WO2022244591A1 - 合金化溶融亜鉛めっき鋼板 - Google Patents

合金化溶融亜鉛めっき鋼板 Download PDF

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WO2022244591A1
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less
dip galvanized
alloyed hot
plating
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泰平 金藤
隆志 大毛
那由他 河津
篤史 小室
寛弘 宮下
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日本製鉄株式会社
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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
    • 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
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
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    • C23C2/26—After-treatment
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    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • 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

  • This application discloses an alloyed hot-dip galvanized steel sheet.
  • alloyed hot-dip galvanized steel sheets are often used as exterior parts for home appliances, building materials, etc., as well as for automobile bodies.
  • alloyed hot-dip galvanized steel sheets streak patterns tend to occur in the coating. This streak pattern remains even after coating, and there are cases where it is not possible to satisfy the appearance required as an appearance member. That is, when streak patterns occur in the plating and the appearance of the plating deteriorates, the appearance after coating tends to deteriorate.
  • Patent Document 1 by optimizing the balance of Ti and Nb contained in a base steel plate made of IF steel and suppressing the addition amounts of Mn, P, and Si, the occurrence of plating unevenness on the steel plate surface is suppressed.
  • a suppression technique is disclosed.
  • Patent Document 2 in a base steel plate made of IF steel, the ⁇ 100 ⁇ plane X-ray intensity in the direction parallel to the plate surface of the steel plate is set to 0.8 or less in terms of random intensity ratio, and the ratio of non-recrystallized grains is 0.10% or less to suppress the occurrence of streak patterns in the plating due to surface defects of the steel sheet.
  • Patent Literature 3 discloses a technique of suppressing the occurrence of streak patterns in the plating by setting the Mn concentration in the surface layer after annealing to a predetermined upper limit or less in a base material steel plate made of BH steel.
  • alloyed hot-dip galvanized steel sheets used for the above applications are often press-formed before use.
  • unalloyed plating may adhere to the mold, impairing formability and productivity. Further, cracking may occur due to secondary work embrittlement.
  • the alloyed hot-dip galvanized steel sheet used for the above applications preferably has a high balance between strength and ductility.
  • sufficient studies have not been made on alloyed hot-dip galvanized steel sheets that are excellent in balance between strength and ductility.
  • An alloyed hot-dip galvanized steel sheet comprising a base steel sheet and a coating layer
  • the base material steel plate is mass%, C: 0.0005 to 0.0100%, Si: 0.01 to 0.50%, Mn: 0.01 to 2.00%, P: 0.100% or less, S: 0.0100% or less, N: 0.0200% or less, Ti: 0.040 to 0.180%, Nb: 0 to 0.100%, B: 0.0005 to 0.0100%, Al: 0 to 1.000%, Cu: 0 to 1.000%, Cr: 0 to 2.000%, Ni: 0 to 0.500%, Mo: 0 to 3.000%, W: 0 to 0.100%, V: 0 to 1.000%, O: 0 to 0.020%, Ta: 0 to 0.100%, Co: 0 to 3.000%, Sn: 0 to 1.000%, Sb: 0 to 0.500%, As: 0 to 0.050%, Mg
  • Condition 1 Using an electron probe microanalyzer (EPMA), a 2 mm square rectangular area on the surface of the base steel sheet is divided into a plurality of 400 x 400 areas for elemental mapping, and each of the areas Determine the Mn intensity at A standard deviation SD is obtained from the number distribution of the Mn intensity detected in the rectangular area.
  • EPMA electron probe microanalyzer
  • Condition 2 Using an electron probe microanalyzer (EPMA), element mapping is performed by dividing a 2 mm square rectangular area on the surface of the base steel sheet into a plurality of 400 x 400 areas, and each of the areas Determine the Mn intensity at Identify an average value MI ave of the Mn intensity in the rectangular region.
  • the rectangular area is divided into 400 pieces in the direction orthogonal to the rolling direction to obtain 400 divided areas.
  • a first region is defined as a region in which 50% or more of the divided regions are occupied by an area exhibiting a Mn intensity that is 34% or more higher than the average value MI ave .
  • a second region is defined as a region in which 50% or more of the divided regions are occupied by an area exhibiting a Mn intensity that is 34% or more lower than the average value MI ave .
  • An interval I between the first regions adjacent to each other across the second region in the rectangular region is obtained.
  • the chemical composition is, in mass%, Mn: 0.01-1.30% or 1.70-2.00% may contain.
  • the chemical composition is, in mass%, Nb: 0.001 to 0.100%, Al: 0.001 to 1.000%, Cu: 0.001 to 1.000%, Cr: 0.001 to 2.000%, Ni: 0.001 to 0.500%, Mo: 0.001 to 3.000%, W: 0.001 to 0.100%, V: 0.001 to 1.000%, O: 0.001 to 0.020%, Ta: 0.001 to 0.100%, Co: 0.001 to 3.000%, Sn: 0.001 to 1.000%, Sb: 0.001 to 0.500%, As: 0.001 to 0.050%, Mg: 0.001-0.050%, Zr: 0.001 to 0.050%, Ca: 0.0001 to 0.0500%, REM: 0.0001-0.0500% It may contain at least one selected from the group consisting of.
  • the metal structure of the base steel sheet is, in terms of area ratio, Ferrite: 94-100%, sum of martensite and bainite: 0-4%, and retained austenite: 0-2%, may be
  • the chemical composition of the coating layer is, in mass%, Fe: 5-25%, Al: 0 to 1.0%, Si: 0 to 1.0%, Mg: 0-1.0%, Mn: 0-1.0%, Ni: 0 to 1.0%, Sb: 0 to 1.0%, and Balance: Zn and impurities.
  • the alloyed hot-dip galvanized steel sheet of the present disclosure has excellent wettability of the coating to the base steel sheet, suppresses adhesion of the unalloyed coating to the mold during press working, and suppresses secondary work embrittlement. easy to be
  • FIG. 2 is a schematic diagram showing the form of Mn-enriched portions on the surface of the base steel sheet;
  • FIG. 3 is a schematic diagram for explaining the mechanism of generating streak patterns in an alloyed hot-dip galvanized layer.
  • 4 is a schematic diagram for explaining condition 1;
  • FIG. 4 is a schematic diagram for explaining condition 2;
  • FIG. 1 is a schematic diagram for explaining condition 1;
  • FIG. 4 is a schematic diagram for explaining condition 2;
  • the plating streak pattern in the alloyed hot-dip galvanized steel sheet is caused by uneven Mn concentration occurring on the base iron surface due to microsegregation of Mn during slab solidification.
  • the Mn-enriched portion of the base iron surface of the slab is stretched in the rolling direction by rolling to form a streak pattern. That is, when a steel plate is obtained by rolling a slab, on the surface of the steel plate, the Mn-enriched portion extends like a streak along the rolling direction.
  • FIG. 2 when the steel sheet in such a state (FIG.
  • Mn oxide eg, Mn 2 SiO 4
  • the pinning effect of the Mn oxide can suppress the grain growth of the surface layer (FIG. 2(B)). That is, in the Mn-enriched portion of the base steel sheet, the grain boundary density tends to be higher than in the portion other than the Mn-enriched portion.
  • alloying is promoted in areas with higher grain boundary densities (Fig. 2(C)), and the coating layer grows thicker. By doing so, a streak pattern is generated in the plating layer (FIG. 2(D)).
  • the plating streak pattern in the alloyed hot-dip galvanized steel sheet is caused by the uneven concentration of Mn on the surface of the base steel sheet.
  • the level of appearance of streak patterns in the plating varies depending on the degree of unevenness in the concentration of Mn. That is, even if Mn concentration unevenness occurs, if the interval between the concentration unevenness is sufficiently narrow or sufficiently wide, a plating streak pattern that impairs the appearance is unlikely to occur.
  • controlling the Mn distribution on the surface of the base steel sheet can improve the coating streak pattern in the alloyed hot-dip galvanized steel sheet.
  • the distribution of Mn on the surface of the base steel sheet can be quantified by the standard deviation of the Mn intensity obtained using an electron probe microanalyzer (EPMA).
  • EPMA electron probe microanalyzer
  • the distribution form of Mn on the surface of the base steel sheet can be controlled by, for example, the heating temperature of the slab before hot rolling (aimed at diffusing Mn at a high temperature).
  • the alloyed hot-dip galvanized steel sheet according to this embodiment has a base material steel sheet and a coating layer.
  • the base material steel plate is mass %, C: 0.0005 to 0.0100%, Si: 0.01 to 0.50%, Mn: 0.01 to 2.00%, P: 0.100% or less, S: 0.0100% or less, N: 0.0200% or less, Ti: 0.040 to 0.180%, Nb: 0 to 0.100%, B: 0.0005 to 0.0100%, Al: 0 to 1.000%, Cu: 0 to 1.000%, Cr: 0 to 2.000%, Ni: 0 to 0.500%, Mo: 0 to 3.000%, W: 0 to 0.100%, V: 0 to 1.000%, O: 0 to 0.020%, Ta: 0 to 0.100%, Co: 0 to 3.000%, Sn: 0 to 1.000%, Sb: 0 to 0.500%, As: 0 to 0.050%, Mg: 0-0.050%,
  • Condition 1 Using an electron probe microanalyzer (EPMA), a 2 mm square rectangular area on the surface of the base steel sheet is divided into a plurality of 400 x 400 areas for elemental mapping, and each of the areas Determine the Mn intensity at A standard deviation SD is obtained from the number distribution of the Mn intensity detected in the rectangular area.
  • EPMA electron probe microanalyzer
  • Condition 2 Using an electron probe microanalyzer (EPMA), element mapping is performed by dividing a 2 mm square rectangular area on the surface of the base steel sheet into a plurality of 400 x 400 areas, and each of the areas Determine the Mn intensity at Identify an average value MI ave of the Mn intensity in the rectangular region.
  • the rectangular area is divided into 400 pieces in the direction orthogonal to the rolling direction to obtain 400 divided areas.
  • a first region is defined as a region in which 50% or more of the divided regions are occupied by an area exhibiting a Mn intensity that is 34% or more higher than the average value MI ave .
  • a second region is defined as a region in which 50% or more of the divided regions are occupied by an area exhibiting a Mn intensity that is 34% or more lower than the average value MI ave .
  • An interval I between the first regions adjacent to each other across the second region in the rectangular region is obtained.
  • C 0.0005 to 0.0100%
  • Mechanical properties such as elongation and r-value improve as the amount of C in the base steel sheet decreases.
  • C can be fixed with Ti or Nb, which will be described later. There is a possibility that the range of annealing conditions will be narrowed.
  • alloying of the plating may be hindered.
  • the C content is 0.0100% or less, and may be 0.0080% or less, 0.0060% or less, or 0.0040% or less. From the viewpoint of suppressing excessive increases in steelmaking costs, the C content is 0.0005% or more, and may be 0.0010% or more, 0.0015% or more, or 0.0020% or more.
  • Si is an element that improves the strength of the base steel sheet.
  • the base steel sheet contains an excessive amount of Si, the wettability of the coating on the base steel sheet may deteriorate.
  • the base material steel sheet contains Si excessively, the alloying of the coating is delayed, and the unalloyed coating may increase in the alloyed hot-dip galvanized steel sheet.
  • the Si content is 0.50% or less, and may be 0.48% or less or 0.46% or less.
  • the Si content is 0.01% or more, and may be 0.05% or more, 0.10% or more, or 0.20% or more.
  • Mn is an element that improves the strength of the base steel sheet.
  • the Mn content is 2.00% or less, and may be 1.95% or less.
  • the Mn content is 0.01% or more, and may be 0.05% or more, 0.10% or more, or 0.20% or more.
  • the Mn content is 0.01 to 1.30% or less or 1.70 to It may be 2.00%.
  • the Mn content may be 0.50% or more, 1.00% or more, or 1.20% or less. Alternatively, the Mn content may be 1.75% or more and may be 1.95% or less.
  • P is an element that improves the strength of the base steel sheet, and may be optionally added.
  • the base material steel sheet contains P excessively, the alloying of the coating is delayed, and the unalloyed coating may increase in the alloyed hot-dip galvanized steel sheet.
  • the P content is 0.100% or less, and may be 0.090% or less.
  • the lower limit of the P content is not particularly limited.
  • the P content is 0% or more, and may be 0.001% or more.
  • S is an element that segregates in the grain boundaries of the base steel sheet and causes secondary work embrittlement. It is an element that induces
  • the S content is 0% or more, and may be 0.0005% or more, 0.0010% or more, or 0.0020% or more, and is 0.0100% or less, 0.0090% or less, or 0 It may be 0.0080% or less.
  • N is an element that forms coarse nitrides in the base steel sheet and reduces the workability of the steel sheet. Also, N is an element that causes blowholes during welding. Also, if N is excessively contained, it may bond with Ti to form TiN, and the effective amount of Ti for immobilizing C may decrease.
  • the N content is 0.0200% or less, and may be 0.0150% or less, 0.0100% or less, 0.0080% or less, or 0.0060% or less. Although the N content is 0% or more, the N content may be 0.0001% or more or 0.0010% or more from the viewpoint of suppressing an excessive increase in steelmaking cost.
