WO2016170794A1 - 合金化溶融亜鉛めっき原板およびその製造方法と合金化溶融亜鉛めっき鋼板 - Google Patents

合金化溶融亜鉛めっき原板およびその製造方法と合金化溶融亜鉛めっき鋼板 Download PDF

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dip galvanized
hot
steel sheet
alloyed hot
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良和 安達
秀基 石橋
貴文 金谷
紘司 藤田
佐藤　克也
健二 鼓
聡 前田
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Ｊｆｅスチール株式会社
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    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
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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
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
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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

Definitions

  • the present invention relates to a plating base plate used for alloying hot dip galvanizing, a manufacturing method thereof, and an alloyed hot dip galvanized steel plate produced using the plating base plate.
  • the alloyed hot-dip galvanized steel sheet is suitable mainly for automobile exterior plates because of its excellent surface appearance.
  • BH steel sheets alloyed hot-dip galvanized steel sheets having bake hardenability.
  • This bake hardenability means that the solid solution C diffuses around the dislocations introduced by the plastic deformation at the time of forming into the steel sheet by heating when the steel sheet is baked. This is a phenomenon in which the dislocation is fixed and the steel sheet is hardened.
  • a steel plate having this characteristic has high formability before baking, and has high added value having high dent resistance after baking. Also, the required surface quality level is very strict to reach the end user.
  • this type of steel sheet has a problem that a non-uniform plating layer is easily formed, and in particular, a pattern-like surface defect having a white color tone is likely to occur as compared with a normal part of plating.
  • Patent Document 1 discloses a technique for preventing streaking by lowering the slab heating temperature before hot rolling in accordance with the Ti content, and making the crystal grain size or texture of the surface iron surface layer uniform. Is disclosed. However, when the slab heating temperature is low, it is difficult to ensure the finishing temperature during hot rolling over the entire length of the coil, and the difference in the plating surface state due to the difference in texture in the longitudinal direction of the coil becomes a problem.
  • Patent Document 2 discloses a method of preventing streaks by increasing the hot rolling finish finishing temperature and leaving no unrecrystallized structure after annealing.
  • Patent Document 3 discloses a method of controlling the texture after annealing and suppressing the streak pattern by increasing the finish temperature of hot-rolling finishing.
  • these methods for increasing the hot rolling finishing temperature have a problem in that surface defects due to the scale are liable to occur because of the occurrence of scale defects.
  • the present invention provides an alloyed hot-dip galvanized steel sheet having a good surface property by proposing a method for suppressing the occurrence of pattern-like surface defects without causing the above-mentioned conventional problems.
  • the Fe-Zn reaction is promoted mainly by the effect of Mn, resulting in an increase in the amount of plating and an increase in plating thickness, resulting in patterned surface defects. I came to guess that will occur.
  • the inventors have intensively studied the influence of the concentration of Mn on the surface of the plating original plate on the occurrence of pattern-like surface defects. As a result, the amount of Mn in the surface layer of the plating original plate does not cause pattern-like surface defects. It came to find the upper limit for tolerance.
  • the present invention is based on such novel findings, and the gist of the present invention is as follows.
  • the component composition is further in mass% B: 0.0005% to 0.0020% 2.
  • the component composition is further in mass% B: 0.0005% to 0.0020% 6.
  • the present invention has an excellent appearance without pattern-like surface defects, it is possible to provide a steel plate that is particularly suitable for automotive exterior panel applications.
  • the alloyed hot-dip galvanized original plate (also simply referred to as a plated original plate) of the present invention will be described in detail.
  • the component composition of the plating original plate will be described in order.
  • “%” display in a component composition shall show “mass%” unless there is particular notice.
  • C 0.005% or less
  • the amount of addition of C increases, a large amount of Ti and Nb is required to fix this as a carbide.
  • C also has an adverse effect during continuous annealing due to an increase in recrystallization temperature and the like.
  • the upper limit of C is 0.005%.
  • it is 0.0030% or less.
  • Si 0.03% or less Si is an element effective for increasing the strength of steel, and is preferably added at 0.005% or more, but excessive addition is resistance to secondary work brittleness resistance, chemical conversion treatment, and plating. Deterioration of adhesion. Therefore, the upper limit is set to 0.03%. More preferably, it is 0.02% or less.
  • Mn 0.5% or more and 1.0% or less
  • Mn is an element that contributes to the bake hardenability that is characteristic of bake hardened steel sheets, and is added with a lower limit of 0.5% to ensure the required bake hardenability. To do. Moreover, Mn has the effect
  • Nb 0.005% or more and 0.015% or less
  • Nb combines with C to form NbC, and NbC partially re-solidifies during annealing, and solid solution C remains after annealing to impart bake hardenability. It is a contributing element. Furthermore, since deep drawability can also be provided, the addition is essential. For that purpose, addition of 0.005% or more is necessary. On the other hand, if it exceeds 0.015%, the bake hardenability deteriorates. Based on the above, the Nb content was determined to be 0.005% or more and 0.015% or less. Preferably, it is 0.008 to 0.012%.
  • P 0.01% or more and 0.05% or less P is added for the purpose of increasing the r value and strengthening the solid solution. If P is less than 0.01%, these effects cannot be obtained sufficiently. On the other hand, if the content exceeds 0.05%, the plating property and appearance are deteriorated, so 0.05% is made the upper limit. Preferably, it is 0.03% or more and 0.04% or less.
