JP4757622B2

JP4757622B2 - 外観品位に優れる合金化溶融亜鉛めっき鋼の製造方法

Info

Publication number: JP4757622B2
Application number: JP2005367235A
Authority: JP
Inventors: 晋太郎山中; 賢一郎松村; 眞一鈴木; 満名田; 忠角田
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2005-12-20
Filing date: 2005-12-20
Publication date: 2011-08-24
Anticipated expiration: 2025-12-20
Also published as: JP2007169696A

Description

本発明は，外観品位に優れる合金化溶融亜鉛めっき鋼およびその製造方法に関するものである。より詳しくは，主として，高強度鋼板を基材とした合金化溶融亜鉛めっき鋼において，そのめっき後の外観が従来の合金化溶融亜鉛めっき鋼板よりも均一美麗で，また，塗装後の外観にも優れ，自動車用等に用いることができる，外観品位に優れる合金化溶融亜鉛めっき鋼の製造方法に関するものである。

合金化溶融亜鉛めっき鋼は，溶接性や塗装性，塗装後耐食性などに優れることから，自動車，家電製品，建材等に多用されている。この合金化溶融亜鉛めっき鋼は，鋼を溶融亜鉛めっきした後，加熱処理し，鋼中のＦｅとめっき中のＺｎを拡散させ，合金化反応を生じさせることで鋼材表面に鉄−亜鉛合金層を形成させたものである。この合金化反応は，鋼の結晶粒界から優先的に生じると言われるが，粒界に偏析しやすい元素が多く含まれる場合，局所的にＦｅ，Ｚｎの拡散が阻害されるため合金化反応が不均一となり，外観にむらが発生する。このむらは，機械的性質や溶接性などに影響を与えるものではないが，外観不良として拒絶する消費者が多い。特に，近年，鋼の高強度化が進みPを多く含む鋼においてはむらが発生し易く，問題となっている。この原因は，Ｐが鋼加熱時に鋼材表面，粒界に不均一に濃化して，めっき合金化時におけるＦｅとＺｎの拡散を阻害し，局所的なＦｅとＺｎの合金化反応の速度差をもたらすことで，めっき厚み差が生じさせるからと考えられる。

このため，外観品位に優れる合金化溶融亜鉛めっき鋼が種々検討されている。例えば，(特許文献１）では，焼鈍した鋼板をめっきする前にＦｅ，Ｎｉ，Ｃｏ，Ｃｕなどの金属被覆層を形成する方法が開示されている。また，（特許文献２）では，めっき浴中のＡｌ濃度を鋼中のＰとＴｉの濃度によって規定する方法が開示されている。さらに，（特許文献３）では，冷延焼鈍後の鋼板表面のX線回折からの｛２００}面と｛２２２｝面からの回折X線強度比，I（２００）／I（２２２）を０．１７未満とする鋼が開示されている。
さらにまた，（特許文献４）では，鋼中にＣｕを含ませる方法が開示されている。

特開平６−８８１８７号公報特開平５−１３２７８４号公報特開平１０−１８０１１号公報特開平６−１７２１６号公報

しかし，特許文献１の方法では設備の増加を伴うためにコスト増，工程増となり，実用化は容易ではない。また，特許文献２の方法は,鋼中のＰやＴｉの濃度は鋼種によって異なるため，鋼種に応じて浴中のＡｌ濃度を制御することは困難であり，実現性は低い。さらに特許文献３の鋼は，結晶方位を制御するのは容易でなく，また，対象としている鋼材のＰ含有率が０．０２５％以下であるため，近年のＰを多く含む高強度鋼板には適用できない。さらにまた，特許文献４の方法は，材質への影響が懸念され，汎用的な方法ではない。

以上のように，外観品位に優れる合金化溶融亜鉛めっき鋼として種々提案されているが，設備導入，工程増などの問題があるため実現が困難で，またＰを多量に含むような高強度鋼に適用できるものでもない。そこで，本発明は，このような設備増や工程増といった問題を解決し，Ｐを多量に含む鋼であっても，外観品位に優れる合金化溶融亜鉛めっき鋼の製造方法を提供することを目的としている。