  • Ti 0.040 to 0.180%
  • Ti is an element that fixes C and improves mechanical properties such as elongation and r value of the base steel sheet. Such an effect is easily obtained when the Ti content is 0.040% or more.
  • the Ti content may be 0.045% or more or 0.050% or more.
  • the Ti content is too high, the strength and ductility of the base steel sheet may be unbalanced. Such problems can be easily avoided when the T content is 0.180% or less.
  • the Ti content may be 0.150% or less, 0.120% or less, or 0.100% or less.
  • Nb 0 to 0.100%
  • Ti is an element that fixes C and improves mechanical properties such as elongation and r-value of the base steel sheet. However, the effect is weaker than that of Ti.
  • the Nb content may be 0% because Ti provides a C fixation effect.
  • the Nb content is 0% or more, and may be 0.001% or more, 0.005% or more, or 0.010% or more.
  • the Nb content is 0.100% or less, and may be 0.060% or less or 0.040% or less.
  • B is an element for preventing secondary work embrittlement of the base steel sheet.
  • Ti and Nb can be used to immobilize C and remove C from the grain boundaries.
  • B instead of C in the base steel sheet, such a problem can be easily avoided.
  • the B content may be 0.0007% or more or 0.0009% or more.
  • the base material steel sheet contains B excessively, the alloying of the coating is delayed, and the unalloyed coating may increase in the alloyed hot-dip galvanized steel sheet.
  • the B content is 0.0100% or less, and may be 0.0050% or less or 0.0020% or less.
  • Al is an element that acts as a deoxidizing agent for steel and is added as necessary. On the other hand, if Al is contained excessively, the balance between strength and ductility may deteriorate.
  • the Al content is 0% or more, and may be 0.001% or more, 0.005% or more, 0.010% or more, or 0.015% or more, and is 1.000% or less, and 0 .700% or less, 0.500% or less, 0.300% or less, 0.100% or less, 0.080% or less, 0.060% or less, or 0.040% or less.
  • the basic chemical composition of the base material steel plate in this embodiment is as described above. Furthermore, the base material steel plate in this embodiment may contain at least one of the following elements, if necessary. Since these elements do not have to be contained, the lower limit of their content is 0%. These elements do not substantially affect the problem-solving mechanism of this embodiment.
  • Cu is an element that can contribute to improving at least one of strength and corrosion resistance.
  • excessive Cu content may lead to deterioration of toughness.
  • Cu content is 0% or more, may be 0.001% or more, 0.010% or more, 0.050% or more, or 0.100% or more, and is 1.000% or less , 0.800% or less, 0.600% or less, 0.400% or less, 0.250% or less, or 0.150% or less.
  • Cr Cr is an element that increases the hardenability of steel and can contribute to improving at least one of strength and corrosion resistance.
  • an excessive Cr content may increase the alloy cost and reduce the toughness.
  • the Cr content is 0% or more, and may be 0.001% or more, 0.010% or more, 0.050% or more, or 0.100% or more, and is 2.000% or less. Yes, 1.500% or less, 1.000% or less, 0.500% or less, 0.300% or less, or 0.150% or less.
  • Ni is an element that increases the hardenability of steel and can contribute to the improvement of at least one of strength and heat resistance.
  • an excessive Ni content may saturate the effect and increase the manufacturing cost.
  • Ni content is 0% or more, may be 0.001% or more, 0.010% or more, 0.030% or more, or 0.050% or more, and is 0.500% or less , 0.400% or less, 0.300% or less, 0.200% or less, or 0.100% or less.
  • Mo is an element that increases the hardenability of steel and can contribute to improving at least one of strength and corrosion resistance.
  • excessive Mo content may increase deformation resistance during processing.
  • Mo content is 0% or more, may be 0.001% or more, 0.005% or more, 0.010% or more, or 0.020% or more, and is 3.000% or less , 2.000% or less, 1.000% or less, 0.500% or less, or 0.100% or less.
  • W is an element that can improve the hardenability of steel and contribute to the improvement of strength. On the other hand, if the W content is excessive, coarse inclusions may be formed. W content is 0% or more, may be 0.001% or more, 0.005% or more, or 0.010% or more, and is 0.100% or less and 0.080% or less , 0.050% or less, or 0.030% or less.
  • V is an element that can contribute to an improvement in strength through precipitation strengthening and the like. On the other hand, when V is contained excessively, a large amount of precipitates are formed, which may reduce the toughness.
  • V content is 0% or more, may be 0.001% or more, 0.010% or more, 0.030% or more, or 0.050% or more, and is 1.000% or less , 0.800% or less, 0.500% or less, 0.300% or less, 0.100% or less, or 0.070% or less.
  • O is an element that can be mixed in during the manufacturing process. In order to reduce the O content to the limit, refining takes time, resulting in a decrease in productivity. On the other hand, when O is contained excessively, coarse inclusions are formed, which may reduce the toughness of the steel material.
  • the O content is 0% or more, and may be 0.001% or more, 0.002% or more, or 0.003% or more, and is 0.020% or less, 0.015% or less, 0 0.010% or less, or 0.005% or less.
  • Ta is an element that can contribute to controlling the morphology of carbides and increasing their strength. On the other hand, if Ta is contained excessively, a large number of fine Ta carbides may be precipitated, resulting in a decrease in toughness.
  • Ta content is 0%, may be 0.001% or more, 0.005% or more, 0.010% or more, or 0.020% or more, and is 0.100% or less, It may be 0.080% or less, 0.060% or less, or 0.040% or less.
  • Co is an element that can contribute to improving at least one of hardenability and heat resistance.
  • Co content is 0% or more, may be 0.001% or more, 0.010% or more, 0.020% or more, or 0.050% or more, and is 3.000% or less , 2.000% or less, 1.000% or less, 0.500% or less, 0.200% or less, or 0.100% or less.
  • Sn is an element that can contribute to the improvement of corrosion resistance.
  • an excessive Sn content may lead to a decrease in toughness.
  • Sn content is 0% or more, may be 0.001% or more, 0.005% or more, 0.010% or more, or 0.020% or more, and is 1.000% or less , 0.800% or less, 0.500% or less, 0.300% or less, 0.100% or less, or 0.050% or less.
  • Sb is an element that can contribute to the improvement of corrosion resistance.
  • an excessive Sb content may lead to a decrease in toughness.
  • the Sb content is 0% or more, may be 0.001% or more, 0.005% or more, or 0.010% or more, and is 0.500% or less and 0.300% or less , 0.100% or less, or 0.050% or less.
  • As is an element that can contribute to improving the machinability of steel. On the other hand, if As is contained excessively, there is a possibility that workability may be deteriorated.
  • As content is 0% or more, may be 0.001% or more, 0.005% or more, or 0.010% or more, and is 0.050% or less and 0.040% or less , 0.030% or less, or 0.020% or less.
  • Mg is an element that can contribute to the control of sulfide morphology. On the other hand, if Mg is contained excessively, toughness may be lowered. Mg content is 0% or more, may be 0.001% or more, 0.003% or more, or 0.005% or more, and is 0.050% or less and 0.030% or less , 0.020% or less, or 0.015% or less.
  • Zr 0 to 0.050%
  • Zr is an element that can contribute to the control of sulfide morphology.
  • an excessive Zr content may saturate the effect and increase the manufacturing cost.
  • Zr content is 0% or more, may be 0.001% or more, 0.003% or more, 0.005% or more, or 0.010% or more, and is 0.050% or less , 0.040% or less, 0.030% or less, or 0.020% or less.
  • Ca is an element that can control the morphology of sulfide by adding a small amount. On the other hand, if Ca is contained excessively, the effect may be saturated and the production cost may increase.
  • Ca content is 0% or more, may be 0.0001% or more, 0.0005% or more, 0.0010% or more, or 0.0020% or more, and is 0.0500% or less , 0.0300% or less, 0.0200% or less, 0.0100% or less, 0.0070% or less, or 0.0040% or less.
  • REM 0-0.0500% REM, like Ca, is an element capable of controlling the form of sulfide by adding a small amount of it. On the other hand, if the REM content is excessive, coarse inclusions may be formed.
  • the REM content is 0% or more, and may be 0.0001% or more, 0.0005% or more, 0.0010% or more, or 0.0020% or more, and 0.0500% or less. , 0.0300% or less, 0.0200% or less, 0.0100% or less, 0.0070% or less, or 0.0040% or less.
  • REM refers to scandium (Sc) with atomic number 21, yttrium (Y) with atomic number 39, and lanthanide (La) with atomic number 57 to lutetium with atomic number 71.
  • Sc scandium
  • Y yttrium
  • La lanthanide
  • La lanthanide
  • Li is a general term for the 17 elements, and the REM content is the total content of these elements.
  • the balance other than the components described above is Fe and impurities.
  • Impurities are components and the like that are mixed due to various factors in the manufacturing process, including raw materials such as ores and scraps, when industrially manufacturing the base steel sheet according to the present embodiment.
  • the standard deviation SD of the base steel sheet which is obtained under Condition 1 above, is 0.40 or less. That is, when the distribution of Mn on the surface of the base steel sheet is analyzed by EPMA mapping, the variation in Mn strength is small.
  • EPMA is used to obtain EPMA mapping of the Mn intensity for a rectangular region of 2 mm square on the surface of the base steel plate.
  • the rectangular region is divided into a plurality of 400 ⁇ 400 areas, elemental mapping is performed, and the Mn intensity in each area is specified.
  • the Mn intensity in each of the identified areas is summarized in a histogram, and the standard deviation SD can be obtained from the number distribution of Mn intensities detected in the rectangular area.
  • the standard deviation SD obtained in this way is 0.40 or less, so that the variation in the alloying speed can be suppressed when the hot-dip galvanized layer is alloyed. and the streak pattern described above is less likely to occur.
  • the standard deviation SD may be 0.39 or less or 0.38 or less.
  • the lower limit of the standard deviation SD is not particularly limited and may be 0, but in reality it exceeds 0.
  • the standard deviation SD may be 0.20 or greater or 0.30 or greater.
  • the distance I required by Condition 2 above for the base steel plate is 50 ⁇ m or less. That is, when the distribution of Mn on the surface of the base steel sheet is analyzed by EPMA mapping, the interval between regions (first regions) with relatively high Mn strength is narrow in the direction perpendicular to the rolling direction. In other words, on the surface of the base steel sheet, the distance between the Mn-enriched portions, which is the cause of streak patterns in plating, is narrow in the direction perpendicular to the rolling direction. As shown in FIG. 4, under condition 2 above, EPMA is used to obtain EPMA mapping of the Mn intensity for a rectangular region of 2 mm square on the surface of the base steel plate.
  • the rectangular region is divided into a plurality of 400 ⁇ 400 areas, elemental mapping is performed, and the Mn intensity in each area is specified.
  • the Mn intensity in each identified area is averaged, that is, the average Mn intensity MI ave in the rectangular area is identified (FIG. 4A).
  • the same rectangular area is divided into 400 pieces in the direction perpendicular to the rolling direction to obtain 400 divided areas.
  • a first region is defined as a region occupied by 50% or more of these divided regions where the Mn intensity is 34% or more higher than the average value MI ave .
  • a region occupied by 50% or more of the area showing the Mn intensity that is 34% or more lower than the average value MI ave is defined as the second region.
  • the interval I between the first regions adjacent to each other across the second region in the rectangular region is obtained (FIG. 4(B)). According to the knowledge of the present inventors, if the distance I obtained in this way is 50 ⁇ m or less, the distance between the Mn-enriched portions, which is a factor in generating streak patterns in the plating, becomes sufficiently narrow, and the base material When an alloyed hot-dip galvanized layer is formed on a steel sheet, streak patterns are less likely to occur in the coating.
  • the spacing I may be 45 ⁇ m or less or 40 ⁇ m or less.
  • the lower limit of the interval I is not particularly limited.
  • the spacing I may be 0 ⁇ m, 5 ⁇ m or more, 10 ⁇ m or more, 15 ⁇ m or more, 20 ⁇ m or more, 25 ⁇ m or more, or 30 ⁇ m or more.
  • the largest interval among the plurality of intervals I is 50 ⁇ m or less. I wish I had.
  • the interval I is assumed to be 0 ⁇ m.
  • the "rolling direction" of the base steel plate can be specified by the direction of the streaks formed on the base steel plate.
  • the rolling direction can be specified based on the extension direction of the Mn-enriched portion.
  • the direction of elongation of the Mn-enriched portion in the base steel sheet may be specified, for example, by elemental mapping using EPMA as described above.
  • the metal structure of the base steel plate is not particularly limited, and can be adjusted according to the performance required of the base steel plate.
  • the metal structure of the base steel plate has an area ratio of, for example, ferrite: 94 to 100%, the sum of martensite and bainite: 0 to 4%, and retained austenite: 0 to 2%. There may be.
  • the area ratio of each phase and structure can be specified, for example, as follows.
  • the area ratio of retained austenite is evaluated by high-resolution crystal structure analysis by the EBSD method (electron backscatter diffraction method). Specifically, a sample is collected using a cross section parallel to the rolling direction and thickness direction of the base steel sheet as an observation surface, and the observation surface is polished to a mirror finish. Further, electrolytic polishing or mechanical polishing using colloidal silica is performed to remove the processed layer on the surface. Next, crystal structure analysis is performed by the EBSD method for 5 fields of view with 10000 ⁇ m 2 or more per field of view at the 1/4 thickness position. Also, the distance between scores (step) is set to 0.01 to 0.20 ⁇ m.