  • S 0.03% or less S is present in steel as an unavoidable impurity. However, if its content exceeds 0.03%, hot cracking is likely to occur during steel plate production, and a large amount of sulfide is present in the steel. Since it occurs and recrystallization is suppressed, surface defects are likely to occur. Therefore, the upper limit is made 0.03%. Preferably, it is 0.010% or less.
  • Al 0.01% or more and 0.08% or less
  • Al is an element to be added as a deoxidizer, and 0.01% or more is necessary. However, if it is added in a large amount, a large amount of non-recrystallization due to the pinning effect of nitride remains, and the surface Since defects tend to occur, the upper limit is made 0.08%. Preferably, it is 0.02% or more and 0.05% or less.
  • N forms a nitride with Al or Ti, and as a result of non-recrystallization remaining due to the pinning effect of this nitride, surface defects are likely to occur, so 0.005% or less. More preferably, it is 0.003% or less.
  • B can be added in the following range as needed.
  • B is an element effective for grain boundary strengthening, and is effective to contain 0.0005% or more when secondary work brittleness resistance is required.
  • the plating original plate should just contain the above-mentioned component element, and the remainder should just have the component composition of Fe and an unavoidable impurity, contains the above-mentioned component element, and it is preferable that the remainder consists of Fe and an unavoidable impurity. .
  • suppressing the element concentration in the surface layer of the plating original plate is extremely effective for suppressing surface defects in the hot dip plated steel plate manufactured using the same. Specifically, it is important that the Mn content in the surface layer of the plating original plate is 3.5 (V) or less in terms of the intensity (unit: V) of Mn by glow discharge optical emission spectrometry (GDS).
  • the suppression of element concentration is performed by the regulation of the Mn amount on the surface layer of the plating original plate because the suppression of Mn is most effective in improving the pattern-like surface defects in the present invention. That is, when alloying hot dipping was performed on the plating base plate according to the above-described component composition, a portion where defects were generated in the plating film and a portion where defects were not found were observed. As a result, it was found that the difference between the two parts was caused by element concentration, particularly Mn concentration, in the surface layer of the plating original plate. As shown in FIG. 1, it can be seen that the portion where the surface defect occurs is higher in strength of Mn than the portion where the surface defect does not occur.
  • the Mn strength (strength by GDS) on the surface layer of the plating original plate and the surface properties of the plating were investigated.
  • the analysis by GDS was performed in a processing chamber into which Ar gas was introduced at a flow rate of 250 cc / min under the conditions of current: 20 mA, measurement interval: 50 ms, and measurement time: 120 s.
  • FIG. 2 shows the results of evaluation of this surface property in seven stages.
  • evaluation shown in FIG. 2 was performed based on the evaluation in the below-mentioned Example.
  • the plating surface state that is not visually recognized as a harmful surface defect is a rating of 2 or less.
  • the strength of Mn in the surface layer of the plating original plate is 3.5 (V) or less by GDS. It is clear from the figure that it is necessary.
  • the measurement of the strength (unit: V) of Mn by GDS is a component in the plate thickness direction of the steel plate when the Mn amount (%) of the steel plate to be measured is [Mn] under the measurement conditions described above.
  • the hot dip galvanized film is formed by setting the Mn peak (Mn strength of the steel sheet surface layer) to 3.5 (V) or less when the surface layer of the plating after recrystallization annealing is analyzed by GDS.
  • Mn peak Mn strength of the steel sheet surface layer
  • V 3.5
  • a plated steel sheet having excellent surface appearance after formation can be obtained.
  • the mechanism by which the above-described pattern-like surface defects are suppressed by setting the peak of Mn to a specific value or less is not necessarily clear, but can be inferred as follows.
  • the fine Mn oxide deposited on the surface of the steel sheet reduces the wettability between the steel sheet and Zn in the plating bath, inhibits the formation of an Al-enriched layer, and subsequently causes the reaction of Fe-Zn locally.
  • a galvanized steel sheet having an excellent surface appearance can be obtained by performing hot dip galvanizing on the above-described plating original plate. Furthermore, by following the above-described component composition, a bake hardening amount (BH amount) of 30 MPa or more can be obtained.
  • BH amount bake hardening amount
  • hot dip galvanizing treatment need not be particularly limited, but the following conditions are preferably applied. That is, hot dip galvanizing can be performed by a conventional method, and in some cases, an alloying treatment at 500 ° C. to 600 ° C. can be performed.
  • the manufacturing method of the above-mentioned plating original plate is demonstrated.
  • hot rough rolling is performed on a steel material having the above-described component composition, for example, a steel slab
  • hot finishing rolling is performed after descaling with high-pressure water having a discharge pressure of 30 MPa or more, and 640 ° C to 720 ° C
  • Mn strength is 3.5 (V) or less by glow discharge optical emission spectrometry (GDS) of the steel sheet surface layer after annealing in the temperature range of is there.
  • glow discharge emission spectroscopy (GDS) is the following method.
  • the analysis is performed while cutting the surface layer of the sample
  • the element distribution on the surface of the steel sheet and in the vicinity thereof can be measured by performing sputtering while generating the glow plasma described above from the steel sheet surface.
  • evaluation is performed using the spectrum of Mn.
  • the method for melting the steel material is not particularly limited, and a known melting method such as a converter or an electric furnace can be employed. Moreover, after melting, it is preferable to use a slab (steel material) by a continuous casting method because of problems such as segregation, but a slab can also be formed by a known casting method such as an ingot-bundling rolling method or a thin slab continuous casting method. good.
  • High pressure water descaling Discharge pressure 30MPa or more
  • the descaling discharge pressure is less than 30 MPa, the descalability decreases and surface defects such as biting of the scale occur, so the scale of the steel sheet surface generated in the rough rolling stage is on the entry side of the finishing mill. It must be reliably removed with high-pressure water with a discharge pressure of 30 MPa or more. Preferably, it is 50 MPa or more.
