉伸强度为1000mpa以上的同时拉伸强度(mpa)×延伸率(％)＝15000以上是必不可少的。但是，当添加量过多时，增加热轧负荷而不仅诱发热轧裂纹，而且即使其他成分和制造方法满足本发明的范围，由于退火后表面的si浓缩量增加而导致镀覆性变差，因此优选将其含量限制在2.5％以下。
锰(mn)：2.5～8％
mn的含量优选为2.5～8％。众所周知，mn是抑制钢中的铁素体的形成以及稳定奥氏体的淬透性提高元素。确保1000mpa以上的钢板的拉伸强度所需的mn含量为2.5％以上。随着mn含量的增加，越容易确保强度，但是由于在退火过程中因mn的表面氧化量的增加而即使根据本发明的制作方法也难以确保镀覆性，因此优选将其含量限制在8％以下。
铝(sol.al)：0.001～0.5％
al是在炼钢工艺中为了脱氧而添加的元素，是碳氮化物形成元素。al作为扩大铁素体区的合金元素，具有降低ac1相变点来减少退火费用的优点，因此需要添加0.001％以上。当al含量超过1％时，焊接性变差的同时在退火过程中因al的表面氧化量增加而即使根据本发明的制造方法也难以确保镀覆性，因此sol.al的含量优选为0.001～0.5％。
磷(p)：0.04％以下
p是杂质元素，当其含量超过0.04％时，焊接性降低，产生钢的脆性的可能性增大，诱发凹痕缺陷的可能性增大，因此优选将其上限限制在0.04％。
硫(s)：0.015％以下
与p相同地，s也是杂质元素，是阻碍钢板的延展性和焊接性的元素。当其含量超过0.015％时，阻碍钢板的延展性和焊接性的可能性高，因此优选将其上限限制在0.015％。
氮(n)：0.02％以下(不包括0％)
当n的含量超过0.02％时，因aln的形成而在连铸时发生裂纹的可能性大大增加，因此优选将其上限限制在0.02％。
铬(cr)：0.1～0.7％
cr是淬透性提高元素，具有抑制形成铁素体的优点，为了确保5～25％的残余奥氏体，优选添加0.1％以上，当其含量超过0.7％时，因合金投入量过多而导致合金铁成本上升，因此cr的含量优选为0.1～0.7％。
钼(mo)：0.1％以下
mo是选择性地被添加，其含量优选为0.1％以下，更优选为0.001～0.1％。与cr相同地，mo也是对提高强度起的作用大，但是其为较昂贵的成分，因此从经济方面考虑不应超过0.1％。
钛(ti)：(48/14)*[n]～0.1％
ti是氮化物形成元素，具有减少钢中的n浓度的效果，为此，以化学当量计，需要添加(48/14)*[n]以上。当不添加ti时，可能产生因aln形成导致的热轧性裂纹。当其含量超过0.1％时，除了去除固溶n之外，因碳化物析出导致马氏体的碳浓度和强度降低，因此ti的含量优选为(48/14)*[n]～0.1％。
镍(ni)：0.005～0.5％
ni在退火过程中几乎不浓缩于表面，不会降低镀覆性，因此为了提高强度添加0.005％以上，但是其含量超过0.5％时，导致热轧钢板的酸洗不均匀，因此ni含量优选为0.005～0.5％。
锑(sb)：0.01～0.07％
本发明中sb是为了确保表面质量和粘附性而必须添加的重要元素。如上所述，为了制造具有高强和延伸率的钢板，添加大量的si、al及mn，当对这样的钢板进行还原再结晶退火时，钢中的si、al及mn扩散到钢表面，在表面形成大量的复合氧化物。在这种情况下，大部分退火表面被氧化物覆盖，从而将钢板浸渍在镀锌液中时，大幅降低锌的润湿性，不仅产生锌不附着的所谓未镀覆，而且即使镀覆，由于在镀锌层界面没有形成fe-al合金相，镀锌层和基材铁之间的粘附力降低而产生镀层剥落。
但是，如果钢中添加0.01～0.07％的sb，并在本发明中将退火炉内部的露点保持在-60～-20℃并进行还原退火，则sb浓缩于钢板的表层部或者基材铁深度方向的0.2μm以内，相对抑制si、mn及al等的表面扩散，从而减少由si、mn及al构成的表面氧化物的浓缩量。在这种情况下，不存在氧化物的部位的与锌的润湿性优异，因此整体上提高镀覆性。并且，在退火后不存在氧化物的部位，钢中的fe和镀液中的al产生反应，在镀层/基材界面形成fe-al合金相，因此粘附力优异。但是，当露点低于-60℃时，属于mn被部分还原的露点，因此表面扩散速度减小，而si或al的表面扩散速度增加，形成表面氧化物的组成为以al和si为主的氧化物。以al或si为主的表面氧化物与mn为主的表面氧化物相比，锌的润湿性大幅降低，因此即使添加sb，镀覆性改善效果也会降低。