上記課題を解決するために，本発明者らは，Ｐを０．０２％〜０．２％含む鋼を基材とした合金化溶融亜鉛めっき鋼で，外観にむらが発生した鋼，外観にむらが発生しなかった鋼について，その鉄−亜鉛合金被覆中の濃化元素をＧＤＳで詳細に調べた。その結果，外観にむらが発生した鋼はめっき中のＰの濃化が大きいことが分かった。一方，外観にむらが発生しなかった鋼はめっき中のＰの濃化が小さく，さらに，ＧＤＳによる鉄−亜鉛合金被覆中のＰの積分強度と，鉄−亜鉛合金被覆中のＦｅとＺｎの積分強度の和の比，Ｉ（Ｐ）／Ｉ（Ｆｅ＋Ｚｎ）が０．０２５以下であることを見出し，発明に至った。

すなわち，本発明は次の通りである。
質量％で，
Ｃ；０．０１％以下，
Ｓｉ；０．２％以下，
Ｍｎ；２％以下，
Ｐ；０．０２〜０．２％，
Ｓ；０．０３％以下，
Ａｌ；０．００５〜０．１％，
Ｔｉ；０．００１〜０．０５％，
Ｎｂ；０．００１〜０．０５％，
を含有し，残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる低炭素鋼スラブを熱間圧延した後，酸洗し，さらに冷間圧延，焼鈍，溶融亜鉛めっき，加熱合金化処理を施して，合金化溶融亜鉛めっき鋼とする合金化溶融亜鉛めっき鋼の製造方法において，熱間圧延後のコイルの捲取温度を７５０℃以上とし，さらにその後，巻き取ったコイルの最外層部の表面温度が５００℃以下となるまで空冷することを特徴とする外観品位に優れる合金化溶融亜鉛めっき鋼の製造方法。

本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼の製造方法を経た合金化溶融亜鉛めっき鋼は，外観品位に優れ，また，摺動性，密着性にも優れる。このため，自動車や家電製品，建材等に用いることができ，産業上の価値は極めて大きい。

以下，本発明を詳細に説明する。
まず，本発明の要点である，鉄−亜鉛合金被覆中のＰ含有率について説明する。Ｐは鋼の強度増加を目的に鋼中に添加される。また，Ｐは合金化加熱時にめっき中に拡散，濃化するが，このめっき中のＰ自体も外観に影響を与える元素である。発明者らが，合金化加熱後のめっき中のＰ量とめっき外観との関係を詳細に調査した結果，ＧＤＳによる鉄−亜鉛合金被覆中のＰの積分強度Ｉ（Ｐ）が，（Ｆｅ＋Ｚｎ）の積分強度Ｉ（Ｆｅ＋Ｚｎ）の０．０２５以下である場合，外観が良好で，一方，ＧＤＳによる鉄−亜鉛合金被覆中のＰの積分強度Ｉ（Ｐ）が，（Ｆｅ＋Ｚｎ）の積分強度Ｉ（Ｆｅ＋Ｚｎ）の０．０２５より大きい場合，外観が不良となることを見出した。この理由は定かではないが，ＧＤＳによる鉄−亜鉛合金被覆中のＰの積分強度Ｉ（Ｐ）が，（Ｆｅ＋Ｚｎ）の積分強度Ｉ（Ｆｅ＋Ｚｎ）の０．０２５以下である場合，めっき中のＰがＺｎ，Ｆｅの合金化反応速度を均一化させる効果があると考えられる。好ましくは，ＧＤＳによる鉄−亜鉛合金被覆中のＰの積分強度Ｉ（Ｐ）が，（Ｆｅ＋Ｚｎ）の積分強度Ｉ（Ｆｅ＋Ｚｎ）の０．０２０以下，より好ましくは，０．０１５以下である。なお，ここで言う，ＧＤＳによる鉄−亜鉛合金被覆中のＰの積分強度Ｉ（Ｐ）とは，株式会社リガク製ＧＤＳ（高周波グロー放電発光分析装置），ＧＤＡ７５０を用い，分析径２．５ｍｍで鉄−亜鉛合金被覆深さ方向の元素分布を測定した際の，鉄−亜鉛合金被覆中のＰの強度を積分した値である。また，ここで言う鉄−亜鉛合金被覆とは，ＧＤＳによる測定でＦｅの強度が増加しなくなった深さまでと定義する。ＧＤＳによる鉄−亜鉛合金被覆中のＰの積分強度Ｉ（Ｐ）を，（Ｆｅ＋Ｚｎ）の積分強度Ｉ（Ｆｅ＋Ｚｎ）の０．０２５以下とするには，めっき前の表面のＰ濃度を低減させておくことが望ましい。このためには，熱延時の捲取温度を高くする，また巻き取ったコイルを空冷する，めっき前の鋼を酸洗する，あるいは鋼材表面を研削する等の処理が有効である。