  • the upper limit of the discharge pressure need not be set, but is preferably 60 MPa from the viewpoint of manufacturability.
  • the slab heating prior to hot rolling is preferably performed under the following conditions.
  • slab heating temperature 1100 °C to 1300 °C
  • the slab is subjected to hot rolling after rough rolling or directly inserted into a hot finish rolling mill.
  • the slab heating temperature is preferably set to 1100 ° C. or more from the viewpoint of securing a suitable finishing temperature described later.
  • the slab heating temperature is 1300 ° C. or higher, a large amount of nitride is generated and unrecrystallized grains remain after annealing.
  • Hot finish rolling under the following conditions.
  • Finish rolling temperature 800 °C to 1000 °C
  • finish rolling is performed at a finish rolling temperature of 800 ° C to 1000 ° C. That is, when the finish rolling temperature is below 800 ° C., the structure of the steel sheet becomes non-uniform, and the workability and surface appearance may be deteriorated.
  • rolling at an excessively high temperature may cause scale wrinkles and damage the surface appearance.
  • the steel sheet is wound in a coil shape on the outlet side of the hot rolling, it is necessary to perform the winding under the following conditions.
  • Windding temperature: 640 °C to 720 °C When the coiling temperature is lower than 640 ° C., the Mn concentration on the surface layer of the hot rolled coil becomes significant, and the amount of element concentration on the surface layer of the steel sheet after the final annealing increases, so that uneven plating tends to occur. For this reason, the lower limit of the coiling temperature is set to 640 ° C. Moreover, since the scale of the surface layer is likely to grow and cause surface defects at 720 ° C or higher, the temperature is set to 720 ° C or lower. Preferably, they are 660 degreeC or more and 690 degrees C or less.
  • the galvannealed steel sheet of the present invention is manufactured by melting steel adjusted to the above-described composition range into a slab, followed by cold rolling and annealing processes after the above hot rolling.
  • the rolling reduction during cold rolling is preferably 40% or more and 85% or less. That is, when the rolling reduction during cold rolling is less than 40%, recrystallization in the heating process during annealing occurs non-uniformly, and a uniform fine annealing structure may not be obtained.
  • variation in the coil of the hot-rolled sheet structure that can occur normally remains even after cold rolling annealing, and the variation in material may increase.
  • the rolling reduction during cold rolling is preferably 40% or more.
  • the upper limit of the rolling reduction is about 85%.
  • the annealing conditions after cold rolling are desirably maintained at an annealing temperature of 700 to 880 ° C. for 10 to 500 seconds. That is, when the annealing temperature is less than 700 ° C., a recrystallized structure cannot be obtained after annealing, and desired workability may not be obtained. On the other hand, if the annealing temperature exceeds 880 ° C., the ferrite becomes coarse during annealing and the structure becomes coarse, which may cause a problem of rough skin after processing (orange peel). Therefore, the annealing temperature is preferably 700 ° C. or higher and 880 ° C. or lower.
  • the holding time in annealing is 10 seconds or more from the viewpoint of progressing recrystallization of ferrite.
  • the holding time exceeds 500 seconds, the crystal grain size becomes coarse and there is a possibility that the problem of rough skin after processing (orange peel) may occur. Further, Si and Mn may be concentrated on the surface again, resulting in deterioration of the plating property. Therefore, the annealing holding time is 10 to 500 seconds.
  • the hot dip galvanizing process may be performed by a conventional method. Further, after being immersed in a galvanizing bath and subjected to hot dip galvanizing treatment, galvanizing alloying treatment is performed.
  • the alloying treatment of galvanizing is preferably performed after the hot dip galvanizing treatment, for example, by heating to a temperature range of 500 to 650 ° C. and holding for several seconds to several tens of seconds.
  • the amount of plating is 20 to 70 g / m 2 per side, and when alloying, the Fe concentration in the plating layer is preferably 6 to 15%. Note that the thickness of the steel sheet targeted in the present invention is 0.5 to 0.8 mm.
  • the molten steel having the component composition shown in Table 1 was made into a slab by continuous casting after vacuum degassing treatment.
  • the slab is heated, rough-rolled after removing the scale, and the scale generated during the rough rolling is removed by high-pressure water descaling under the conditions shown in Table 2 using a high-pressure scale removing device on the finishing mill entry side.
  • it was finish-rolled and wound on a coil under the conditions shown in Table 2.
  • the steel sheet was unwound from the coil and subjected to cold rolling at a cold rolling rate of 75% after pickling and annealing.
  • the Mn strength of the steel sheet surface layer by GDS was measured. The results are shown in Table 2 together with the descaling conditions and winding temperature conditions.
  • the analysis conditions by GDS were as follows: sputtering was performed at a current of 20 mA in a processing chamber into which Ar gas was introduced at a flow rate of 250 cc / min, measurement interval during sputtering: 50 ms, measurement time: maximum 120 s, Mn intensity The maximum value of GDS strength (unit: V) was taken as the Mn strength (V) of the steel sheet surface layer. Note that the depth from the surface layer on the horizontal axis in FIG. 1 is 3 ⁇ m because 120 ⁇ s of the reduction in plate thickness due to sputtering after the measurement for 120 seconds was 3 ⁇ m.