  • the data obtained by the EBSD method are analyzed using analysis software (for example, "OIM Analysys" manufactured by TSL). Based on the results of observation at each position, the region determined to be FCC iron is determined to be retained austenite, and the area ratio of retained austenite is calculated.
  • analysis software for example, "OIM Analysys” manufactured by TSL.
  • the area ratios of ferrite, martensite, bainite, and pearlite are measured as follows. First, a sample is collected by using a cross section parallel to the rolling direction and thickness direction of the base steel sheet as an observation surface, and the observation surface is polished and nital-etched. Then, in the range of 1/8 thickness to 3/8 thickness centering on the position of 1/4 thickness from the surface, 1 field of view is 1200 ⁇ m 2 or more, and a total of 5 fields of view are field emission scanning electron microscope (FE-SEM : Field Emission Scanning Electron Microscope). Then, the area ratios of ferrite, bainite, martensite, and pearlite are measured. Here, each tissue is identified as follows.
  • a region in which cementite is precipitated in a lamellar shape is determined to be pearlite.
  • a region with relatively low luminance is determined to be ferrite.
  • Each area ratio is calculated by the point counting method. Thereafter, the total area ratio of martensite and bainite is obtained by subtracting the area ratio of retained austenite previously obtained by the EBSD method from the area ratio of the other regions.
  • the alloyed hot-dip galvanized steel sheet according to the present embodiment has the base steel sheet and a coating layer.
  • a plating layer is formed on at least one surface of the base steel sheet.
  • the plating layer may be a galvannealed layer having a composition known to those skilled in the art.
  • the plating layer may contain additive elements such as Al in addition to Zn.
  • the chemical composition of the coating layer is, for example, in mass%, Fe: 5 to 25%, Al: 0 to 1.0%, Si: 0 to 1.0%.
  • the Al content in the plated layer may be more than 0% by mass or 0.1% by mass or more.
  • the adhesion amount of the plating layer is not particularly limited, and may be a general adhesion amount.
  • the chemical composition of the plating layer can be specified, for example, by the following procedure. That is, after removing the surface layer coating film with a coating film remover that does not corrode the plating (e.g., Sansai Kako Co., Ltd. Neoriver SP-751), the plating layer is removed with hydrochloric acid containing an inhibitor (e.g., Sugimura Chemical Industry Co., Ltd. Hibilon). is dissolved, and the resulting solution is subjected to inductively coupled plasma (ICP) emission spectroscopy to determine the chemical composition of the plating layer.
  • a coating film remover that does not corrode the plating
  • hydrochloric acid containing an inhibitor e.g., Sugimura Chemical Industry Co., Ltd. Hibilon
  • the alloyed hot-dip galvanized steel sheet may further have the following properties.
  • the tensile strength of the galvannealed steel sheet may be, for example, 430 MPa or more, 450 MPa or more, 500 MPa or more, or 520 MPa or more, or 600 MPa or less, 580 MPa or less, 550 MPa or less, or 500 MPa or less.
  • Total elongation EL When a steel plate is cold-formed to produce a structure, the steel plate needs to be stretched in order to finish it into a complicated shape. If the total elongation of the steel sheet is too low, the material may crack during cold forming.
  • the total elongation of the steel sheet is not particularly limited, but may be, for example, 25% or more or 30% or more, or may be 40% or less or 35% or less.
  • the yield point of the steel sheet is not particularly limited. Below, it may be 380 MPa or less, 350 MPa or less, 340 MPa or less, or 320 MPa or less.
  • the plate thickness of the base steel plate is a factor that affects the rigidity of the formed steel member, and the greater the plate thickness, the higher the rigidity of the member. If the plate thickness is too small, the rigidity may be lowered, and the press formability may be lowered due to the influence of unavoidable non-ferrous inclusions present inside the steel plate. On the other hand, if the plate thickness is too large, the press-forming load increases, which may lead to wear of the mold and a decrease in productivity.
  • the plate thickness of the base steel plate is not particularly limited, but may be 0.2 mm or more and may be 6.0 mm or less.
  • the distribution form of Mn (the distribution form of the Mn-enriched portion) on the surface of the base steel sheet is controlled to a predetermined state.
  • the alloying of the plating in the Mn-enriched portion is promoted by the mechanism shown in FIGS. Since it is very small and dense, it becomes difficult to visually recognize it as a streak pattern of plating.
  • the alloyed hot-dip galvanized steel sheet according to the present embodiment is excellent in coating appearance and appearance after painting.
  • the alloyed hot-dip galvanized steel sheet according to the present embodiment can be manufactured by consistent management of continuous casting, hot rolling, cold rolling and annealing. In particular, it is important to maintain the slab at a high temperature after continuous casting to diffuse Mn on the surface of the slab and disperse the Mn-enriched portion.
  • An example of the manufacturing method of the alloyed hot-dip galvanized steel sheet will be described below, but the manufacturing method of the alloyed hot-dip galvanized steel sheet is not limited to the following example.
  • the method for manufacturing a galvannealed steel sheet according to the present embodiment includes: obtaining a steel slab having said chemical composition by continuous casting; Obtaining a hot-rolled sheet by heating the steel slab and then performing hot rolling; winding the hot-rolled sheet; cold rolling the hot-rolled sheet to obtain a cold-rolled sheet; and Annealing the cold-rolled sheet; including When cooling the steel slab after the continuous casting, at least the surface in the width direction (the surface in contact with the rolling rolls during rolling) of the surfaces of the steel slab is held at a temperature of 600° C. or higher for 240 minutes or longer.
  • Cooling process of slab after continuous casting As described above, when cooling a steel slab after continuous casting, at least the surface of the steel slab in the width direction (the surface in contact with the rolling rolls during rolling) is , 240 minutes or longer at a temperature of 600° C. or higher, Mn diffuses on the surface of the steel slab, and the Mn-enriched portion is easily dispersed. As a result, when the rolled base steel sheet is subjected to alloying hot-dip galvanizing treatment, it becomes difficult to visually recognize the streak pattern of the plating.
  • the form for controlling the temperature of the steel slab after continuous casting as described above is not particularly limited. Do it.
  • the above-described temperature control can be achieved during the cooling process of the slab by controlling the cooling rate at least on the surface in the width direction of the slab during transport to a low speed of 30° C./h or less.
  • Heating temperature and time in the heating furnace As described above, when heating the steel slab before hot rolling, at least the surface of the steel slab in the width direction (the surface in contact with the rolling rolls during rolling) is By holding the steel slab at a temperature of 1150° C. or higher and 1300° C. or lower for 120 minutes or longer and 300 minutes or shorter, Mn diffuses on the surface of the steel slab and the Mn-enriched portion is easily dispersed. As a result, when the rolled base steel sheet is subjected to alloying hot-dip galvanizing treatment, it becomes difficult to visually recognize the streak pattern of the plating.
  • the form for controlling the temperature of the steel slab before hot rolling as described above is not particularly limited. Do it.
  • the temperature of the steel slab is controlled from continuous casting to hot rolling, and then hot rolling, coiling, cold rolling, Rolling, annealing, plating, and the like may be performed.
  • Hot rolling conditions, coiling conditions, cold rolling conditions, annealing conditions and plating conditions are not particularly limited. An example of each step is shown below.
  • the finish rolling temperature of hot rolling In hot-rolling the slab after heating, general conditions may be adopted as rough-rolling conditions in the hot-rolling. General conditions may also be adopted for finishing rolling conditions for hot rolling. However, since the finish rolling temperature of hot rolling is a factor that exerts an effect on controlling the texture of the base material steel sheet, it is preferable to control the temperature within a predetermined temperature range. For example, the finish rolling temperature of hot rolling may be 900° C. or higher or 950° C. or lower.
  • the coiling temperature of the hot-rolled sheet is not particularly limited. For example, it may be 500° C. or higher and 800° C. or lower.
  • the rolling reduction in cold rolling is important from the viewpoint of obtaining a texture with an excellent r value.
  • the total rolling reduction in cold rolling is desirably 70% or more and desirably 90% or less.
  • Annealing may be performed at a temperature of 700° C. or less for the purpose of reducing the cold rolling load before cold rolling.
  • Annealing may be performed in a high dew point atmosphere or in a low dew point atmosphere.
  • the dew point in the annealing atmosphere may be ⁇ 60° C. or higher or 30° C. or lower.
  • the maximum heating temperature (annealing holding temperature) during annealing is preferably 750° C. or higher, and preferably 900° C. or lower.
  • the holding time is more preferably 10 seconds or longer. More preferably, it is 20 seconds or longer.
  • the steel may be reheated to a temperature range of 350° C. to 600° C. and retained. If the cooling stop temperature is excessively low, not only is a large capital investment required, but the effect is saturated.
  • the steel sheet may be retained in the temperature range of 350 to 600°C. Retention in this temperature range suppresses temperature unevenness in the width direction of the plate and improves the appearance after plating.
  • the cooling stop temperature after the annealing is 350° C. to 600° C., the residence may be performed without reheating.
  • the residence time is preferably 30 seconds or more and 300 seconds or less in order to obtain the effect.
  • the cold-rolled sheet or the steel sheet obtained by plating the cold-rolled sheet may be reheated after cooling to room temperature or during cooling to room temperature (however, Ms or less).
  • a hot-dip galvanized layer is formed on the surface of the steel sheet by the hot-dip galvanizing process. In this case, the corrosion resistance of the cold-rolled steel sheet is improved, which is preferable.
  • a plated layer may be formed on the surface of the plate in the annealing. Alternatively, the plated layer may be formed on the surface of the sheet after annealing.
  • composition of plating bath is mainly composed of Zn, so long as the chemical composition of the plating layer after the alloying treatment can be within the desired range.
  • the effective Al content value obtained by subtracting the total Fe content from the total Al content in the plating bath
  • the effective amount of Al in the plating bath is too small, Fe may excessively penetrate into the plating layer, resulting in poor adhesion of the plating.
  • the effective amount of Al in the plating bath is more preferably 0.065% by mass or more, and more preferably 0.180% by mass or less.
  • the steel sheet on which the hot-dip galvanized layer is formed is preferably heated to a temperature range of 450 to 600°C. If the alloying temperature is too low, the alloying may not proceed sufficiently. On the other hand, if the alloying temperature is too high, the alloying progresses too much, and there is a risk that the Fe concentration in the coating layer becomes excessive due to the generation of the ⁇ phase, resulting in a decrease in coating adhesion.
  • the alloying temperature may be 470° C. or higher and may be 580° C. or lower.
  • the alloying temperature needs to be changed according to the chemical composition of the steel sheet and the state of the surface layer such as the degree of formation of the internal oxide layer, so it can be set while checking the Fe concentration in the coating layer.
  • Alloying of the hot-dip galvanized layer is performed, for example, in an alloying furnace and a holding zone.
  • the residence time in the alloying furnace and the holding zone may be, for example, around 10 seconds in the alloying furnace and around 20 seconds in the holding zone, for a total of around 30 seconds.
  • the heat retaining zone is a section that retains heat so that the temperature of the steel sheet coming out of the alloying furnace does not drop suddenly.
  • skin pass rolling may be performed for the purpose of improving ductility by correcting the shape of the steel sheet or introducing mobile dislocations.
  • the rolling reduction of skin pass rolling after heat treatment is preferably in the range of 0.1 to 1.5%. If it is less than 0.1%, the effect is small and control is difficult, so this is the lower limit. If it exceeds 1.5%, the productivity drops significantly, so this is made the upper limit.
  • a skin pass may be performed inline or offline.
  • the skin pass with the target rolling reduction may be performed at once, or may be performed in several steps.
  • the present invention is not limited to this one conditional example.
  • the present invention can adopt various conditions as long as it achieves its purpose without departing from the gist thereof.
  • Each steel plate was hot-dip galvanized and then alloyed.
  • the steel sheet was immersed in a hot-dip galvanizing bath at 450° C. for 5 seconds. Thereafter, an alloying treatment was performed at 590° C. and cooled from the alloying treatment temperature to room temperature to obtain an alloyed hot-dip galvanized steel sheet.
  • the plating treatment on the base steel sheet can be performed on the same equipment and line as the annealing.
  • EPMA is used to divide a rectangular region of 2 mm square on the surface of the base steel plate into a plurality of 400 x 400 areas for elemental mapping.
  • the Mn intensity at was specified.
  • a standard deviation SD was obtained from the number distribution of Mn intensity detected in the rectangular region.
  • EPMA is used to divide a rectangular region of 2 mm square on the surface of the base steel plate into a plurality of 400 x 400 areas for elemental mapping.
  • the Mn intensity at was specified.
  • An average value MI ave of Mn intensity in the rectangular region was identified.
  • the rectangular region is divided into 400 pieces in the direction orthogonal to the rolling direction to form 400 divided regions, and among the divided regions, the Mn strength is 34% or more higher than the average value MI ave .
  • the area occupied by 50% or more was defined as the first region, and the area occupied by 50% or more of the divided regions showing the Mn intensity lower than the average value MI ave by 34% or more was defined as the second region.