次に，本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼の鋼成分の限定理由について説明する。なお，各鋼成分において％は何れも質量％である。
Ｃ；０．０１％以下
Ｃは鋼の強化に必要な元素である。しかし，Ｃ量が０．０１％を超えると脆化しやすくなるため，Ｃ量は０．０１％以下とする。
Ｓｉ；０．２％以下
Ｓｉは鋼の強化，脱酸の効果を有する元素である。しかし，過剰に添加すると脆化しやすくなる。また，溶融亜鉛めっき時にめっきの濡れ性を阻害し，まためっき密着性も劣化させる。このため，Ｓｉは０．２％以下とする。
Ｍｎ；２％以下
Ｍｎも鋼の強化，脱酸の効果を有する元素である。しかし，過剰に添加すると脆化しやすくなる。また，溶融亜鉛めっき時にめっきの濡れ性を阻害し，まためっき密着性も劣化させる。このため，Ｍｎは２％以下とする。
Ｐ；０．０２〜０．２％
Ｐは鋼の強化に必要な元素である。しかし，過剰に添加すると脆化しやすくなる。また，溶融亜鉛めっき後の合金化処理性を劣化させる。このため，Ｐは，０．０２〜０．２％とする。尚，鋼板の強度と脆化のバランスを考慮すると，Ｐは，０．０３〜０．０５％とすることが好ましい。
Ｓ；０．０３％以下
Ｓは不純物であり，加工性や熱間脆性を劣化させるため少ないほうが望ましい。このためＳは０．０３％以下とする。
Ａｌ；０．００５〜０．１％
Ａｌは鋼中のＮとの親和力が強く，固溶しているＮを析出物として固定し加工性を向上させる効果がある。また，脱酸の効果がある。しかし，多すぎると逆に加工性を劣化させる。このためＡｌは０．００５〜０．１％とする。
Ｔｉ；０．００１〜０．０５％
ＴｉはＣ，Ｎを固定し，鋼の加工性を向上させる効果がある。しかし，多すぎると逆に加工性を劣化させる。このため，Ｔｉは０．００１〜０．０５％とする。
Ｎｂ；０．００１〜０．０５％
ＮｂはＣを固定し，鋼の加工性を向上させる効果がある。しかし，多すぎると逆に加工性を劣化させる。このため，Ｎｂは０．００１〜０．０５％とする。

次に鉄−亜鉛合金被覆について説明する。鉄−亜鉛合金被覆の付着量の偏差は±７ｇ／ｍ^２以内であることが望ましい。標準偏差が±７ｇ／ｍ^２の範囲を超える場合，外観上の濃淡が助長されて，外観不良となりやすい。鉄−亜鉛合金被覆の付着量は特に規定するものではないが，耐食性および加工性の観点から，２０〜１５０ｇ／ｍ^２であることが望ましい。

また，鉄−亜鉛合金被覆のΓ（ガンマ）層の平均厚みは１μｍ以下であることが望ましい。１μｍを超える場合，めっき密着性に劣るため，プレスした際にめっきが剥離しやすくなる。

鉄−亜鉛合金被覆中のＦｅ含有率は，質量％で，７〜１１％であることが望ましい。７％未満であれば，めっき外観が不均一となりやすい。一方，１１％を超える場合，外観は良好であるが，めっきが過合金となり密着性に劣る。

本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼は，低炭素鋼スラブを熱間圧延した後，酸洗し，さらに冷間圧延，焼鈍，溶融亜鉛めっき，加熱合金化処理を施して，製造する。スラブ加熱温度や熱間圧延条件は，特に規定するものでなく，一般的な鋼を製造する条件であればなんら問題ないが，仕上げ圧延後の捲取温度は７５０℃以上とする必要がある。高温で巻き取るほど鋼中のＰが酸化され，その後の酸洗工程でそのＰの酸化層が除去される。この表面のＰ濃化が小さい鋼を溶融亜鉛めっき，加熱合金化処理することで，本発明の外観品位に優れる合金化溶融亜鉛めっき鋼を製造できる。捲取温度が７５０℃よりも小さい場合は，Ｐの酸化が不十分であるため，めっき前の鋼板表面のＰ濃度も大きく，これを溶融亜鉛めっき，加熱合金化処理すると外観品位に劣る合金化溶融亜鉛めっきとなる。このため，熱間圧延後の鋼の捲取温度は７５０℃以上とする必要がある。一方，巻取温度が高すぎるとスケールが厚く成長し，その後の酸洗工程に負荷がかかるため，巻取温度の上限は８１０℃とすることが望ましい。好ましい巻取温度範囲は，７６０℃以上８００℃以下，より好ましくは７７０℃以上７９０度以下である。