  • the above plating original plate is annealed (held at 800 ° C. for 60 seconds), followed by hot dip galvanizing treatment to form a plating layer with an adhesion amount of 50 g / m 2 on one side, Alloying was performed at 520 ° C. for 20 seconds to obtain an alloyed hot-dip galvanized steel sheet in which the Fe concentration in the plating layer was adjusted to 9 to 12%.
  • the appearance of the galvannealed steel sheet thus obtained was evaluated in seven stages. That is, the appearance evaluation was performed by visually observing the presence or absence of a pattern-like defect, and when there was a pattern, the rating was based on the contrast of the pattern.
  • the grades are as follows: 1: No pattern defects (above Class A), 2: Extremely mild (Medium Class A), 3: Extremely Mild (under Class A), 4: Slightly mild (above Class B), 5: Mild (B In the middle), 6: Slightly severe (below Class B), 7: Severe (Class C), visual evaluation was performed in seven stages. A grade of 2 or less is a passing product.
  • the amount of bake hardening is the stress when 2% pre-strain is applied to the test piece taken from the galvanized steel sheet from the galvanized steel sheet from the direction perpendicular to the coil rolling direction.
  • YP yield point
  • the inventive examples had an excellent appearance within an allowable range for automobile exterior use, and had performance suitable for automobile exterior use.
  • the appearance was inferior, and plating surface defects that did not satisfy the performance required for automobile exterior use occurred.

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Abstract

模様状表面欠陥の発生を抑制する方途を提案することによって、表面性状が良好な亜鉛めっき鋼板を提供する。　Ｃ：0.005％以下、Si：0.03％以下、Mn：0.5％以上1.0％以下、Nb：0.005％以上0.015％以下、Ｐ：0.01％以上0.05％以下、Ｓ：0.03％以下、Al：0.01％以上0.08％以下およびＮ：0.005％以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物の成分組成に調整し、グロー放電発光分光分析法（ＧＤＳ）による鋼板表層のMnの強度を3.5（Ｖ）以下とする。

Description

合金化溶融亜鉛めっき原板およびその製造方法と合金化溶融亜鉛めっき鋼板
　本発明は、合金化溶融亜鉛めっきに供するめっき原板とその製造方法と、該めっき原板を用いて作製される合金化溶融亜鉛めっき鋼板とに関する。該合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、表面外観に優れていることから、主として自動車の外装板に好適である。
　自動車の外装板に適用する鋼板には、焼付塗装前の高加工性と焼付塗装後の耐デント性とが求められるため、焼付硬化性を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板（以下、ＢＨ鋼板とも示す）が多く用いられている。この焼付硬化性（以下、ＢＨ性とも示す）とは、鋼板に焼付塗装を行った際の加熱により、鋼板に成形時の塑性変形に伴って導入された転位の周辺に固溶Ｃが拡散して当該転位を固着し、鋼板が硬化する現象である。
　この特徴を有する鋼板は、焼付前は高い成形性を有し、焼付後には高い耐デント性を有する高付加価値のものとなる。また、最終ユーザーの目に触れるため、要求される表面品質レベルは非常に厳格である。
　しかし、この種の鋼板では、不均一なめっき層が形成され易く、特にめっきの正常部と比較して白い色調を有する模様状の表面欠陥を発生しやすいという問題を有している。
　合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっきむらに起因する表面欠陥を抑制する方法に関して、いくつかの提案がなされている。例えば、特許文献１には、Ti含有量に応じて熱間圧延前のスラブ加熱温度を低下させ、地鉄表層部の結晶粒径または集合組織を均一化することにより、筋模様を防止する技術が開示されている。しかし、スラブ加熱温度が低いと、コイル全長での熱間圧延時の仕上温度の確保が難しくなり、コイル長手方向で集合組織が異なることによるめっき表面状態の差が問題となる。