  • the interval I between the first regions adjacent to each other across the second region in the rectangular region was obtained.
  • Yield point (YP), tensile strength (TS), total elongation (EL) and average r value of alloyed hot-dip galvanized steel sheets were measured. Each measurement condition is as described above.
  • Plating streak pattern cannot be visually recognized.
  • ⁇ At a position 50 cm away from the steel plate, the plating streak pattern cannot be visually recognized.
  • ⁇ At a position 50 cm away from the steel sheet, the plating streak pattern is visible, but at a position 100 cm away, the plating streak pattern is not visible.
  • x Plating streak patterns can be visually recognized even at a position 100 cm away from the steel sheet.
  • Results Table 3 shows the production conditions of the base steel sheet, the properties of the base steel sheet, the mechanical properties, the plating properties, and the evaluation results of the formability and workability.
  • the metal structure of the base steel sheet is, in area ratio, ferrite: 94 to 100%, the total of martensite and bainite: 0 to 4%, and residual Austenite: 0 to 2% was satisfied.
  • the chemical composition of the coating layer is Fe: 5 to 25%, Al: 0 to 1.0%, Si: 0 to 1.0. %, Mg: 0-1.0%, Mn: 0-1.0%, Ni: 0-1.0%, Sb: 0-1.0%, and the balance: Zn and impurities rice field.
  • the alloyed hot-dip galvanized steel sheet below has excellent appearance, with the streak pattern of the plating being difficult to see.
  • the properties, such as mechanical properties and formability, which are easily required for alloyed hot-dip galvanized steel sheets can be satisfied.
  • An alloyed hot-dip galvanized steel sheet comprising a base steel sheet and a coating layer,
  • the base material steel plate is mass%, C: 0.0005 to 0.0100%, Si: 0.01 to 0.50%, Mn: 0.01 to 2.00%, P: 0.100% or less, S: 0.0100% or less, N: 0.0200% or less, Ti: 0.040 to 0.180%, Nb: 0 to 0.100%, B: 0.0005 to 0.0100%, Al: 0 to 1.000%, Cu: 0 to 1.000%, Cr: 0 to 2.000%, Ni: 0 to 0.500%, Mo: 0 to 3.000%, W: 0 to 0.100%, V: 0 to 1.000%, O: 0 to 0.020%, Ta: 0 to 0.100%, Co: 0 to 3.000%, Sn: 0 to 1.000%, Sb: 0 to 0.500%, As: 0 to 0.050%, Mg: 0-0.050%, Zr: 0

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Abstract

本開示の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、母材鋼板とめっき層とを有し、前記母材鋼板が、質量％で、所定の化学組成を有し、ＥＰＭＡを利用して所定の条件１で求められるＭｎ強度の標準偏差ＳＤが０．４０以下であり、ＥＰＭＡを利用して所定の条件２で求められるＭｎ濃化部分の間隔Ｉが５０μｍ以下である。本開示の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、外観性等に優れる。

Description

合金化溶融亜鉛めっき鋼板
　本願は合金化溶融亜鉛めっき鋼板を開示する。
　合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、塗装性等に優れることから、自動車車体用途をはじめとして、家電製品や建築材料等の外観部材として多用されている。一方で、合金化溶融亜鉛めっき鋼板においては、めっきに筋模様が発生し易い。この筋模様は、塗装後においても残存し、外観部材として必要な外観性を満足できない場合がある。すなわち、めっきに筋模様が発生してめっき外観が悪くなると、塗装後の外観も悪くなり易い。
　合金化溶融亜鉛めっき鋼板におけるめっき層の筋模様対策として、様々な技術が提案されている。例えば、特許文献１には、ＩＦ鋼からなる母材鋼板に含まれるＴｉとＮｂとのバランスを最適化して、Ｍｎ、Ｐ、Ｓｉの添加量を抑えることで、鋼板表面におけるめっきムラの発生を抑制する技術が開示されている。また、特許文献２には、ＩＦ鋼からなる母材鋼板において、鋼板の板面に平行な方向の｛１００｝面Ｘ線強度をランダム強度比で０．８以下とし、未再結晶粒の割合を０．１０％以下とすることで、鋼板の表面欠陥に由来するめっきの筋模様の発生を抑制する技術が開示されている。さらに、特許文献３には、ＢＨ鋼からなる母材鋼板において、焼鈍後の表層のＭｎ濃度を所定の上限以下とすることで、めっきの筋模様の発生を抑制する技術が開示されている。
特開２００６－２９１２７２号公報 特開２０１６－１３２８０１号公報 国際公開第２０１６／１７０７９４号
　上記の通り、合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっきの筋模様に関して、様々な観点から解決策が提案されているものの、十分な効果が得られたとは言い難い。この点、合金化溶融亜鉛めっき鋼板において、めっきの筋模様を抑えつつ外観性を向上させることに関して、依然として改善の余地がある。
　また、上記の用途に用いられる合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、プレス成形が施されて使用される場合が多い。従来技術においては、合金化溶融亜鉛めっき鋼板のプレス加工時に、未合金化めっきが金型に凝着して成形性や生産性が損なわれる場合がある。また、二次加工脆化によって割れが生じる場合もある。
　さらに、上記用途に用いられる合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、強度と延性とのバランスが高いことが好ましい。従来技術においては、強度と延性とのバランスに優れる合金化溶融亜鉛めっき鋼板について十分な検討はなされていない。
　本願は上記課題を解決するための手段の一つとして、
　合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、母材鋼板とめっき層とを有し、
　前記母材鋼板が、質量％で、
　Ｃ：０．０００５～０．０１００％、
　Ｓｉ：０．０１～０．５０％、
　Ｍｎ：０．０１～２．００％、
　Ｐ：０．１００％以下、
　Ｓ：０．０１００％以下、
　Ｎ：０．０２００％以下、
　Ｔｉ：０．０４０～０．１８０％、
　Ｎｂ：０～０．１００％、
　Ｂ：０．０００５～０．０１００％、
　Ａｌ：０～１．０００％、
　Ｃｕ：０～１．０００％、
　Ｃｒ：０～２．０００％、
　Ｎｉ：０～０．５００％、
　Ｍｏ：０～３．０００％、
　Ｗ：０～０．１００％、
　Ｖ：０～１．０００％、
　Ｏ：０～０．０２０％、
　Ｔａ：０～０．１００％、
　Ｃｏ：０～３．０００％、
　Ｓｎ：０～１．０００％、
　Ｓｂ：０～０．５００％、
　Ａｓ：０～０．０５０％、
　Ｍｇ：０～０．０５０％、
　Ｚｒ：０～０．０５０％、
　Ｃａ：０～０．０５００％、及び、
　ＲＥＭ：０～０．０５００％、
　を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、
　以下の条件１で求められる標準偏差ＳＤが０．４０以下であり、
　以下の条件２で求められる間隔Ｉが５０μｍ以下である、
　合金化溶融亜鉛めっき鋼板
を開示する。
　条件１：電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）を利用して、前記母材鋼板の表面における２ｍｍ角の矩形領域を４００個×４００個の複数のエリアに分割して元素マッピングを行い、各々の前記エリアにおけるＭｎ強度を特定する。前記矩形領域における前記Ｍｎ強度の検出点数分布から標準偏差ＳＤを求める。
　条件２：電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）を利用して、前記母材鋼板の表面における２ｍｍ角の矩形領域を４００個×４００個の複数のエリアに分割して元素マッピングを行い、各々の前記エリアにおけるＭｎ強度を特定する。前記矩形領域における前記Ｍｎ強度の平均値ＭＩａｖｅを特定する。前記矩形領域を圧延方向に対して直交する方向に４００個に分割して、４００個の分割領域とする。前記分割領域のうち、前記平均値ＭＩａｖｅに対して３４％以上高いＭｎ強度を示すエリアが５０％以上占有するものを第１領域とする。前記分割領域のうち、前記平均値ＭＩａｖｅに対して３４％以上低いＭｎ強度を示すエリアが５０％以上占有するものを第２領域とする。前記矩形領域において前記第２領域を挟んで隣り合う前記第１領域の間隔Ｉを求める。
　本開示の合金化溶融亜鉛めっき鋼板において、前記化学組成が、質量％で、
　Ｍｎ：０．０１～１．３０％又は１．７０～２．００％
　を含有するものであってもよい。
　本開示の合金化溶融亜鉛めっき鋼板において、前記化学組成が、質量％で、
　Ｎｂ：０．００１～０．１００％、
　Ａｌ：０．００１～１．０００％、
　Ｃｕ：０．００１～１．０００％、
　Ｃｒ：０．００１～２．０００％、
　Ｎｉ：０．００１～０．５００％、
　Ｍｏ：０．００１～３．０００％、
　Ｗ：０．００１～０．１００％、
　Ｖ：０．００１～１．０００％、
　Ｏ：０．００１～０．０２０％、
　Ｔａ：０．００１～０．１００％、
　Ｃｏ：０．００１～３．０００％、
　Ｓｎ：０．００１～１．０００％、
　Ｓｂ：０．００１～０．５００％、
　Ａｓ：０．００１～０．０５０％、
　Ｍｇ：０．００１～０．０５０％、
　Ｚｒ：０．００１～０．０５０％、
　Ｃａ：０．０００１～０．０５００％、
　ＲＥＭ：０．０００１～０．０５００％
　からなる群より選択される少なくとも１種を含有するものであってもよい。
　本開示の合金化溶融亜鉛めっき鋼板において、前記母材鋼板の金属組織が、面積率で、
　フェライト：９４～１００％、
　マルテンサイトとベイナイトとの合計：０～４％、及び
　残留オーステナイト：０～２％、
　であってもよい。
　本開示の合金化溶融亜鉛めっき鋼板において、前記めっき層の化学組成が、質量％で、
　Ｆｅ：５～２５％、
　Ａｌ：０～１．０％、
　Ｓｉ：０～１．０％、
　Ｍｇ：０～１．０％、
　Ｍｎ：０～１．０％、
　Ｎｉ：０～１．０％、
　Ｓｂ：０～１．０％、並びに、
　残部：Ｚｎ及び不純物
　であってもよい。