所述sb优选添加0.01～0.07％。当添加量小于0.01％时，si、mn、al等的表面浓缩抑制效果微弱，当添加量超过0.07％时，可能因钢板的脆性增加而延伸率降低，因此优选添加0.01～0.07％。
铌(nb)：0.1％以下
nb是选择性地被添加。nb在奥氏体晶界以碳化物的形式偏析，在进行退火热处理时，抑制奥氏体晶粒的粗大化，增加强度，当其含量超过0.1％时，因合金投入量过多导致合金铁的成本上升，因此nb的含量优选为0.1％以下。
硼(b)：0.005％以下
为了确保强度可以选择性地添加b。当b的含量超过0.005％时，浓缩于退火表面而降低镀覆性，因此b的含量优选为0.005％以下。
本发明中剩余成分为铁(fe)。但是，在通常的制造过程中，从原料或者周围环境不可避免地混入无意的杂质，因此不能排除这些杂质。这些杂质是通常的制造过程的技术人员通常已知的，例如，可以分别包含小于0.1％的因投入预定量的废铁而产生的杂质即cu、mg、zn、co、ca、na、v、ga、ge、as、se、in、ag、w、pb、cd等，但是这些杂质不会降低本发明的效果。
本发明的高强度热浸镀锌钢板通过热浸镀锌在冷轧钢板上层叠镀锌层而构成，优选地，浓缩于从所述镀锌层内部的所述冷轧钢板的表面到0.1μm的深度的平均sb含量为从所述冷轧钢板的表面到0.5μm以上的深度的平均sb含量的1.5倍以上。sb浓缩于所述冷轧钢板的表层部具有抑制si、mn及al的表面扩散的效果，sb的浓缩程度越大，抑制si、mn及al的表面扩散的效果越大，为了确保镀覆表面质量和镀覆粘附性，优选地，浓缩于从所述冷轧钢板的表面到沿厚度方向的0.1μm为止的平均sb含量至少为从所述冷轧钢板的界面到沿厚度方向的0.5μm以上的深度为止的平均sb含量的1.5倍以上。
本发明的高强度镀锌钢板的微细组织可以包括铁素体、贝氏体、马氏体及奥氏体，尤其，以面积分数计，具有5～25％的残余奥氏体，从而能够获得900mpa以上的拉伸强度和拉伸强度(mpa)×延伸率(％)≥16000的值。
下面，对本发明的表面质量、镀覆粘附性及成型性优异的高强度热浸镀锌钢板的制造方法进行详细说明。
本发明的表面质量、镀覆粘附性及成型性优异的高强度热浸镀锌钢板的制造方法，包括以下步骤：提供钢坯，所述钢坯以重量％计包含c：0.1～0.3％、si：1～2.5％、mn：2.5～8％、sol.al：0.001～0.5％、p：0.04％以下、s：0.015％以下、n：0.02％以下(不包括0％)、cr：0.1～0.7％、mo：0.1％以下、ti：(48/14)*[n]～0.1％、ni：0.005～0.5％、sb：0.01～0.07％、nb：0.1％以下、b：0.005％以下、余量为fe及其他不可避免的杂质；以1100～1300℃的温度对所述钢坯进行再加热；在ar3以上的温度下对再加热的所述钢坯进行热精轧；在700℃以下的温度下对热轧的所述钢板进行收卷；对收卷的所述钢板进行酸洗后进行冷轧；在露点温度为-60～-20℃，750～950℃的温度下对冷轧的所述冷轧钢板进行5～120秒的再结晶退火；以2～150℃/秒的平均速度将退火的所述冷轧钢板冷却至200～600℃；以镀液温度－20℃～镀液温度+100℃的温度，对冷却的所述钢板实施再加热或者冷却；以及将再加热或者冷却的所述钢板浸渍在保持450～500℃的温度的镀锌液中并实施镀覆。
在本发明中，以1100～1300℃的温度范围对满足所述组成的板坯进行再加热。当所述再加热温度低于1100℃时，发生热轧负荷急剧上升的问题，当所述再加热温度超过1300℃时，再加热成本上升以及表面氧化皮量增加，因此以1100～1300℃的温度进行再加热。