　特許文献２には、熱延仕上終了温度を高め、焼鈍後に未再結晶組織を残さないようにすることにより、筋模様を防止する方法が開示されている。また、特許文献３には、同じく熱延仕上終了温度を高めることにより、焼鈍後の集合組織を制御し、筋模様を抑制する方法が開示されている。しかし、これらの熱延仕上温度を高める方法は、スケール疵の発生を招くために、スケールに起因する表面欠陥が生じやすいことが問題であった。
特開平７－228944号公報 特開2001－342522号公報 特開平10－18011号公報
　本発明は、上記した従来の問題をまねくことなしに模様状表面欠陥の発生を抑制する方途を提案することによって、表面性状が良好な合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供するものである。
　従来の自動車の外装板用のＢＨ鋼板における、めっきむらに起因する模様状の表面欠陥について、このような表面欠陥が生じる溶融亜鉛めっき鋼板を対象に詳細な調査を行った。その結果、上記問題が生じるめっき鋼板は、焼鈍後めっき前の鋼板、すなわちめっき原板の表面において、元素の濃化が促進されていることが判明した。すなわち、ＢＨ鋼板では、ＢＨ性を発現させるために一般のＩＦ鋼よりも添加元素が多くなることもあり、焼鈍後の鋼板に元素が濃化しやすいことが解明された。さらに、焼鈍後のめっき原板の表面に濃化した元素のうち、主にMnの影響によりFe-Zn反応が促進され、めっき付着量が増加してめっき厚が厚くなる結果、模様状の表面欠陥が発生すると推察するに到った。
　そこで、発明者らは、めっき原板の表面におけるMnの濃化が模様状の表面欠陥の発生に与える影響を鋭意究明したところ、めっき原板の表層におけるMn量について、模様状の表面欠陥を発生させないための許容上限を見出すに到った。
　本発明は、かような新規知見に基づくものであり、その要旨構成は、次のとおりである。
１．mass％で
　Ｃ：0.005％以下、
　Si：0.03％以下、
　Mn：0.5％以上1.0％以下、
　Nb：0.005％以上0.015％以下、
　Ｐ：0.01％以上0.05％以下、
　Ｓ：0.03％以下、
　Al：0.01％以上0.08％以下および
　Ｎ：0.005％以下
を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物の成分組成を有し、グロー放電発光分光分析法（ＧＤＳ）による鋼板表層のMnの強度が3.5（Ｖ）以下である合金化溶融亜鉛めっき原板。
　ここで、前記「表層」とは、鋼板の表面から１μｍの深さまでの領域を意味し、該領域のMnの最大濃度を鋼板表層のMnの強度とする。
２．前記成分組成は、さらにmass％で
　Ｂ：0.0005％～0.0020％
を含有する前記１に記載の合金化溶融亜鉛めっき原板。
３．前記１または２に記載の合金化溶融亜鉛めっき原板の表面に、溶融亜鉛めっき被膜を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
４．焼付け硬化量が30MPa以上である前記３に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
　ここで、前記「焼付け硬化量」は、合金化溶融亜鉛めっき鋼板のコイルの圧延方向と直角の方向から採取したJIS  ５号試験片に２％の予歪を付与したときの応力に対する、170℃で20minの熱処理を施した後の降伏点（ＹＰ）の増加量である。
５．mass％で
　Ｃ：0.005％以下、
　Si：0.03％以下、
　Mn：0.5％以上1.0％以下、
　Nb：0.005％以上0.015％以下、
　Ｐ：0.01％以上0.05％以下、
　Ｓ：0.03％以下、
　Al：0.01％以上0.08％以下および
　Ｎ：0.005％以下
を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物の成分組成を有する鋼素材に熱間粗圧延を施し、吐出圧力が30MPa以上の高圧水によるデスケーリングを行ったのち熱間仕上圧延を施し、640℃以上720℃以下の温度範囲にて巻取り、次いで冷間圧延そして焼鈍を行って、該焼鈍後の鋼板表層のグロー放電発光分光分析法（ＧＤＳ）によるMnの強度を3.5（Ｖ）以下とする合金化溶融亜鉛めっき原板の製造方法。
６．前記成分組成は、さらにmass％で
　Ｂ：0.0005％～0.0020％
を含有する前記５に記載の合金化溶融亜鉛めっき原板の製造方法。
　本発明は、模様状の表面欠陥が無く優れた外観を持つため、特に自動車用外装板用途に適した鋼板を提供することができる。
表面欠陥が発生した部分と発生しない部分とにおける、深さ方向のMnの強度（ＧＤＳによる）を示すグラフである。 めっき原板の表層におけるMnの強度（ＧＤＳによる）とめっきの表面性状との関係を示すグラフである。
　以下、本発明の合金化溶融亜鉛めっき原板（単に、めっき原板とも示す）について詳しく説明する。まず、めっき原板の成分組成から順に説明する。なお、成分組成における「％」表示は、特に断らない限り「mass％」を示すこととする。
Ｃ：0.005％以下
　Ｃの添加量が増すと、これを炭化物として固定するため、多量のTi、Nbが必要となる。そのためには、0.0003％以上で含有させることが好ましい。また、Ｃは、再結晶温度の上昇等により連続焼鈍時に悪影響を及ぼす。特に、プレス加工を施す自動車外装用の鋼板では、全伸びやランクフォード値を劣化させる。そのため、Ｃは0.005％を上限とする。好ましくは、0.0030％以下である。
Si：0.03％以下
　Siは、鋼の強度を上昇させるのに有効な元素であり、好ましくは0.005％以上で添加することが好ましいが、過度の添加は耐２次加工脆性、化成処理性及びめっき付着性を劣化させる。よってその上限を0.03％とする。より好ましくは、0.02％以下である。