　本開示の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、めっきの筋模様が視認し難く、めっき外観性及び塗装後外観性に優れる。また、本開示の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、母材鋼板に対するめっきの濡れ性に優れ、プレス加工時における未合金化めっきの金型への凝着が抑制され、二次加工脆化も抑制され易い。
母材鋼板の表面におけるＭｎ濃化部分の形態を示す概略図である。 合金化溶融亜鉛めっき層に筋模様が発生するメカニズムを説明するための概略図である。 条件１を説明するための概略図である。 条件２を説明するための概略図である。
１．合金化溶融亜鉛めっき鋼板
　本発明者の新たな知見によれば、合金化溶融亜鉛めっき鋼板におけるめっき筋模様は、スラブ凝固時のＭｎのミクロ偏析によって地鉄表面に生じるＭｎ濃化ムラに起因する。図１に示されるように、スラブの地鉄表面のＭｎ濃化部分は、圧延によって圧延方向に延伸されて筋模様となる。すなわち、スラブを圧延して鋼板を得た場合、鋼板の表面において、Ｍｎ濃化部分が圧延方向に沿って筋状に伸びた状態となる。図２に示されるように、このような状態の鋼板（図２（Ａ））に対して、例えば、焼鈍を行った場合、鋼板表層にＭｎ酸化物（例えば、Ｍｎ２ＳｉＯ４）が生成し、当該Ｍｎ酸化物のピン止め効果によって、表層の結晶粒成長が抑制され得る（図２（Ｂ））。すなわち、母材鋼板のＭｎ濃化部分においては、Ｍｎ濃化部分以外の部分と比較して、粒界密度がより高くなり易い。その後、母材鋼板に対して亜鉛めっき層を形成し、さらに合金化処理を施すと、粒界密度のより高い部分で合金化が促進され（図２（Ｃ））、めっき層がより厚く成長することで、めっき層に筋模様が発生する（図２（Ｄ））。
　上記の通り、合金化溶融亜鉛めっき鋼板におけるめっき筋模様は、母材鋼板の表面におけるＭｎの濃化ムラによって生じるものといえる。一方で、本発明者の新たな知見によると、当該Ｍｎの濃化ムラの程度差により、めっきの筋模様の顕在化レベルが変化する。すなわち、Ｍｎの濃度ムラが発生していたとしても、当該濃度ムラの間隔が十分に狭い場合や十分に広い場合には、外観性を損なうようなめっき筋模様は発生し難い。この点、母材鋼板表面のＭｎ分布を制御することで、合金化溶融亜鉛めっき鋼板におけるめっき筋模様を改善することができる。このように、本発明者は、めっきの筋模様の顕在化レベルは、従来技術（例えば、特許文献３）に開示されたような母材鋼板表層の濃化Ｍｎの「量」のみに依存するわけではなく、より正確には、Ｍｎの「分布形態」に依存することを見出した。
　母材鋼板の表面におけるＭｎの分布形態は、電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）を利用して得られるＭｎ強度の標準偏差等によって定量化できる。また、母材鋼板の表面におけるＭｎの分布形態は、例えば、熱間圧延前のスラブの加熱温度（高温にてＭｎを拡散させることを指向）等によって制御することができる。
　本発明は、上記の新たな知見に基づいて完成されたものである。以下、本発明の実施形態について説明する。なお、これらの説明は、本発明の実施形態の単なる例示を意図するものであって、本発明は以下の実施形態に限定されない。
　本実施形態に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、母材鋼板とめっき層とを有する。前記母材鋼板は、質量％で、
　Ｃ：０．０００５～０．０１００％、
　Ｓｉ：０．０１～０．５０％、
　Ｍｎ：０．０１～２．００％、
　Ｐ：０．１００％以下、
　Ｓ：０．０１００％以下、
　Ｎ：０．０２００％以下、
　Ｔｉ：０．０４０～０．１８０％、
　Ｎｂ：０～０．１００％、
　Ｂ：０．０００５～０．０１００％、
　Ａｌ：０～１．０００％、
　Ｃｕ：０～１．０００％、
　Ｃｒ：０～２．０００％、
　Ｎｉ：０～０．５００％、
　Ｍｏ：０～３．０００％、
　Ｗ：０～０．１００％、
　Ｖ：０～１．０００％、
　Ｏ：０～０．０２０％、
　Ｔａ：０～０．１００％、
　Ｃｏ：０～３．０００％、
　Ｓｎ：０～１．０００％、
　Ｓｂ：０～０．５００％、
　Ａｓ：０～０．０５０％、
　Ｍｇ：０～０．０５０％、
　Ｚｒ：０～０．０５０％、
　Ｃａ：０～０．０５００％、及び、
　ＲＥＭ：０～０．０５００％、
　を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有する。また、以下の条件１で求められる標準偏差ＳＤが０．４０以下であり、以下の条件２で求められる間隔Ｉが５０μｍ以下である。
　条件１：電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）を利用して、前記母材鋼板の表面における２ｍｍ角の矩形領域を４００個×４００個の複数のエリアに分割して元素マッピングを行い、各々の前記エリアにおけるＭｎ強度を特定する。前記矩形領域における前記Ｍｎ強度の検出点数分布から標準偏差ＳＤを求める。
　条件２：電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）を利用して、前記母材鋼板の表面における２ｍｍ角の矩形領域を４００個×４００個の複数のエリアに分割して元素マッピングを行い、各々の前記エリアにおけるＭｎ強度を特定する。前記矩形領域における前記Ｍｎ強度の平均値ＭＩａｖｅを特定する。前記矩形領域を圧延方向に対して直交する方向に４００個に分割して、４００個の分割領域とする。前記分割領域のうち、前記平均値ＭＩａｖｅに対して３４％以上高いＭｎ強度を示すエリアが５０％以上占有するものを第１領域とする。前記分割領域のうち、前記平均値ＭＩａｖｅに対して３４％以上低いＭｎ強度を示すエリアが５０％以上占有するものを第２領域とする。前記矩形領域において前記第２領域を挟んで隣り合う前記第１領域の間隔Ｉを求める。
１．１　母材鋼板の化学組成
　まず、母材鋼板の化学組成を限定した理由について説明する。ここで成分についての「％」は質量％を意味する。さらに、本願において、数値範囲を示す「～」とは、特に断りがない場合、その前後に記載される数値を下限値及び上限値として含む意味で使用される。
（Ｃ：０．０００５～０．０１００％）
　母材鋼板中のＣが少ないほど、伸びやｒ値といった機械特性が向上する。本実施形態において、Ｃは後述のＴｉやＮｂで固定可能であるが、ＴｉＣやＮｂＣが増え過ぎると、母材鋼板の機械特性の焼鈍温度依存性が高くなり、所望の機械特性を得るための焼鈍条件の範囲が狭くなる虞がある。また、母材鋼板において、ＴｉやＮｂによって固定されずに残った固溶Ｃが多いと、めっきの合金化を阻害する場合がある。この点、Ｃ含有量は０．０１００％以下であり、０．００８０％以下、０．００６０％以下又は０．００４０％以下であってもよい。尚、製鋼コストの過度の上昇を抑える観点から、Ｃ含有量は０．０００５％以上であり、０．００１０％以上、０．００１５％以上又は０．００２０％以上であってもよい。
（Ｓｉ：０．０１～０．５０％）
　Ｓｉは、母材鋼板の強度を向上させる元素である。一方、母材鋼板がＳｉを過度に含有すると、母材鋼板に対するめっきの濡れ性が悪化する場合がある。また、母材鋼板がＳｉを過度に含有すると、めっきの合金化が遅くなり、合金化溶融亜鉛めっき鋼板において未合金化めっきが多くなる場合がある。この点、Ｓｉ含有量は、０．５０％以下であり、０．４８％以下又は０．４６％以下であってもよい。また、Ｓｉ含有量は０．０１％以上であり、０．０５％以上、０．１０％以上又は０．２０％以上であってもよい。
（Ｍｎ：０．０１～２．００％）
　Ｍｎは、母材鋼板の強度を向上させる元素である。一方、Ｍｎ含有量が過度に多くなると、鋼板の伸びが低下する虞がある。この点、Ｍｎ含有量は、２．００％以下であり、１．９５％以下であってもよい。また、Ｍｎ含有量は０．０１％以上であり、０．０５％以上、０．１０％以上又は０．２０％以上であってもよい。また、本発明者の新たな知見によると、母材鋼板におけるＭｎ含有量が特定の範囲内である場合、外観性を損なうようなめっき筋模様が発生し難くなる。すなわち、Ｍｎ含有量が少なければ、上記の筋状の外観不良を生じさせるほどのＭｎ濃度ムラは生じ難い。また、Ｍｎ含有量が多ければ、母材鋼板の表面全体においてＭｎ濃度が上昇して、上記のＭｎ濃化ムラが解消され易い。以上に鑑みると、本実施形態においては、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の外観性を向上させるとともに、伸びを確保する観点から、Ｍｎ含有量は０．０１～１．３０％以下又は１．７０～２．００％であってもよい。Ｍｎ含有量は０．５０％以上又は１．００％以上であってもよく、１．２０％以下であってもよい。或いは、Ｍｎ含有量は１．７５％以上であってもよく、１．９５％以下であってもよい。
（Ｐ：０．１００％以下）
　Ｐは、母材鋼板の強度を向上させる元素であり、任意に添加してもよい。一方、母材鋼板がＰを過度に含有すると、めっきの合金化が遅くなり、合金化溶融亜鉛めっき鋼板において未合金化めっきが多くなる場合がある。この点、Ｐ含有量は０．１００％以下であり、０．０９０％以下であってもよい。Ｐ含有量の下限は特に限定されない。Ｐ含有量は、０％以上であり、０．００１％以上であってもよい。
（Ｓ：０．０１００％以下）
　Ｓは、母材鋼板の粒界に偏析して、二次加工脆化を生じさせる元素であり、また、鋼中でＭｎＳ等の非金属介在物を生成し、母材鋼板の延性の低下を招く元素であり、少ないほど好ましい。Ｓ含有量は０％以上であり、０．０００５％以上、０．００１０％以上又は０．００２０％以上であってもよく、また、０．０１００％以下であり、０．００９０％以下又は０．００８０％以下であってもよい。
（Ｎ：０．０２００％以下）
　Ｎは、母材鋼板中で粗大な窒化物を形成し、鋼板の加工性を低下させる元素である。また、Ｎは、溶接時のブローホールの発生原因となる元素である。また、Ｎを過度に含有するとＴｉと結合してＴｉＮを生成させ、Ｃを固定化するための有効Ｔｉ量が低下する虞がある。この点、Ｎ含有量は、０．０２００％以下であり、０．０１５０％以下、０．０１００％以下、０．００８０％以下又は０．００６０％以下であってもよい。尚、Ｎ含有量は０％以上であるが、製鋼コストの過度の上昇を抑える観点からは、Ｎ含有量は０．０００１％以上又は０．００１０％以上であってもよい。
（Ｔｉ：０．０４０～０．１８０％）
　Ｔｉは、Ｃを固定化して母材鋼板の伸びやｒ値といった機械特性を向上させる元素である。Ｔｉ含有量が０．０４０％以上である場合に、このような効果が得られ易い。Ｔｉ含有量は０．０４５％以上又は０．０５０％以上であってもよい。一方、Ｔｉ含有量が多過ぎると、母材鋼板の強度と延性とのバランスが悪化する虞がある。Ｔ含有量が０．１８０％以下である場合にこのような問題が回避され易い。Ｔｉ含有量は０．１５０％以下、０．１２０％以下又は０．１００％以下であってもよい。
（Ｎｂ：０～０．１００％）
　Ｎｂは、Ｔｉと同様に、Ｃを固定化して母材鋼板の伸びやｒ値といった機械特性を向上させる元素である。ただし、Ｔｉよりもその効果は弱い。上述の通り、ＴｉによってＣ固定化効果が得られることから、Ｎｂ含有量は０％であってもよい。Ｎｂ含有量は０％以上であり、０．００１％以上、０．００５％以上又は０．０１０％以上であってもよい。一方、Ｎｂ含有量が多過ぎると、母材鋼板の機械特性の焼鈍温度依存性が高くなり、所望の機械特性を得るための焼鈍条件の範囲が狭くなる虞がある。この点、Ｎｂ含有量は０．１００％以下であり、０．０６０％以下又は０．０４０％以下であってもよい。
（Ｂ：０．０００５～０．０１００％）
　Ｂは、母材鋼板の二次加工脆化を防止するための元素である。本実施形態においては、上述の通り、Ｔｉ及びＮｂによってＣを固定化して粒界のＣを除去することができるが、粒界のＣを除去した場合、二次加工脆化が生じ易くなる。本実施形態においては、母材鋼板中にＣの替わりにＢを含ませることで、このような問題を回避し易くなる。特にＢ含有量が０．０００５％以上である場合に、このような問題を一層回避し易い。Ｂ含有量は０．０００７％以上又は０．０００９％以上であってもよい。一方、母材鋼板がＢを過度に含有すると、めっきの合金化が遅くなり、合金化溶融亜鉛めっき鋼板において未合金化めっきが多くなる場合がある。この点、Ｂ含有量は０．０１００％以下であり、０．００５０％以下又は０．００２０％以下であってもよい。
（Ａｌ：０～１．０００％）
　Ａｌは、鋼の脱酸剤として作用する元素であり、必要に応じて添加される。一方、Ａｌを過度に含有すると強度と延性とのバランスが悪化する場合がある。Ａｌ含有量は０％以上であり、０．００１％以上、０．００５％以上、０．０１０％以上又は０．０１５％以上であってもよく、また、１．０００％以下であり、０．７００％以下、０．５００％以下、０．３００％以下、０．１００％以下、０．０８０％以下、０．０６０％以下又は０．０４０％以下であってもよい。