巻き取ってコイル状としたコイルは，そのコイルの最外層部の鋼板表面温度が５００℃以下となるまで空冷する必要がある。５００℃以下となるまで空冷することで鋼板中のＰが十分に酸化され，その後の酸洗工程でＰの濃化層が除去されるため，外観品位に優れる合金化溶融亜鉛めっき鋼を製造できる。一方，捲取後，直ちに水冷するなど，コイルの最外層部の鋼板表面温度が５００℃よりも高温で急冷した場合，Ｐの酸化が不十分なため，外観品位に劣る合金化溶融亜鉛めっき鋼を生み出す原因となる。このため，巻き取ったコイルはその最外層部の表面温度が５００℃以下となるまで空冷する必要がある。但し，巻き取ったコイルを，その最外層部の表面温度が極めて低温になるまで空冷した場合は，生産性を落とすことに繋がる。このため，空冷終了までの好ましい温度範囲は１００℃以上５００℃以下，より好ましい範囲は２００℃以上４００℃とする。

熱間圧延後は酸洗，冷間圧延をするが，これらの方法は従来から行われている方法で実施すればよい。例えば，酸洗では５０℃以上の塩酸中に鋼を浸漬，冷間圧延は圧下率５０〜９０％で行えばよい。なお，酸洗に際しては，Ｐの濃化層をできるだけ除去するために，塩酸温度は高く，また鋼の塩酸中の浸漬時間は長い方が好ましい。酸洗前に熱間圧延材の表面にショットブラスト，サンドブラストなどを行うことはなお望ましい。

冷間圧延後は再結晶焼鈍を行う。これは連続式溶融亜鉛めっき設備（ＣＧＬ）の前段に設置された焼鈍設備で行う。一般的な鋼を製造する条件であれば，焼鈍条件はなんら規定するものはないが，焼鈍温度が高すぎる場合は再結晶粒が粗大化し加工後の肌荒れの原因となるため，焼鈍温度は８８０℃以下とすることが望ましい。

再結晶焼鈍後は溶融亜鉛めっき，加熱合金化処理を行う。亜鉛めっき浴の温度は４４５℃〜５００℃，加熱合金化温度は４５０〜５８０℃とすることが望ましい。

以下に実施例に基づき本発明について説明する。表１に示す組成の鋼を転炉で溶製し，連続鋳造してスラブとした。そのスラブを１２００℃で１時間加熱後，熱間圧延して板厚５ｍｍの熱延鋼板とした。熱延時の仕上げ温度は９００℃，捲取温度は７２５℃〜７８５℃である。また捲取後の冷却は，コイルの最外層部が５００℃以下となるまで空冷した場合と，コイルの最外層部が５００℃以上の状態で水冷した場合との２水準実施した。得られた熱延鋼板を１０％塩酸中で酸洗した後，冷間圧延して板厚１ｍｍの冷延鋼板とした。その冷延鋼板を，連続溶融めっき設備を用い，均熱温度８００℃，均熱時間２０秒で焼鈍し，冷却速度２０℃／秒で４６５℃まで冷却した後，浴温４６０℃のＺｎ−０．１３％Ａｌめっき浴に３秒間浸漬し，ワイピングで付着量が４５ｇ／ｍ^２となるように調整し，その後，温度５４０℃〜５８０℃で加熱合金化処理し，合金化溶融亜鉛めっき鋼を製造した。
作製した合金化溶融亜鉛めっき鋼の外観は下記の評価をした。