Mn：0.5％以上1.0％以下
　Mnは、焼付け硬化型鋼板の特徴である焼付け硬化性を向上するのに寄与する元素であり、必要な焼付け硬化性を確保するために、下限を0.5％として添加する。また、Mnは鋼を強化する作用があり、所望の強度に応じて必要量を含有させる。一方、その含有量が1.0％を超えると強度が高くなりすぎ、延性が劣化する。また、後述する、めっき原板の表層におけるMnの強度を3.5（Ｖ）以下とするためにも、その上限を1.0％とする必要がある。好ましくは、0.6％以上0.9％以下である。
Nb：0.005％以上0.015％以下
　Nbは、Ｃと結合してNbCを生成し、焼鈍時にNbCが部分的に再固溶し、焼鈍後に固溶Ｃが残ることにより焼付け硬化性を付与するのに寄与する元素である。さらに深絞り性も付与できるため、その添加が必須である。そのためには、0.005％以上の添加が必要である。一方、0.015％を超えると、焼付け硬化性が劣化する。以上のことより、Nb量は、0.005％以上0.015％以下と定めた。好ましく、0.008～0.012％である。
Ｐ：0.01％以上0.05％以下
　Ｐは、ｒ値の上昇及び固溶強化を目的として添加される。Ｐが0.01％未満ではこれらの効果が十分得られない。一方、その含有量が0.05％を超えると、めっき性や外観を劣化させるため、0.05％を上限とする。好ましくは、0.03％以上0.04％以下である。
Ｓ：0.03％以下
　Ｓは、不可避的不純物として鋼中に存在するが、その含有量が0.03％を超えると、鋼板製造時の熱間割れが生じ易くなるとともに、鋼中で多量の硫化物が発生して再結晶が抑制されるため、表面欠陥が発生しやすくなる。そのため、上限を0.03％とする。好ましくは、0.010％以下である。
Al：0.01％以上0.08％以下
　Alは、脱酸剤として添加する元素であり、0.01％以上は必要であるが、多量に添加すると窒化物のピン止め効果による未再結晶が多く残存し、表面欠陥が発生しやすくなるため、上限を0.08％とする。好ましくは、0.02％以上0.05％以下である。
Ｎ：0.005％以下
　Ｎは、AlやTiと窒化物を形成し、この窒化物のピン止め効果によって未再結晶が残存する結果、表面欠陥が発生しやすくなるため、0.005％以下とする。より好ましくは0.003％以下とする。
　さらに、必要に応じて、Ｂを以下の範囲で添加することができる。
Ｂ：0.0005％以上0.0020％以下
　Ｂは、粒界強化に有効な元素であり、耐二次加工脆性が必要とされる場合に0.0005％以上含有すると効果的である。しかし、過剰に含有すると、鋼板製造時の表面性状の劣化や再結晶温度の上昇を引き起こす。よって、含有する場合は、0.0005％以上0.0020％以下とする。
　なお、めっき原板は、上記した成分元素を含み、残部はFeおよび不可避的不純物の成分組成を有していれば良く、上記した成分元素を含み、残部はFeおよび不可避的不純物からなることが好ましい。
　さらに、めっき原板の表層における元素濃化を抑制することが、これを用いて製造される溶融めっき鋼板における表面欠陥の抑制に極めて有効である。具体的には、めっき原板の表層において、Mn量が、グロー放電発光分光分析法（ＧＤＳ）によるMnの強度（単位：Ｖ）でみて3.5（Ｖ）以下であることが肝要である。
　ここで、元素濃化の抑制をめっき原板表層のMn量の規制で行うのは、Mnの抑制が本発明における模様状の表面欠陥の改善に最も効果を有するためである。すなわち、上記した成分組成に従うめっき原板に合金化溶融めっきを施した際に、該めっき被膜に欠陥が発生した部分と発生しない部分とが散見されたため、両部分の相違を鋭意調査した。その結果、両部分の差は、めっき原板の表層における元素濃化、とりわけMn濃化に起因することが判明した。
　図１に、その調査結果を示すように、表面欠陥が発生した部分は発生しない部分に比べて、Mnの強度が高いことがわかる。
　そこで、めっき原板の表層におけるMnの強度（ＧＤＳによる強度）とめっきの表面性状とを調査した。なお、ＧＤＳによる分析は、Arガスを250cc／minの流量で導入した処理室内にて、電流：20mA、測定間隔：50msおよび測定時間：120ｓの条件で行った。この表面性状を７段階にて評価した結果について、図２に示す。なお、図２に示す評価は、後述の実施例における評価に準拠して行った。ここで、目視にて有害な表面欠陥と認識されないめっき表面状態は評点２以下であるが、この評点２以下とするには、めっき原板の表層におけるMnの強度をＧＤＳにて3.5（Ｖ）以下にする必要のあることが、同図から明らかである。
　なお、ＧＤＳによるMnの強度（単位：Ｖ）の測定は、前記した測定条件の下で、測定対象とする鋼板のMn量（％）を［Mn］としたとき、鋼板の板厚方向の成分定常部（めっき原板の成分組成におけるMn量である部分）におけるＧＤＳによるMnの強度（電圧：Ｖ）がＶ＝（３／８）×［Mn］となるように、ＧＤＳによるMnの強度（電圧：Ｖ）を調整（フルスケール調整）し、この調整されたスケールにて後述する再結晶焼鈍後のめっき原板表層にて行った。
　以上のとおり、再結晶焼鈍後のめっき原板表層をＧＤＳ分析した場合の、鋼板表面付近におけるMnのピーク（鋼板表層のMnの強度）を3.5（Ｖ）以下とすることにより、溶融亜鉛めっき被膜を形成した後の該表面外観に優れた、めっき鋼板を得ることが出来る。Mnのピークを特定値以下とすることで前記した模様状の表面欠陥の抑制がなされるメカニズムについては必ずしも明確になっていないが、次のように推察できる。すなわち、鋼板表面に析出する微細なMn酸化物は、めっき浴中での鋼板とZnとの濡れ性を低下させ、Al富化層の生成を阻害し、その後のFe-Znの反応を局所的に促進させることから、めっき原板表層のMn量（めっき原板表層のＧＤＳによるMnの強度）の規制によって前記Mn酸化物の生成が抑制されて表面欠陥の発生も抑制される、と考えられる。
　上記しためっき原板に対して溶融亜鉛めっきを施すことによって、表面外観に優れた亜鉛めっき鋼板を得ることができる。さらに、上記した成分組成に従うことによって、焼付け硬化量（ＢＨ量）は30MPa以上が得られる。