　本実施形態における母材鋼板の基本化学組成は上記のとおりである。さらに、本実施形態における母材鋼板は、必要に応じて、以下の元素のうちの少なくとも１種を含んでいてもよい。これらの元素は含まれなくてもよいため、その含有量の下限は０％である。これらの元素は本実施形態における課題解決メカニズムに実質的な影響を与えない。
（Ｃｕ：０～１．０００％）
　Ｃｕは、強度及び耐食性のうちの少なくとも一方の向上に寄与し得る元素である。一方、Ｃｕを過度に含有すると靭性の劣化を招く虞がある。Ｃｕ含有量は０％以上であり、０．００１％以上、０．０１０％以上、０．０５０％以上、又は、０．１００％以上であってもよく、また、１．０００％以下であり、０．８００％以下、０．６００％以下、０．４００％以下、０．２５０％以下、又は、０．１５０％以下であってもよい。
（Ｃｒ：０～２．０００％）
　Ｃｒは、鋼の焼入れ性を高め、強度及び耐食性の少なくとも一方の向上に寄与し得る元素である。一方、Ｃｒを過度に含有すると、合金コストの増加に加えて靭性が低下する場合がある。Ｃｒ含有量は、０％以上であり、０．００１％以上、０．０１０％以上、０．０５０％以上、又は、０．１００％以上であってもよく、また、２．０００％以下であり、１．５００％以下、１．０００％以下、０．５００％以下、０．３００％以下、又は、０．１５０％以下であってもよい。
（Ｎｉ：０～０．５００％）
　Ｎｉは、鋼の焼入れ性を高め、強度及び耐熱性の少なくとも一方の向上に寄与し得る元素である。一方で、Ｎｉを過度に含有すると、効果が飽和するとともに、製造コストの上昇を招く虞がある。Ｎｉ含有量は０％以上であり、０．００１％以上、０．０１０％以上、０．０３０％以上、又は、０．０５０％以上であってもよく、また、０．５００％以下であり、０．４００％以下、０．３００％以下、０．２００％以下、又は、０．１００％以下であってもよい。
（Ｍｏ：０～３．０００％）
　Ｍｏは、鋼の焼入れ性を高め、強度及び耐食性の少なくとも一方の向上に寄与し得る元素である。一方で、Ｍｏを過度に含有すると、加工時の変形抵抗が増大する虞がある。Ｍｏ含有量は０％以上であり、０．００１％以上、０．００５％以上、０．０１０％以上、又は、０．０２０％以上であってもよく、また、３．０００％以下であり、２．０００％以下、１．０００％以下、０．５００％以下、又は、０．１００％以下であってもよい。
（Ｗ：０～０．１００％）
　Ｗは、鋼の焼入れ性を高め、強度の向上に寄与し得る元素である。一方で、Ｗを過度に含有すると、粗大な介在物が生成する虞がある。Ｗ含有量は０％以上であり、０．００１％以上、０．００５％以上、又は、０．０１０％以上であってもよく、また、０．１００％以下であり、０．０８０％以下、０．０５０％以下、又は、０．０３０％以下であってもよい。
（Ｖ：０～１．０００％）
　Ｖは、析出強化等により強度の向上に寄与し得る元素である。一方で、Ｖを過度に含有すると、多量の析出物が生成して靭性を低下させる場合がある。Ｖ含有量は０％以上であり、０．００１％以上、０．０１０％以上、０．０３０％以上、又は、０．０５０％以上であってもよく、また、１．０００％以下であり、０．８００％以下、０．５００％以下、０．３００％以下、０．１００％以下、又は、０．０７０％以下であってもよい。
（Ｏ：０～０．０２０％）
　Ｏは、製造工程で混入し得る元素である。Ｏ含有量を極限にまで低減するためには精錬に時間を要し、生産性の低下を招く。一方で、Ｏを過度に含有すると、粗大な介在物が形成されて鋼材の靭性を低下させる場合がある。Ｏ含有量は０％以上であり、０．００１％以上、０．００２％以上又は０．００３％以上であってもよく、また、０．０２０％以下であり、０．０１５％以下、０．０１０％以下、又は、０．００５％以下であってもよい。
（Ｔａ：０～０．１００％）
　Ｔａは、炭化物の形態制御と強度の増加に寄与し得る元素である。一方で、Ｔａを過度に含有すると、微細なＴａ炭化物が多数析出し、靭性が低下する虞がある。Ｔａ含有量は０％であり、０．００１％以上、０．００５％以上、０．０１０％以上、又は、０．０２０％以上であってもよく、また、０．１００％以下であり、０．０８０％以下、０．０６０％以下、又は、０．０４０％以下であってもよい。
（Ｃｏ：０～３．０００％）
　Ｃｏは、焼入れ性及び耐熱性の少なくとも一方の向上に寄与し得る元素である。一方で、Ｃｏを過度に含有すると、加工性が低下する虞があり、原料コストの増加にも繋がる。Ｃｏ含有量は０％以上であり、０．００１％以上、０．０１０％以上、０．０２０％以上、又は、０．０５０％以上であってもよく、また、３．０００％以下であり、２．０００％以下、１．０００％以下、０．５００％以下、０．２００％以下、又は、０．１００％以下であってもよい。
（Ｓｎ：０～１．０００％）
　Ｓｎは、耐食性の向上に寄与し得る元素である。一方で、Ｓｎを過度に含有すると、靭性の低下を招く虞がある。Ｓｎ含有量は０％以上であり、０．００１％以上、０．００５％以上、０．０１０％以上、又は、０．０２０％以上であってもよく、また、１．０００％以下であり、０．８００％以下、０．５００％以下、０．３００％以下、０．１００％以下、又は、０．０５０％以下であってもよい。
（Ｓｂ：０～０．５００％）
　Ｓｂは、耐食性の向上に寄与し得る元素である。一方で、Ｓｂを過度に含有すると、靭性の低下を招く虞がある。Ｓｂ含有量は０％以上であり、０．００１％以上、０．００５％以上、又は、０．０１０％以上であってもよく、また、０．５００％以下であり、０．３００％以下、０．１００％以下、又は、０．０５０％以下であってもよい。
（Ａｓ：０～０．０５０％）
　Ａｓは、鋼の被削性の改善に寄与し得る元素である。一方で、Ａｓを過度に含有すると、加工性が低下する虞がある。Ａｓ含有量は０％以上であり、０．００１％以上、０．００５％以上、又は、０．０１０％以上であってもよく、また、０．０５０％以下であり、０．０４０％以下、０．０３０％以下、又は、０．０２０％以下であってもよい。
（Ｍｇ：０～０．０５０％）
　Ｍｇは、硫化物の形態の制御に寄与し得る元素である。一方で、Ｍｇを過度に含有すると、靭性が低下する虞がある。Ｍｇ含有量は０％以上であり、０．００１％以上、０．００３％以上、又は、０．００５％以上であってもよく、また、０．０５０％以下であり、０．０３０％以下、０．０２０％以下、又は、０．０１５％以下であってもよい。
（Ｚｒ：０～０．０５０％）
　Ｚｒは、硫化物の形態の制御に寄与し得る元素である。一方で、Ｚｒを過度に含有すると、効果が飽和するとともに、製造コストの上昇を招く虞がある。Ｚｒ含有量は０％以上であり、０．００１％以上、０．００３％以上、０．００５％以上、又は、０．０１０％以上であってもよく、また、０．０５０％以下であり、０．０４０％以下、０．０３０％以下、又は、０．０２０％以下であってもよい。
（Ｃａ：０～０．０５００％）
　Ｃａは、微量添加により硫化物の形態を制御することができる元素である。一方で、Ｃａを過度に含有すると、効果が飽和するとともに、製造コストの上昇を招く虞がある。Ｃａ含有量は０％以上であり、０．０００１％以上、０．０００５％以上、０．００１０％以上、又は、０．００２０％以上であってもよく、また、０．０５００％以下であり、０．０３００％以下、０．０２００％以下、０．０１００％以下、０．００７０％以下、又は、０．００４０％以下であってもよい。
（ＲＥＭ：０～０．０５００％）
　ＲＥＭは、Ｃａと同様に微量添加により硫化物の形態を制御することができる元素である。一方で、ＲＥＭを過度に含有すると、粗大な介在物が生成する虞がある。ＲＥＭ含有量は０％以上であり、０．０００１％以上、０．０００５％以上、０．００１０％以上、又は、０．００２０％以上であってもよく、また、０．０５００％以下であり、０．０３００％以下、０．０２００％以下、０．０１００％以下、０．００７０％以下、又は、０．００４０％以下であってもよい。尚、本明細書におけるＲＥＭとは、原子番号２１番のスカンジウム（Ｓｃ）、原子番号３９番のイットリウム（Ｙ）、及びランタノイドである原子番号５７番のランタン（Ｌａ）～原子番号７１番のルテチウム（Ｌｕ）の１７元素の総称であり、ＲＥＭ含有量はこれら元素の合計含有量である。
　本実施形態においては、母材鋼板の化学組成について、上記に述べた成分以外の残部はＦｅ及び不純物である。不純物とは、本実施形態に係る母材鋼板を工業的に製造する際に、鉱石やスクラップ等のような原料を始めとして、製造工程の種々の要因によって混入する成分等である。
１．２　条件１
　本実施形態においては、母材鋼板について、上記の条件１で求められる標準偏差ＳＤが０．４０以下である。すなわち、母材鋼板の表面に対してＥＰＭＡマッピングによりＭｎの分布を分析した場合、Ｍｎ強度のバラつきが小さい。図３に示されるように、上記の条件１においては、ＥＰＭＡを利用して、母材鋼板の表面における２ｍｍ角の矩形領域について、Ｍｎ強度についてのＥＰＭＡマッピングを取得する。ここで、当該矩形領域を４００個×４００個の複数のエリアに分割して元素マッピングを行い、各々のエリアにおけるＭｎ強度を特定する。特定された各々のエリアにおけるＭｎ強度をヒストグラムにまとめ、当該矩形領域におけるＭｎ強度の検出点数分布から標準偏差ＳＤを求めることができる。本発明者の知見によれば、このようにして求められた標準偏差ＳＤが大き過ぎる場合、母材鋼板の表面におけるＭｎの分布のバラつきが大き過ぎ、母材鋼板に対して合金化溶融亜鉛めっき層を形成した場合にめっきに筋模様が発生し易くなる。これに対して、本実施形態においては、このようにして求められた標準偏差ＳＤが０．４０以下であることで、溶融亜鉛めっき層の合金化の際、合金化速度のバラつきを抑えることができ、上記の筋模様が発生し難い。標準偏差ＳＤは、０．３９以下又は０．３８以下であってもよい。標準偏差ＳＤの下限は特に限定されるものではなく、０であってもよいが、現実的には０超となる。標準偏差ＳＤは０．２０以上又は０．３０以上であってもよい。
１．３　条件２
　本実施形態においては、母材鋼板について、上記の条件２で求められる間隔Ｉが５０μｍ以下である。すなわち、母材鋼板の表面に対してＥＰＭＡマッピングによりＭｎの分布を分析した場合、圧延方向と直交する方向において、Ｍｎ強度が相対的に大きい領域（第１領域）の間隔が狭い。言い換えれば、母材鋼板の表面について、圧延方向と直交する方向において、めっきの筋模様を発生させる要因であるＭｎ濃化部分同士の距離が狭い。図４に示されるように、上記の条件２においては、ＥＰＭＡを利用して、母材鋼板の表面における２ｍｍ角の矩形領域について、Ｍｎ強度についてのＥＰＭＡマッピングを取得する。ここで、当該矩形領域を４００個×４００個の複数のエリアに分割して元素マッピングを行い、各々のエリアにおけるＭｎ強度を特定する。特定された各々のエリアにおけるＭｎ強度について平均値をとり、すなわち、矩形領域におけるＭｎ強度の平均値ＭＩａｖｅを特定する（図４（Ａ））。一方で、同じ矩形領域について、圧延方向に対して直交する方向に４００個に分割して、４００個の分割領域とする。これら分割領域のうち、平均値ＭＩａｖｅに対して３４％以上高いＭｎ強度を示すエリアが５０％以上占有するものを第１領域とする。また、これら分割領域のうち、平均値ＭＩａｖｅに対して３４％以上低いＭｎ強度を示すエリアが５０％以上占有するものを第２領域とする。矩形領域において第２領域を挟んで隣り合う第１領域の間隔Ｉを求める（図４（Ｂ））。本発明者の知見によれば、このようにして求められた間隔Ｉが５０μｍ以下であれば、めっきの筋模様を発生させる要因であるＭｎ濃化部分同士の距離が十分に狭くなり、母材鋼板に対して合金化溶融亜鉛めっき層を形成した場合にめっきに筋模様が発生し難い。間隔Ｉは、４５μｍ以下又は４０μｍ以下であってもよい。間隔Ｉの下限は特に限定されるものではない。間隔Ｉは、０μｍ、５μｍ以上、１０μｍ以上、１５μｍ以上、２０μｍ以上、２５μｍ以上又は３０μｍ以上であってもよい。尚、本実施形態において、一つのＥＰＭＡマッピングにおいて、第１領域と第２領域とが繰り返し存在し、間隔Ｉが複数特定される場合は、当該複数の間隔Ｉのうち最も大きい間隔が５０μｍ以下であればよい。また、ＥＰＭＡマッピングにおいて、第１領域や第２領域が存在しない場合、間隔Ｉは０μｍであるものみなす。
　尚、本願において母材鋼板の「圧延方向」は、母材鋼板に形成される筋の向きによって特定することができる。例えば、図１に示されるように、Ｍｎ濃化部の伸長方向に基づいて圧延方向を特定することができる。母材鋼板におけるＭｎ濃化部の伸長方向は、例えば、上記のようなＥＰＭＡを利用した元素マッピングによって特定されてもよい。
１．４　金属組織
　母材鋼板の金属組織は、特に限定されるものではなく、母材鋼板に求められる性能に応じて調整され得る。本実施形態においては、母材鋼板の金属組織は、面積率で、例えば、フェライト：９４～１００％、マルテンサイトとベイナイトとの合計：０～４％、及び、残留オーステナイト：０～２％であってもよい。各々の相や組織の面積率は、例えば、以下のようにして特定することができる。