将再加热的所述板坯的热精轧温度限定在ar3(冷却奥氏体时开始出现铁素体的温度)以上，这是因为热精轧温度低于ar3会实现铁素体+奥氏体的两相区或者铁素体区的轧制，形成混晶组织，而且可能出现因热轧负荷的变动导致的变形，因此以ar3以上的温度实施热精轧。
再进行所述热轧后，在700℃以下的温度下进行收卷。当收卷温度超过700℃时，生成过多的钢板表面的氧化膜而可能诱发缺陷，因此在700℃以下的温度下进行收卷。
对收卷的所述钢板进行酸洗和冷轧后，在露点温度为-60～-20℃，750～950℃的温度下对冷轧钢板进行5～120秒的再结晶退火。当退火炉内氛围气体的露点低于-60℃时，钢中的si和al向表面的扩散速递变得比mn的扩散速度快，从而退火后钢板表面上形成的以si、mn、al为主要成分的复合氧化物中si和al含量相比mn大幅增加，而且表面的复合氧化物中si或者al含量相比mn越大时镀覆性越差，因此即使在具有本发明的成分组成的钢板中也无法充分地确保锌的润湿性，当露点超过-20℃时，si、mn、al成分中一部分在钢板表层部基材铁内部的晶界和晶粒内被氧化而以内部氧化物的形式存在，从而当对所述钢板进行冲压加工时，产生存在内部氧化物的表层部晶界的破坏，容易发生镀层剥落，因此退火炉内氛围气体的露点优选为-60～-20℃。当退火温度为750℃以上时，充分地产生再结晶，当退火温度超过950℃时，退火炉的寿命缩短，因此退火温度优选为750℃～950℃。为了获得均匀的再结晶组织，退火时间至少需要5秒，从经济性方面考虑，优选实施120秒以内的退火。
在此，所述再结晶退火优选在h2-n2气体氛围的退火炉中实施。所述退火炉内氛围气体中氢含量以体积％计优选为3～70％。当氢含量低于3％时，钢板表面上存在的铁氧化物的还原不充分，当超过70％时，虽然钢板表面的铁氧化物的还原效果优异，但是考虑到经济性，优选限制在30％。
优选地，在所述再结晶退火之前，可以进一步实施在退火的所述冷轧钢板的表面用选自fe、ni、co及sn中的至少一种成分以0.01～2g/m2的镀覆量进行镀覆的步骤，然后实施再结晶退火。如果实施上述的预先镀覆，则对于将退火炉内露点控制在目标范围非常有效。
在所述再结晶退火后，实施冷却，根据期望的强度和延伸率并根据期望的微细组织，可以以2～150℃/秒的平均冷却速度冷却至200～600℃。优选地，所述冷却可以分为第1次冷却和第二次冷却来实施，所述第二次冷却速度大于第一次冷却速度，更优选地，在所述第一次冷却中冷却至400～740℃，在所述第二次冷却中冷却至200～600℃。如上所述，由于将冷却分为第一次冷却和第二次冷却，并使第一次冷却速度低于第二次冷却速度，从而在高温下快速冷却钢板时，能够防止钢板上产生微小的扭曲的现象。
为了防止通过再结晶退火在铁素体和奥氏体的两相区奥氏体相变为铁素体，平均冷却速度应至少在2℃/秒以上。但是，当冷却速度超过150℃/秒时，因快速冷却而钢板宽度方向的温度偏差变大，导致钢板的形状不好。
冷却的所述钢板以镀液温度－20℃～镀液温度+100℃的温度，对冷却的所述钢板实施再加热或者冷却。当所述冷却的钢板的引入温度低于镀液温度－20℃时，锌的润湿性降低，当钢板引入温度超过镀液温度－20℃时，使镀液温度局部上升，存在难以控制镀液温度的缺陷。
将再加热或者冷却的所述钢板浸渍在保持450～500℃的温度的镀锌液中并实施镀覆。当镀液的温度低于450℃时，锌的粘度增加，镀液中的辊的驱动性降低，当镀液的温度超过500℃时，锌的蒸发增加，因此不优选。
在此，优选地，所述镀锌液中，以重量％计，包括0.2～1％的al，包括0.5％以下的选自fe、ni、cr、mn、mg、si、p、s、co、sn、bi、sb及cu中的至少一种成分，包括余量zn及其他不可避免的杂质。通过浸渍在镀锌液中以镀覆多种钢种的钢板，钢板的一部分成分可能溶解于镀液中，当所述多种成分溶解于镀液中而具有0.5％以下的含量时，对热浸镀锌不产生影响。并且，当所述al的含量小于0.2％时，在基材铁与镀层界面上形成的fe-al合金相的形成被抑制住，当al的含量超过1％时，镀层内的al的含量增加而降低焊接性，因此，镀液中的al的含量优选为0.2～1重量％。