　なお、溶融亜鉛めっき処理の条件は特に限定する必要はないが、次に示す条件を適用することが好ましい。
　すなわち、常法により溶融亜鉛めっきを施し、場合により、500℃～600℃の合金化処理を行うことができる。
　次に、上記しためっき原板の製造方法について説明する。すなわち、上記した成分組成を有する鋼素材、例えば鋼スラブに熱間粗圧延を施し、吐出圧力が30MPa以上の高圧水によるデスケーリングを行ったのち熱間仕上圧延を施し、640℃以上720℃以下の温度範囲にて巻取り、次いで冷間圧延そして焼鈍を行って、該焼鈍後の鋼板表層のグロー放電発光分光分析法（ＧＤＳ）によるMnの強度を3.5（Ｖ）以下とすることが肝要である。
　ここで、グロー放電発光分光分析法（ＧＤＳ）とは、以下の手法である。すなわち、数100Paのアルゴン雰囲気中で、試料と対電極の間に直流電圧（1000Ｖ程度）をかけると安定したグロープラズマが発生する。このプラズマで生成したAr+イオンは、陰極である試料表面に衝突し、その際、スパッタリングを起こして表層の原子が飛び出してくる。この飛び出した原子はグロープラズマ中で励起され、元素特有のスペクトルを発する。この発光の波長と強度（電圧：Ｖ）を測定することによって、試料表層の元素とその量を判定する手法である。特に、試料の表層を削りながら分析するため、鋼板表面から前記したグロープラズマを発生させながらスパッタリングを行うことにより、鋼板の表面およびその近傍の元素分布を計測することができる。本発明では、Mnのスペクトルで評価している。
　なお、本発明において、鋼素材の溶製方法は特に限定されず、転炉、電気炉等、公知の溶製方法を採用することができる。また、溶製後、偏析等の問題から連続鋳造法によりスラブ（鋼素材）とするのが好ましいが、造塊－分塊圧延法、薄スラブ連鋳法等、公知の鋳造方法でスラブとしても良い。
　まず、鋼スラブに熱間圧延を行うに際し、熱間粗圧延後かつ熱間仕上圧延前に、吐出圧力が30MPa以上の高圧水によるデスケーリングを行う必要がある。
［高圧水デスケーリング：吐出圧力30MPa以上］
　デスケーリングの吐出圧力が30MPa未満では、脱スケール性が低下し、スケールの噛み込み等の表面欠陥が発生するため、粗圧延段階で発生した鋼板表面のスケールを、仕上圧延機の入側において、30MPa以上の吐出圧力の高圧水にて、確実に除去する必要がある。好ましくは、50MPa以上である。なお、吐出圧力の上限は特に設定する必要はないが、製造性の観点からは60MPaとすることが好ましい。
　ここで、熱間圧延に先立つスラブ加熱は、以下の条件で行うことが好ましい。
［スラブ加熱温度：1100℃以上1300℃以下］
　スラブは、粗圧延した後又は直接熱間仕上げ圧延機に挿入し熱間圧延を行う。その際、スラブ加熱温度は後述の好適仕上げ温度を確保する観点から1100℃以上とすることが好ましい。一方、スラブ加熱温度が1300℃以上では、窒化物が多量に発生し、焼鈍後未再結晶粒の残存を招くことになるため、1300℃以下とすることが好ましい。
　さらに、熱間仕上圧延は、以下の条件で行うことが好ましい。
［仕上げ圧延温度：800℃以上1000℃以下］
　熱間圧延では、粗圧延を行った後、仕上げ圧延温度800℃以上1000℃以下で仕上げ圧延を行う。すなわち、仕上げ圧延温度が800℃を下回ると、鋼板の組織が不均一になり、加工性や表面外観が劣化することがある。また、過度に高い温度で圧延するとスケール疵などの原因となり表面外観を損ねることがあるため、1000℃以下とすることが好ましい。
　上記の熱間圧延の出側において鋼板をコイル状に巻き取るが、その巻取りを以下の条件で行う必要がある。
［巻取り温度：640℃以上720℃以下］
　巻取り温度が640℃を下回ると、熱延コイル表層のMn濃化が著しくなり、最終焼鈍後の鋼板表層の元素濃化量が増加するため、めっきむらが発生しやすくなる。このため、巻取り温度の下限を640℃とする。また、720℃以上では表層のスケールが成長して表面欠陥の原因となりやすいため、720℃以下とする。好ましくは、660℃以上690℃以下である。
　また、本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、前述の成分組成の範囲に調整された鋼を溶製しスラブとし、上述の熱間圧延の後に、冷間圧延、焼鈍の工程を経て製造される。
　冷間圧延時の圧下率は40％以上85％以下が望ましい。すなわち、冷間圧延時の圧下率が40％未満では、焼鈍時の加熱過程における再結晶が不均一に生じ、均一微細な焼鈍組織が得られない場合がある。これに加えて、通常起こりうる熱延板組織のコイル内ばらつきが冷延焼鈍後にも残存し、材質ばらつきが増大する場合がある。そこで、焼鈍時の加熱過程における再結晶を促進し、コイル内において、より均一な組織を得る観点から、冷間圧延時の圧下率は40％以上とすることが好ましい。一方、圧下率が85％を超えると、圧延時のロールへの負荷も高まり、通板トラブルが発生する懸念がある。このため、圧下率の上限を85％程度とすることが好ましい。
　冷間圧延後の焼鈍条件は、700～880℃の焼鈍温度で10～500秒保持することが望ましい。すなわち、焼鈍温度が700℃未満では、焼鈍後に再結晶組織が得られず、所望の加工性が得られない場合がある。一方、焼鈍温度が880℃を超えると、焼鈍中にフェライトが粗大化して組織が粗大化するため、加工後の肌荒れ（オレンジピール）の問題が発生する場合がある。したがって、焼鈍温度は700℃以上880℃以下とすることが好ましい。
　なお、焼鈍における保持時間は、フェライトの再結晶を進行させる観点から、10秒以上とすることが好ましい。一方、保持時間が500秒を超えると、結晶粒径が粗大化し、加工後の肌荒れ（オレンジピール）の問題が発生する、おそれがある。また、Si、Mnが再度表面に濃化し、めっき性の劣化を招く場合がある。したがって、焼鈍の保持時間は10～500秒とする。