（１）外観
目視観察し，外観むらの程度に応じてグレード１から６まで，０．５刻みで１１段階に分類した。３．５以上が合格である。
（２）鉄−亜鉛合金層中のＰ濃化量
ＧＤＳで鉄−亜鉛合金被覆層の深さ方向の元素分布を測定し，鉄−亜鉛合金被覆層中のＰの積分強度，ＦｅとＺｎの積分強度の和を求めた。用いたＧＤＳは，リガク製高周波グロー放電発光分析装置，ＧＤＡ７５０であり，分析径は２．５ｍｍである。
（３）鉄−亜鉛合金被覆層の付着量
鉄−亜鉛合金被覆の付着量を求め，その偏差および組成を測定した。測定は，板幅方向，長手方向の任意の位置から数箇所選び，インヒビターを添加した塩酸で鉄−亜鉛合金被覆を溶解し，ＩＣＰで分析して行った。
（４）Γ層厚み
板幅中央，長手方向の任意の位置から２５×１０ｍｍの大きさに切り出し，ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）でその断面組織を観察し，Γ層の厚みを測定した。用いたＳＥＭは，日立製Ｓ−２４６０Ｎである。
（５）鉄−亜鉛合金被覆層の密着性
密着性を６０度Ｖ曲げ後のテープ剥離試験で評価した。これは，Ｖ曲げ部に貼り付けたテープに付着した鉄−亜鉛合金の付着量（付着した部分の長さ）を測定する方法で，付着した部分の長さが６ｍｍ以下であれば合格，それよりも大きければ不合格とした。

各評価結果を表２および表３に示す。Ｎｏ．１〜４は，鋼Ａを種々の温度で捲取り，鉄−亜鉛合金被覆中のＰ濃化量を変化させた場合である。捲取温度が低く，鉄−亜鉛合金被覆中のＰと（ＦｅとＺｎ）の積分強度比が０．０２５を超える場合（Ｎｏ．４），外観グレードは５．５であり，外観品位に劣る。Ｎｏ．５〜８は，鋼Ｂを種々の温度で捲取り，鉄−亜鉛合金被覆中のＰ濃化量を変化させた場合である。捲取温度が低く，鉄−亜鉛合金被覆中のＰと（ＦｅとＺｎ）の積分強度比が０．０２５を超える場合（Ｎｏ．８），外観グレードは５．０であり，外観品位に劣る。Ｎｏ．９〜１２は，鋼Ｃを種々の温度で捲取り，鉄−亜鉛合金被覆中のＰ濃化量を変化させた場合である。捲取温度が低く，鉄−亜鉛合金被覆中のＰと（ＦｅとＺｎ）の積分強度比が０．０２５を超える場合（Ｎｏ．１１および１２），外観グレードは４．０および５．０であり，外観品位に劣る。Ｎｏ．１３〜１５は，鋼Ｄを種々の温度で捲取り，鉄−亜鉛合金被覆中のＰ濃化量を変化させた場合である。捲取温度が低く，鉄−亜鉛合金被覆中のＰと（ＦｅとＺｎ）の積分強度比が０．０２５を超える場合（Ｎｏ．１４および１５），外観グレードは４．５および５．５であり，外観品位に劣る。なお，Ｎｏ．１〜１５の鋼はいずれもコイルに巻き取った後の冷却はコイル最外層部の鋼表面温度が５００℃以下となるまで空冷した。

Ｎｏ．１６〜２３は，鋼Ａ〜Dを種々の温度で捲取り，さらにコイルに巻き取った後の冷却をコイル最外層部の鋼表面温度が５００℃より高温の状態で水冷し，鉄−亜鉛合金被覆中のＰ濃化量を変化させた場合である。このようにして製造したＮｏ．１６〜２３の鋼は，いずれもめっき後の外観グレードが４．０以上であり，外観品位に劣る。

図１は，Ｎｏ．１〜２３の鋼における鉄−亜鉛合金被覆中のＰと，（ＦｅとＺｎ）の積分強度比Ｉ（Ｐ）／Ｉ（Ｆｅ＋Ｚｎ）に対する外観グレードの関係である。鉄−亜鉛合金被覆中のＰと（ＦｅとＺｎ）の積分強度比Ｉ（Ｐ）／Ｉ（Ｆｅ＋Ｚｎ）は，外観グレードと線形関係にあり，積分強度比Ｉ（Ｐ）／Ｉ（Ｆｅ＋Ｚｎ）が０．０２５以下であると外観グレードは３以下であり，良好な外観を有する。

表１に示すＡの組成の鋼を転炉で溶製し，連続鋳造してスラブとした。そのスラブを１２００℃で１時間加熱後，熱間圧延して板厚５ｍｍの熱延鋼板とした。熱延時の仕上げ温度は９００℃，捲取温度は７８０℃であり，捲取後はコイルの最外層部が５００℃以下となるまで空冷した。作製した熱延鋼板を１０％塩酸中で酸洗した後，冷間圧延して板厚１ｍｍの冷延鋼板とした。その冷延鋼板を，連続溶融めっき設備を用い，均熱温度８００℃，均熱時間２０秒で焼鈍し，冷却速度２０℃／秒で４６５℃まで冷却した後，浴温４６０℃のＺｎ−０．１３％Ａｌめっき浴に３秒浸漬し，ワイピングで付着量が４０〜５０ｇ／ｍ^２となるように調整し，その後，加熱温度４８０〜５６０℃で合金化処理した。作製した合金化溶融亜鉛めっき鋼は，実施例１と同様の方法で各種評価した。評価結果を表４に示す。