如上所述，通过本发明的制造方法制造的冷轧钢板的微细组织可以包括铁素体、贝氏体、马氏体及奥氏体，尤其，以面积分数计，具有5～25％的残余奥氏体，从而能够获得1000mpa以上的拉伸强度和拉伸强度(mpa)×延伸率(％)≥15000的值。
具体实施方式
下面，参照实施例对本发明进行更详细的说明。但是，需要注意的是，下面的实施例仅仅是为了更详细地说明本发明而例示的，其并不旨在限定本发明的权利范围。这是因为本发明的权利范围是通过权利要求书中记载的事项和由此合理推测的事项来确定。
将具有下表1的组成的钢进行溶解后，制造板坯。将所述板坯在1200℃的温度下保持1小时后，在900℃的温度下进行精轧后冷却至650℃，然后在保持650℃的保温炉中保持1小时，然后实施炉冷。
对结束冷却的热轧钢板，通过肉眼观察是否产生热轧裂纹，并利用60℃、17vol％hci溶液实施30秒的酸洗以溶解钢板表面的氧化铁。对于一部分试片，实施30秒的酸洗还不充分时，进一步实施20秒的酸洗，当经过总50秒的酸洗也还存在未酸洗的表面氧化铁时，标记为酸洗不良。
对结束酸洗的钢板以55％的压下率实施冷轧，通过预处理去除粘在冷轧钢板表面的异物，然后以下表2的加热和冷却条件实施退火，然后以表2的镀覆条件实施镀覆，并利用气刀调节为按一面基准60g/m2的镀覆附着量，并进行冷却以制造镀覆钢板。
对如上所述结束镀覆的镀覆钢板的表面，通过肉眼确认是否存在未镀覆部位以及未镀覆程度来评价表面质量，并将其结果表示在表3。并且，为了评价镀覆粘附性，在钢板表面涂覆汽车构造用粘附剂后进行干燥，然后弯曲90°后确认镀覆钢板是否粘在粘附剂上来评价粘附性，并将其结果表示在表3。表3中对于表面质量的评价是用“○：不存在未镀覆部位；△：存在直径为2mm以下的尺寸的未镀覆；×：存在直径超过2mm的未镀覆”来表示。
并且，对镀覆钢板用jis5号实施拉伸试验，测定钢板的拉伸强度和延伸率，并换算成拉伸强度和拉伸强度(mpa)×延伸率(％)形式后表示在表3。
并且，为了观察钢板表层部的sb浓缩，用聚焦离子束(focusedionbeam；fib)加工剖面并通过三维原子探针层析技术(3-dapt(atomprobetopography))的组成剖面分布来测定从基材铁表层部到沿基材铁深度方向的0.1μm以内的sb含量，并测定从基材铁表层部到沿基材铁深度方向的0.5μm以后的sb含量，由此测定表层部0.5μm以后的sb含量与0.1μm以内的sb含量的比例，并将其作为浓缩度。
[表1]
[表2]
[表3]
如所述表1至表3所示，本发明的发明例的试片3、6、8、10-13及15是使用具有本发明中限定的成分范围的钢种，并通过本发明的制造方法制造热浸镀锌钢板，没有产生热轧裂纹而且酸洗性也优异。并且，制造的钢板的拉伸强度为1000mpa以上，ts×el值也高，15000以上，因此具有优异的材质特性。并且，从基材铁表层部到沿基材铁深度方向的0.1μm以内的sb的浓缩度高，1.5以上，抑制si、mn的表面浓缩，从而不产生未镀覆，而且镀层/基材界面的fe-al合金相细密地形成，因此镀覆粘附性优异。
比较例1是制造方法满足本发明的范围，但是钢中没有添加sb的情况，在退火过程中不能抑制si、mn、al等氧化性成分的表面扩散，因此由于厚的表面氧化物而导致锌的润湿性差，表面质量不良，由于表面氧化物而导致镀层/基材界面的fe-al合金相没有细密地形成，因此镀层与基材铁之间的粘附性不良。
比较例2是钢成分中mn和cr含量低于本发明中限定的范围，拉伸强度低于本发明中限定的范围，钢中没有添加sb的情况，由于厚的表面氧化物而导致锌的润湿性差，表面质量不良，由于表面氧化物而导致镀层/基材界面的fe-al合金相没有细密地形成，因此镀层与基材铁之间的产生了镀层剥落。