　上記の焼鈍後に冷却してから、亜鉛めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっき処理を施す。溶融亜鉛めっき処理は常法で行えばよい。また、亜鉛めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっき処理を施した後、亜鉛めっきの合金化処理を施す。この場合、亜鉛めっきの合金化処理は、例えば、溶融亜鉛めっき処理後、500～650℃の温度域に加熱し、数秒～数十秒保持するとよい。亜鉛めっき条件としては、めっき付着量は片面あたり20～70ｇ／ｍ2であり、合金化する場合、めっき層中のFe濃度は６～15％とすることが好ましい。
　なお、本発明で対象とする鋼板の厚みは、0.5～0.8mmである。
　まず、表１に示す成分組成からなる溶鋼を、真空脱ガス処理後、連続鋳造によりスラブとした。次いで、上記スラブを加熱し、スケール除去後に粗圧延し、仕上圧延機入側で高圧スケール除去装置を用いて粗圧延時に発生したスケールを、表２に示す条件での高圧水デスケーリングにて除去した後、仕上げ圧延し、表２に示す条件でコイルに巻き取った。その後、コイルから巻き出して、酸洗後に75％の冷間圧延率にて冷間圧延を施して焼鈍を行った。かくして得られためっき原板（厚み：0.65mm）について、ＧＤＳによる鋼板表層のMnの強度を測定した。その結果を、デスケーリング条件および巻取温度条件等とともに、表２に示す。
　なお、ＧＤＳによる分析条件は、Arガスを250cc／minの流量で導入した処理室内にて電流：20mAでスパッタリングを行い、スパッタリング中測定間隔：50ms、測定時間：最大120ｓにて行い、Mnの強度（ＧＤＳの強度（単位：Ｖ）でみた値）の最大値を鋼板表層のMnの強度（Ｖ）とした。なお、図１における横軸の表層からの深さは、前記の120秒測定後のスパッタリングによる板厚の減少量は３μmであったため、120秒を３μmとしている。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　次に、上記のめっき原板に焼鈍（800℃で60秒保持）を施し、引き続いて、溶融亜鉛めっき処理を施して付着量が片面あたり50g/m2のめっき層を両面に形成し、その後、合金化処理を520℃、20秒で実施し、めっき層中のFe濃度が９～12％に調整された、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得た。
　かくして得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板について、外観評価を７段階で行った。すなわち、外観評価は、模様状欠陥の有無を目視にて観察し、模様がある場合は、その模様のコントラストにより評点付けを行った。評点は、１：模様状欠陥無し（Ａ級上）、２：極々軽度（Ａ級中）、３：極軽度（Ａ級下）、４：やや軽度（Ｂ級上）、５：軽度（Ｂ級中）、６：やや重度（Ｂ級下）、７：重度（Ｃ級）の７段階での目視評価を行った。評点２以下が合格品である。
　さらに、焼付け硬化（ＢＨ）量は、合金化溶融亜鉛めっき鋼板からJIS  ５号試験片をコイルの圧延方向と直角の方向より採取し、その試験片に２％の予歪を付与したときの応力に対する、170℃で20minの熱処理を施した後の降伏点（ＹＰ）の増加量として求めた。めっきの表面欠陥およびＢＨ量について、表２に併記する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表２に示すように、発明例は自動車外装用途として許容範囲内の優れた外観を持ち、自動車外装用途に適した性能を有していた。一方、比較例では外観が劣り、自動車外装用途に求められる性能を満足しないめっき表面欠陥が発生した。

Claims (6)

  1. 　mass％で
    　Ｃ：0.005％以下、
    　Si：0.03％以下、
    　Mn：0.5％以上1.0％以下、
    　Nb：0.005％以上0.015％以下、
    　Ｐ：0.01％以上0.05％以下、
    　Ｓ：0.03％以下、
    　Al：0.01％以上0.08％以下および
    　Ｎ：0.005％以下
    を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物の成分組成を有し、グロー放電発光分光分析法（ＧＤＳ）による鋼板表層のMnの強度が3.5（Ｖ）以下である合金化溶融亜鉛めっき原板。
  2. 　前記成分組成は、さらにmass％で
    　Ｂ：0.0005％～0.0020％
    を含有する請求項１に記載の合金化溶融亜鉛めっき原板。
  3. 　請求項１または２に記載の合金化溶融亜鉛めっき原板の表面に、溶融亜鉛めっき被膜を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
  4. 　焼付け硬化量が30MPa以上である請求項３に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
  5. 　mass％で
    　Ｃ：0.005％以下、
    　Si：0.03％以下、
    　Mn：0.5％以上1.0％以下、
    　Nb：0.005％以上0.015％以下、
    　Ｐ：0.01％以上0.05％以下、
    　Ｓ：0.03％以下、
    　Al：0.01％以上0.08％以下および
    　Ｎ：0.005％以下
    を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物の成分組成を有する鋼素材に熱間粗圧延を施し、吐出圧力が30MPa以上の高圧水によるデスケーリングを行ったのち熱間仕上圧延を施し、640℃以上720℃以下の温度範囲にて巻取り、次いで冷間圧延そして焼鈍を行って、該焼鈍後の鋼板表層のグロー放電発光分光分析法（ＧＤＳ）によるMnの強度を3.5（Ｖ）以下とする合金化溶融亜鉛めっき原板の製造方法。
  6. 　前記成分組成は、さらにmass％で
    　Ｂ：0.0005％～0.0020％
    を含有する請求項５に記載の合金化溶融亜鉛めっき原板の製造方法。
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