　残留オーステナイトの面積率は、ＥＢＳＤ法（電子線後方散乱回折法）により高分解能結晶構造解析を行うことにより評価する。具体的には、母材鋼板の圧延方向及び板厚方向に平行な断面を観察面として試料を採取し、観察面を研磨して鏡面に仕上げる。更に、表層の加工層を除去するために電解研磨またはコロイダルシリカを用いた機械研磨を行う。次いで、１／４厚さ位置において、１視野あたり１００００μｍ２以上として、５視野についてＥＢＳＤ法による結晶構造解析を行う。また、評点間距離（ｓｔｅｐ）は０．０１～０．２０μｍとする。ＥＢＳＤ法により得られたデータを、分析ソフト（例えばＴＳＬ社製の「ＯＩＭ　Ａｎａｌｙｓｙｓ」）を用いて解析する。それぞれの位置の観察結果から、ＦＣＣ鉄と判断される領域を残留オーステナイトと判断し、残留オーステナイトの面積率を算出する。
　フェライト、マルテンサイト、ベイナイト、パーライトの面積率は以下のように測定する。まず母材鋼板の圧延方向及び板厚方向に平行な断面を観察面として試料を採取し、観察面を研磨してナイタールエッチングする。次いで表面から１／４厚の位置を中心とした１／８厚～３／８厚の範囲において、１視野を１２００μｍ２以上として、合計５視野を、電界放射型走査型電子顕微鏡（ＦＥ－ＳＥＭ：Ｆｉｅｌｄ　Ｅｍｉｓｓｉｏｎ　Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）で観察する。そして、フェライト、ベイナイト、マルテンサイト、パーライトの面積率をそれぞれ測定する。ここで、各組織の同定は下記の通り行う。セメンタイトがラメラ状に析出している領域をパーライトと判断する。輝度が相対的に低い領域をフェライトと判断する。各々の面積率はポイントカウンティング法によって算出する。その後、それ以外の領域の面積率から先にＥＢＳＤ法により得られた残留オーステナイトの面積率を除したものをマルテンサイトとベイナイトとの合計の面積率とする。
１．５　めっき層
　本実施形態に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、上記の母材鋼板と、めっき層とを有する。めっき層は母材鋼板の少なくとも一方の表面に形成される。めっき層は、当業者に公知の組成を有する合金化溶融亜鉛めっき層であってよい。例えば、めっき層は、Ｚｎ以外にＡｌ等の添加元素を含んでいてよい。本実施形態に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板において、めっき層の化学組成は、例えば、質量％で、Ｆｅ：５～２５％、Ａｌ：０～１．０％、Ｓｉ：０～１．０％、Ｍｇ：０～１．０％、Ｍｎ：０～１．０％、Ｎｉ：０～１．０％、Ｓｂ：０～１．０％、並びに、残部：Ｚｎ及び不純物であってもよい。めっき層におけるＡｌ含有量は、０質量％超又は０．１質量％以上であってもよい。めっき層の付着量は特に限定されるものではなく、一般的な付着量であってよい。
　めっき層の化学組成は、例えば、以下の手順で特定することができる。すなわち、めっきを侵食しない塗膜剥離剤（例えば、三彩化工社製ネオリバーSP-751）で表層塗膜を除去したのちに、インヒビター（例えば、スギムラ化学工業社製ヒビロン）入りの塩酸でめっき層を溶解し、得られた溶液を誘導結合プラズマ（ＩＣＰ）発光分光分析に供することで、めっき層の化学組成を求めることができる。
１．６　合金化溶融亜鉛めっき鋼板のその他の特性
　本実施形態における合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、母材鋼板が上記の化学組成を有するとともに、上記の標準偏差ＳＤ及び間隔Ｉ満たすものであればよい。また、本実施形態において合金化溶融亜鉛めっき鋼板はさらに以下の特性を有していてもよい。
（引張強さＴＳ）
　鋼を素材として用いる構造体の軽量化及び塑性変形における構造体の抵抗力の向上のためには、鋼素材が大きな加工硬化能をもち最大強度を示すことが好ましい。一方、鋼板の引張強さが大き過ぎると、塑性変形中に低エネルギーで破壊を起こし易くなり、成形性が低下する場合がある。合金化溶融亜鉛めっき鋼板の引張強さは、例えば、４３０ＭＰａ以上、４５０ＭＰａ以上、５００ＭＰａ以上又は５２０ＭＰａ以上であってもよく、また、６００ＭＰａ以下、５８０ＭＰａ以下、５５０ＭＰａ以下又は５００ＭＰａ以下であってもよい。
（全伸びＥＬ）
　鋼板を冷間で成形して構造体を製造するときに、複雑な形状に仕上げるためには、鋼板に伸びが必要となる。鋼板の全伸びが低過ぎると、冷間成形において素材が割れる場合がある。鋼板の全伸びは、特に限定されるものではないが、例えば、２５％以上又は３０％以上であってもよく、また、４０％以下又は３５％以下であってもよい。
（降伏点ＹＰ）
　本実施形態において、鋼板の降伏点は特に限定されるものではないが、例えば、１９５ＭＰａ以上、２００ＭＰａ以上、２１０ＭＰａ以上、２５０ＭＰａ以上、２８０ＭＰａ以上又は３００ＭＰａ以上であってもよく、また、４２０ＭＰａ以下、４００ＭＰａ以下、３８０ＭＰａ以下、３５０ＭＰａ以下、３４０ＭＰａ以下又は３２０ＭＰａ以下であってもよい。
（引張強さ、全伸び、降伏点の測定方法）
　引張強さ、全伸び及び降伏点を測定するための引張試験はＪＩＳ　Ｚ　２２４１に準拠し、試験片の長手方向が鋼帯の圧延直角方向と平行になる向きからＪＩＳ５号試験片を採取して行う。
（板厚）
　母材鋼板の板厚は成形後の鋼部材の剛性に影響を与える因子であり、板厚が大きいほど部材の剛性は高くなる。板厚が小さ過ぎると、剛性の低下を招くとともに、鋼板内部に存在する不可避的な非鉄介在物の影響を受けてプレス成形性が低下する場合がある。一方で、板厚が大き過ぎるとプレス成形荷重が増加し、金型の損耗や生産性の低下を招く場合がある。母材鋼板の板厚は、特に限定されるものではないが、０．２ｍｍ以上であってもよく、６．０ｍｍ以下であってもよい。
１．７　効果
　以上の通り、本実施形態に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、母材鋼板の表面におけるＭｎの分布形態（Ｍｎ濃化部の分布形態）が所定の状態に制御される。これにより、図１及び２に示されたメカニズムでＭｎ濃化部におけるめっきの合金化が促進されて、めっき層が厚く形成されたとしても、めっき層が厚く形成された部分同士の間隔が十分に小さく、密であることから、めっきの筋模様として視認し難くなる。結果として、本実施形態に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、めっき外観性及び塗装後外観性に優れる。
２．合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
　本実施形態に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、連続鋳造、熱間圧延、冷間圧延及び焼鈍の一貫した管理によって製造することができる。特に、連続鋳造後のスラブを高温で保持することで、スラブの表面においてＭｎを拡散させ、Ｍｎ濃化部分を分散させることが重要である。以下、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法の一例について説明するが、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法は、以下の例に限定されるものではない。例えば、本実施形態に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法は、
　連続鋳造によって前記化学組成を有する鋼スラブを得ること、
　前記鋼スラブを加熱したうえで熱間圧延を行って熱延板を得ること、
　前記熱延板を巻き取ること、
　前記熱延板に対して冷間圧延を行って冷延板を得ること、及び、
　前記冷延板を焼鈍すること、
　を含み、
　前記連続鋳造後の前記鋼スラブを冷却する際、前記鋼スラブの表面のうち、少なくとも幅方向の表面（圧延時に圧延ロールと接触する面）を、６００℃以上の温度で２４０分以上保持すること、
　熱間圧延前の前記鋼スラブの加熱の際、前記鋼スラブの表面のうち、少なくとも幅方向の表面（圧延時に圧延ロールと接触する面）を、１１５０℃以上１３００℃以下の温度で、１２０分以上３００分以下保持すること、
　を含むことを特徴とする。以下、本実施形態のポイントとなる部分を中心に、各工程について詳しく説明する。
２．１　連続鋳造後のスラブの冷却過程
　上記の通り、連続鋳造後の鋼スラブを冷却する際、当該鋼スラブの表面のうち、少なくとも幅方向の表面（圧延時に圧延ロールと接触する面）を、６００℃以上の温度で２４０分以上保持することで、鋼スラブの表面においてＭｎが拡散し、Ｍｎ濃化部分が分散され易くなる。結果として、圧延後の母材鋼板に対して合金化溶融亜鉛めっき処理を施した際、めっきの筋模様を視認し難くなる。連続鋳造後の鋼スラブの温度を上記の通り制御するための形態は特に限定されるものではなく、連続鋳造機端から熱間圧延前の加熱炉に至るまでの間において、スラブの温度制御を行えばよい。例えば、連続鋳造時の二次冷却を緩冷却とすること、スラブを搬送するための台車の設置位置を調整すること、保温カバーによってスラブを保温すること等が有効である。一例として、連続鋳造機（ＣＣ）によって連続鋳造され、搬送ロールによって搬送されたスラブを、複数段積みしてスラブ積層体とし、さらに、スラブ積層体を保温カバーで覆い、さらに、スラブを台車で搬送する場合に、搬送中のスラブの少なくとも幅方向表面における冷却速度を３０℃／ｈ以下の低速に制御することで、スラブの冷却過程における上記の温度制御が達成され得る。
２．２　加熱炉における加熱温度及び時間
　上記の通り、熱間圧延前の鋼スラブの加熱の際、鋼スラブの表面のうち、少なくとも幅方向の表面（圧延時に圧延ロールと接触する面）を、１１５０℃以上１３００℃以下の温度で、１２０分以上３００分以下保持することで、鋼スラブの表面においてＭｎが拡散し、Ｍｎ濃化部分が分散され易くなる。結果として、圧延後の母材鋼板に対して合金化溶融亜鉛めっき処理を施した際、めっきの筋模様を視認し難くなる。熱間圧延前の鋼スラブの温度を上記の通り制御するための形態は特に限定されるものではなく、鋼スラブを加熱炉に装入し、当該加熱炉における温度制御によって、スラブの温度制御を行えばよい。
２．３　その他の工程
　本実施形態に係る製造方法においては、上述の通り、連続鋳造から熱間圧延に至るまでに鋼スラブの温度制御を行ったうえで、熱間圧延、巻き取り、冷間圧延、焼鈍及びめっき処理等が行われてよい。熱間圧延条件、巻き取り条件、冷間圧延条件、焼鈍条件及びめっき条件については、特に限定されるものではない。以下、各工程の一例を示す。
（熱間圧延の仕上げ圧延温度）
　加熱後のスラブを熱間圧延するにあたって、当該熱間圧延における粗圧延条件は一般的な条件を採用すればよい。熱間圧延の仕上げ圧延条件についても一般的な条件を採用すればよい。ただし、熱間圧延の仕上げ圧延温度は、母材鋼板の集合組織の制御に効果を与える因子であることから、所定の温度範囲に制御するとよい。例えば、熱間圧延の仕上げ圧延温度は９００℃以上であってもよく、９５０℃以下であってもよい。
（巻き取り）
　熱延板の巻取り温度は、特に限定されるものではない。例えば、５００℃以上８００℃以下であってよい。
（冷間圧延における圧下率）
　冷間圧延における圧下率は、ｒ値に優れる集合組織を得る観点から重要である。例えば、冷間圧延における圧下率の合計は７０％以上が望ましく、９０％以下が望ましい。冷延前に冷延荷重を低下させる目的で、７００℃以下の温度で焼鈍してもよい。
（焼鈍雰囲気）
　焼鈍は、高露点雰囲気で行ってもよいし、低露点雰囲気で行ってもよい。例えば、焼鈍雰囲気における露点は、－６０℃以上であってもよく、３０℃以下であってもよい。
（焼鈍保持温度）
　焼鈍時の加熱温度が低過ぎる場合、鋼板の延性が低下し易い。一方、過度の高温加熱は、コストの上昇を招くだけでなく、高温通板時の板形状が劣悪になったり、ロールの寿命を低下させたりとトラブルを誘発する。以上の観点から、焼鈍時の最高加熱温度（焼鈍保持温度）は、７５０℃以上であることが好ましく、また、９００℃以下であることが好ましい。
（焼鈍保持時間）
　焼鈍時には、上記の加熱温度で５秒以上保持することが好ましい。保持時間が少な過ぎると、強度の低下が顕著となる場合がある。また、硬さのばらつきも大きくなり易い。これらの観点から、保持時間は１０秒以上がより好ましい。さらに好ましくは２０秒以上である。
（焼鈍後の冷却速度）
　上記焼鈍後の冷却条件に特に制限はない。
（焼鈍後の冷却停止温度及び再加熱）
　また、上記の焼鈍後の冷却の後に、続いて、冷却停止温度がめっき浴温度よりも低い場合には３５０℃～６００℃の温度域に再加熱して滞留させてもよい。尚、冷却停止温度が過度に低い場合、大幅な設備投資を必要とするばかりでなく、その効果が飽和する。
（滞留温度）
　さらに、再加熱後かつめっき浴浸漬前に、３５０～６００℃の温度域での鋼板を滞留させても良い。この温度域での滞留は、板の幅方向の温度ムラを抑制し、めっき後の外観を向上させる。尚、上記の焼鈍後の冷却停止温度が３５０℃～６００℃であった場合には、再加熱を行わずに滞留を行えばよい。
（滞留時間）