比较例4和17是钢成分满足本发明中限定的范围，但是退火炉内露点高于本发明中限定的范围的情况，因通过添加sb抑制si、mn、al成分向镀层表面扩散的效果，镀覆表面质量和镀层/基材铁之间的粘附性优异，但是si、mn、al成分在钢板表层部基材铁内部的晶界和晶粒内被氧化而以内部氧化物的形式存在，在镀覆粘附性评价过程的90°的弯曲加工时产生存在内部氧化物的表层部晶界破坏，在该部分产生剥离，最终导致镀覆粘附性不良。
比较例5是钢成分中si添加量超过本发明，但是没有添加sb的情况，因添加过多的si而导致热轧钢板边缘产生裂纹，由于没有添加sb，厚的表面氧化物导致镀层/基材界面的fe-al合金相没有细密地形成，产生镀层剥落。
比较例7是钢成分满足本发明的范围，但是退火温度低于本发明中限定的范围的情况，由于没有进行充分的再结晶，虽然强度高但延伸率低，因此ts×el低于本发明中限定的范围。但是，sb的添加量和其他条件满足本发明，从基材铁表层部到沿基材铁深度方向的0.1μm以内的sb浓缩度满足本发明中限定的范围，因此抑制表面氧化物的形成而表面质量和镀覆粘附性优异。
比较例9是钢成分满足本发明的范围而材质特性优异，但是退火炉内露点低于本发明中限定的范围的情况，由于在退火过程中钢板表面上形成的以si、mn、al为主要成分的复合氧化物中si和al含量相比mn大幅增加，因此即使具有本发明的成分组成的钢板的情况下，也不能充分地确保锌的润湿性，在钢板表面存在直径为2mm以下的尺寸的未镀覆，而且镀层/基材界面的fe-al合金相没有细密地形成，产生镀层剥落。
比较例14是钢中si和mn含量低于本发明中限定的范围，且没有添加sb的情况，拉伸强度低，847mpa以上，并且ts×el值低于本发明中限定的范围。但是，由于si和mn含量低，因此即使没有添加sb而且退火炉内的露点温度超出本发明的范围，由于si、mn、al等的表面氧化物形成得较少，存在2mm以下的未镀覆，但是由于镀层/基材界面的fe-al合金相较细密地形成，因此镀覆粘附性优异。
比较例15是钢中没有添加ti和sb的情况，因aln形成而导致热轧裂纹的产生，并且因没有添加sb而表面质量和镀覆粘附性不良。
比较例18是钢成分满足本发明中限定的范围，其他制造条件在本发明的范围以内，因此材质特性优异，但是钢板的镀液引入温度低于本发明中限定的范围的情况，钢板和锌的润湿性降低，镀覆表面质量不良，并且由于镀层/基材界面的fe-al合金相没有细密地形成而镀覆粘附性差。
比较例19是钢成分满足本发明中限定的范围，但是退火后冷却速度慢于本发明中限定的范围，冷却中一部分奥氏体相相变为珠光体而延展性减少，ts×el值低于本发明中限定的范围。
比较例20是钢成分满足本发明中限定的范围，其他制造条件为本发明的范围以内，因此材质特性优异，但是镀液中al含量低于本发明中限定的范围的情况，镀覆后镀层/基材界面的fe-al合金相的形成不充分而镀覆粘附性差。
比较例21是钢中ni含量超过本发明的范围的情况，因高ni而热轧钢板的酸洗性降低，酸洗后在热轧钢板表面存在一部分未酸洗的氧化物，在之后的冷轧和镀覆后一部分未酸洗的氧化物残留在钢板上，存在一部分直径为2mm以下的尺寸的未镀覆，因此表面质量不良。但是，sb的添加量、其他钢成分及制造方法满足本发明中限定的范围，因此材质特性满足本发明，并且从基材铁表层部到沿基材铁深度方向的0.1μm以内的sb浓缩度满足本发明的范围，通过表面氧化物的抑制效果，镀层/基材界面的fe-al合金相细密地形成，因此镀覆粘附性优异。
比较例22是钢成分中sb含量低于本发明中限定的范围的情况，从基材铁表层部到沿基材铁深度方向的0.1μm以内的sb浓缩度低于本发明中限定的范围，表面氧化物减少效果低，因此锌的润湿性提高效果微弱，并且镀层/基材界面的fe-al合金相的形成不充分而镀覆粘附性不良。
比较例23是钢成分中mn含量超过本发明中限定的范围的情况，即使其他成分和制造条件满足本发明，由于退火后在表面上形成的氧化物厚而镀覆后镀覆粘附性不良，并且表面润湿性也稍微降低而存在直径为2mm以下的尺寸的未镀覆。