Ｎｏ．２４とＮｏ．２５は，鉄−亜鉛合金層付着量の偏差が異なる場合である。偏差が７ｇ・ｍ^-2以下であるＮｏ．２４は，偏差が８ｇ・ｍ^-2のＮｏ．２５よりも外観グレードに勝る。また，Ｎｏ．２４とＮｏ．２６，Ｎｏ．２７はＦｅ含有率，Γ層厚みの違いである。Ｆｅ含有率，Γ層厚みが最も小さいＮｏ．２４は，Ｎｏ．２６，Ｎｏ．２７より外観グレード，密着性に優れる。また，Ｎｏ．２６とＮｏ．２７の比較では，Ｆｅ含有率，Γ層厚みがより小さいＮｏ．２６の方が外観グレード，密着性に優れる。

表１に示すＡの組成の鋼を転炉で溶製し，連続鋳造してスラブとした。そのスラブを１２００℃で１時間加熱後，熱間圧延して板厚５ｍｍの熱延鋼板とした。熱延時の仕上げ温度は９００℃，捲取温度は７８０℃である。捲取後はコイルの最外層部が，所定の温度となるまで空冷し，その後水冷した。所定の温度は，約１００℃，２５０℃，３５０℃，４５０℃，６００℃の５水準実施した。作製した熱延鋼板を１０％塩酸中で酸洗した後，冷間圧延して板厚１ｍｍの冷延鋼板とした。その冷延鋼板を，連続溶融めっき設備を用い，均熱温度８００℃，均熱時間２０秒で焼鈍し，冷却速度２０℃／秒で４６５℃まで冷却した後，浴温４６０℃のＺｎ−０．１３％Ａｌめっき浴に３秒浸漬し，ワイピングで付着量が４０〜５０ｇ／ｍ^２となるように調整し，その後，加熱温度５４０℃で合金化処理した。作製した合金化溶融亜鉛めっき鋼は，実施例１と同様の方法で各種評価した。評価結果を表５に示す。

Ｎｏ．２８〜Ｎｏ．３１は，捲取後にコイルの最外層部が５００℃以下となるまで空冷した場合で，いずれも外観品位に優れる。低温になるまで空冷した方が外観グレードに優れる傾向にあるが，約１００℃まで空冷した場合（Ｎｏ．２８）は，その温度になるまで４８時間かかり，生産性を大きく落とすことに繋がる。一方，約２５０℃と約３５０℃となるまで空冷した場合（それぞれ，Ｎｏ．２９，Ｎｏ．３０）は，その温度になるまでに要する時間も２４時間以内であり，外観品位も良好で，バランスに優れる。また，約６００℃となるまで空冷し，その後水冷した場合（Ｎｏ．３２）は，外観品位に劣る。

本発明は，例えば自動車，家電製品，建材等に用いられる合金化溶融亜鉛めっき鋼板に適用できる。

実施例１における積分強度比Ｉ（Ｐ）／Ｉ（Ｆｅ＋Ｚｎ）と外観グレードの関係を示すグラフである。

Claims

質量％で，
Ｃ；０．０１％以下，
Ｓｉ；０．２％以下，
Ｍｎ；２％以下，
Ｐ；０．０２〜０．２％，
Ｓ；０．０３％以下，
Ａｌ；０．００５〜０．１％，
Ｔｉ；０．００１〜０．０５％，
Ｎｂ；０．００１〜０．０５％，
を含有し，残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる低炭素鋼スラブを熱間圧延した後，酸洗し，さらに冷間圧延，焼鈍，溶融亜鉛めっき，加熱合金化処理を施して，合金化溶融亜鉛めっき鋼とする合金化溶融亜鉛めっき鋼の製造方法において，熱間圧延後のコイルの捲取温度を７５０℃以上とし，さらにその後，巻き取ったコイルの最外層部の表面温度が５００℃以下となるまで空冷することを特徴とする外観品位に優れる合金化溶融亜鉛めっき鋼の製造方法。