　滞留を行う時間は、その効果を得るために３０秒以上３００秒以下とすることが望ましい。
（焼戻し）
　一連の焼鈍工程において、冷延板または冷延板にめっき処理を施した鋼板を、室温まで冷却した後、あるいは、室温までの冷却する途中（ただしＭｓ以下）において再加熱を行っても良い。
（めっき）
　溶融亜鉛めっき工程によって、鋼板の表面には、溶融亜鉛めっき層が形成される。この場合、冷延鋼板の耐食性が向上するので好ましい。尚、本実施形態に係る製造方法においては、焼鈍において、板の表面にめっき層を形成してもよい。或いは、焼鈍後の板の表面に当該めっき層を形成してもよい。
（めっき浴の組成）
　めっき浴の組成は、Ｚｎを主体とし、合金化処理後のめっき層の化学組成が目的の範囲となり得るものであればよい。めっき浴の組成は、有効Ａｌ量（めっき浴中の全Ａｌ量から全Ｆｅ量を引いた値）が０．０５０～０．２５０質量％であることが好ましい。めっき浴中の有効Ａｌ量が少な過ぎると、めっき層中へのＦｅの侵入が過度に進み、めっき密着性が低下する虞がある。一方、めっき浴中の有効Ａｌ量が多過ぎると、鋼板とめっき層との境界に、Ｆｅ原子およびＺｎ原子の移動を阻害するＡｌ系酸化物が生成し、合金化が十分に進行しない虞がある。めっき浴中の有効Ａｌ量は０．０６５質量％以上であるのがより好ましく、０．１８０質量％以下であるのがより好ましい。
（めっき浴への侵入後の鋼板温度）
　溶融亜鉛めっき層に合金化処理を施すため、溶融亜鉛めっき層を形成した鋼板を４５０～６００℃の温度範囲に加熱するとよい。合金化温度が低過ぎると、合金化が十分に進行しない虞がある。一方、合金化温度が高過ぎると、合金化が進行しすぎて、Γ相の生成により、めっき層中のＦｅ濃度が過剰となってめっき密着性が低下する虞がある。合金化温度は４７０℃以上であってもよく、５８０℃以下であってもよい。合金化温度は、鋼板の成分組成や内部酸化層の形成度合いなどの表層状態により変える必要があるので、めっき層中のＦｅ濃度を確認しながら設定すればよい。溶融亜鉛めっき層の合金化は、例えば、合金化炉及び保熱帯において行われる。合金化炉及び保熱帯における滞留時間は、例えば、合金化炉で１０秒程度、及び、保熱帯で２０秒程度の合計３０秒程度であってよい。尚、保熱帯とは、合金化炉から出た鋼板の温度が急に下がらないよう保熱するセクションである。
（後処理）
　合金化溶融亜鉛めっき鋼板の表面に、塗装性、溶接性を改善する目的で、上層めっきを施すことや、各種の処理、例えば、クロメート処理、りん酸塩処理、潤滑性向上処理、溶接性向上処理等を施すこともできる。
（スキンパス圧延率）
　さらに、鋼板形状の矯正や可動転位導入により延性の向上を図ることを目的として、スキンパス圧延を施してもよい。熱処理後のスキンパス圧延の圧下率は、０．１～１．５％の範囲が好ましい。０．１％未満では効果が小さく、制御も困難であることから、これが下限となる。１．５％を超えると生産性が著しく低下するのでこれを上限とする。スキンパスは、インラインで行っても良いし、オフラインで行っても良い。また、一度に目的の圧下率のスキンパスを行っても良いし、数回に分けて行っても構わない。
　以下に本発明に係る実施例を示す。本発明はこの一条件例に限定されるものではない。本発明は、その要旨を逸脱せず、その目的を達する限りにおいては、種々の条件を採用可能とするものである。
１．母材鋼板の準備
　種々の化学組成を有する鋼を溶製して連続鋳造により鋼スラブを製造した。連続鋳造後の冷却過程において、一部の鋼スラブについては段積みを行うとともに保温カバーによってスラブの温度保持を行い、また、スラブを台車で搬送する際、搬送中のスラブの冷却速度を３０℃／ｈ以下の低速に制御した。尚、鋼スラブの幅方向中央の表面に温度センサを設置しておき、鋼スラブの幅方向表面の温度変化を確認し、スラブ冷却過程における６００℃以上での保持時間を測定した。冷却後の鋼スラブを加熱炉内に挿入し、所定の温度で所定時間保持する均一化処理を与えた後に大気中に取出した。その後、熱間圧延して板厚３．２ｍｍの熱延板を得て、所定の温度で巻き取った。続いて、この熱延板の酸化スケールを酸洗により除去し、冷間圧延（圧下率７５％）を施し、板厚を０．８ｍｍの冷延板に仕上げた。さらに、この冷延板を焼鈍した。全ての鋼板において、焼鈍時の保持温度は８００℃とし、保持時間は６０秒間とした。焼鈍後、直ちにめっき・合金化処理を施したのち、スキンパス圧延を実施した。得られた各鋼板から採取した試料を分析した母材鋼板の化学組成は、下記表１及び２に示すとおりである。なお、表１及び２に示す成分以外の残部はＦｅ及び不純物である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
２．めっき
　各鋼板に対して溶融亜鉛めっきを施し、次いで合金化処理を行った。溶融亜鉛めっき工程では、鋼板を４５０℃の溶融亜鉛めっき浴に５秒間浸漬した。その後、５９０℃で合金化処理を行い、合金化処理温度から室温まで冷却し、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得た。尚、母材鋼板に対するめっき処理は、焼鈍と同一機器・ラインにて行うことができる。
３．評価
３．１　母材鋼板の性状
　合金化溶融亜鉛めっき鋼板において、インヒビター入り１５質量％塩酸によってめっき層を溶解除去して、母材鋼板の表面を露出させたうえで、ＥＰＭＡによってＭｎについてのマッピングを行い、以下の条件１及び２の通り、標準偏差ＳＤ及び間隔Ｉを求めた。
　条件１：図３に示されるように、ＥＰＭＡを利用して、母材鋼板の表面における２ｍｍ角の矩形領域を４００個×４００個の複数のエリアに分割して元素マッピングを行い、各々のエリアにおけるＭｎ強度を特定した。当該矩形領域におけるＭｎ強度の検出点数分布から標準偏差ＳＤを求めた。
　条件２：図４に示されるように、ＥＰＭＡを利用して、母材鋼板の表面における２ｍｍ角の矩形領域を４００個×４００個の複数のエリアに分割して元素マッピングを行い、各々のエリアにおけるＭｎ強度を特定した。当該矩形領域におけるＭｎ強度の平均値ＭＩａｖｅを特定した。また、当該矩形領域を圧延方向に対して直交する方向に４００個に分割して、４００個の分割領域とし、当該分割領域のうち、平均値ＭＩａｖｅに対して３４％以上高いＭｎ強度を示すエリアが５０％以上占有するものを第１領域とし、分割領域のうち、平均値ＭＩａｖｅに対して３４％以上低いＭｎ強度を示すエリアが５０％以上占有するものを第２領域とした。当該矩形領域において第２領域を挟んで隣り合う第１領域の間隔Ｉを求めた。
３．２　機械特性
　合金化溶融亜鉛めっき鋼板の降伏点（ＹＰ）、引張強さ（ＴＳ）、全伸び（ＥＬ）及び平均ｒ値を測定した。各々の測定条件については上述した通りである。
３．３　めっき性
３．３．１　濡れ性
　母材鋼板に対するめっき時のめっきの濡れ性を以下の基準で評価した。
　○：濡れ性良好（目視での観察において、母材鋼板の表面の１００％についてめっきが施されているものと認められる）
　×：濡れ性不良（目視での観察において、母材鋼板の表面にめっきが施されていない部分が確認される）
３．３．２　めっき筋模様の発生の有無
　合金化溶融亜鉛めっき鋼板の外観を目視で観察し、以下の評価基準にしたがって、めっき筋模様の顕在化の度合いを評価した。
　◎：めっき筋模様が視認できない。
　〇：鋼板から５０ｃｍ離れた位置においては、めっき筋模様が視認できない。
　△：鋼板から５０ｃｍ離れた位置においては、めっき筋模様が視認できるものの、１００ｃｍ離れた位置においては、めっき筋模様が視認できない。
　×：鋼板から１００ｃｍ離れた位置においても、めっき筋模様が視認できる。
３．４　成形・加工性
３．４．１　金型へのめっきの凝着の有無
　合金化溶融亜鉛めっき鋼板をプレス加工（条件：円筒深絞り成形）し、以下の基準で金型へのめっきの凝着の有無を評価した。
　○：金型へのめっきの凝着がほとんどない
　×：金型へのめっきの凝着が多い
３．４．２　二次加工脆化
　合金化溶融亜鉛めっき鋼板を円筒深絞り成形し０℃で５分以上冷却したものをプレスで押しつぶし、以下の基準で二次加工脆化の有無を評価した。
　○：二次加工脆化なし（プレス後の割れ長さが１０ｍｍ未満）
　×：二次加工脆化あり（プレス後の割れ長さが１０ｍｍ以上）
４．結果
　表３に母材鋼板の製造条件、母材鋼板性状、機械特性、めっき性、及び、成形・加工性の評価結果を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　なお、Ｎｏ．１～３９に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、いずれも、母材鋼板の金属組織が、面積率で、フェライト：９４～１００％、マルテンサイトとベイナイトとの合計：０～４％、及び残留オーステナイト：０～２％を満たすものであった。また、Ｎｏ．１～３９に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、いずれも、めっき層の化学組成が、質量％で、Ｆｅ：５～２５％、Ａｌ：０～１．０％、Ｓｉ：０～１．０％、Ｍｇ：０～１．０％、Ｍｎ：０～１．０％、Ｎｉ：０～１．０％、Ｓｂ：０～１．０％、並びに、残部：Ｚｎ及び不純物を満たすものであった。
　表３に示される結果から以下のことが分かる。
　Ｎｏ．２７については、スラブを冷却する際、６００℃以上での保持時間が短すぎたため、スラブ表面においてＭｎを十分に拡散・分散させることができず、圧延・焼鈍後の母材鋼板の表面においてＭｎの分布のバラつき（標準偏差ＳＤ）が大きくなり、合金化溶融亜鉛めっき層に明確な筋模様が発生した。
　Ｎｏ．２８については、スラブを熱間圧延する前の加熱温度が低過ぎたため、スラブ表面においてＭｎを十分に拡散・分散させることができず、圧延・焼鈍後の母材鋼板の表面においてＭｎ濃化部の間隔Ｉを十分に狭くすることができず、合金化溶融亜鉛めっき層に明確な筋模様が発生した。
　Ｎｏ．２９については、スラブを熱間圧延する前の加熱温度が低過ぎ、且つ、加熱保持時間も短過ぎたため、スラブ表面においてＭｎを十分に拡散・分散させることができず、圧延・焼鈍後の母材鋼板の表面においてＭｎの分布のバラつき（標準偏差ＳＤ）が大きくなり、且つ、Ｍｎ濃化部の間隔Ｉを十分に狭くすることができず、合金化溶融亜鉛めっき層に明確な筋模様が発生した。
　Ｎｏ．３０については、スラブを熱間圧延する前の加熱保持時間が短過ぎたため、スラブ表面においてＭｎを十分に拡散・分散させることができず、圧延・焼鈍後の母材鋼板の表面においてＭｎの分布のバラつき（標準偏差ＳＤ）が大きくなり、且つ、Ｍｎ濃化部の間隔Ｉを十分に狭くすることができず、合金化溶融亜鉛めっき層に明確な筋模様が発生した。
　Ｎｏ．３１については、母材鋼板におけるＣ含有量が多過ぎたため、母材鋼板において、ＴｉやＮｂによって固定されずに残った固溶Ｃが多量となったものと考えられる。結果としてめっきの合金化が阻害され、めっき鋼板において未合金化めっき部分が生じ、金型へのめっきの凝着が生じ易かった。
　Ｎｏ．３２については、母材鋼板におけるＳｉ含有量が多過ぎたため、母材鋼板に対するめっきの濡れ性が悪化したものと考えられる。また、Ｓｉによって、めっきの合金化が阻害されたものと考えられ、結果として、めっき鋼板において未合金化めっき部分が多くなり、プラス加工時に、当該未合金化めっきが金型に凝着して成形性や生産性が損なわれた。
　Ｎｏ．３３については、母材鋼板におけるＭｎ含有量が多過ぎたため、伸びが低下する傾向にあった。
　Ｎｏ．３４については、母材鋼板におけるＰ含有量が多過ぎたため、めっきの合金化が阻害されたものと考えられ、結果として、めっき鋼板において未合金化めっき部分が多くなり、プレス加工時に、当該未合金化めっきが金型に凝着して成形性や生産性が損なわれた。
　Ｎｏ．３５については、母材鋼板におけるＳ含有量が多過ぎたため、母材鋼板の粒界における偏析によって二次加工脆化が生じた。
　Ｎｏ．３６については、母材鋼板におけるＴｉ含有量が少な過ぎたため、母材鋼板におけるＣの固定化が不十分となり、固溶Ｃによってめっきの合金化が阻害されたものと考えられる。結果として、めっき鋼板において未合金化めっき部分が生じ、金型へのめっきの凝着が生じ易かった。
　Ｎｏ．３７については、母材鋼板におけるＢ含有量が少な過ぎたため、粒界から除去されたＣの機能を十分に補完できず、二次加工脆化が生じた。
　Ｎｏ．３８については、母材鋼板におけるＢ含有量が多過ぎたため、めっきの合金化が阻害されたものと考えられ、結果として、めっき鋼板において未合金化めっき部分が多くなり、プレス加工時に、当該未合金化めっきが金型に凝着して成形性や生産性が損なわれた。また、スラブを冷却する際、６００℃以上での保持時間が短すぎたため、スラブ表面においてＭｎを十分に拡散・分散させることができず、圧延・焼鈍後の母材鋼板の表面においてＭｎの分布のバラつき（標準偏差ＳＤ）が大きくなり、合金化溶融亜鉛めっき層に明確な筋模様が発生した。
　Ｎｏ．３９については、母材鋼板におけるＴｉ含有量が多過ぎたため、めっき鋼板の強度と延性のバランスに劣るものとなった。
　これに対して、Ｎｏ．１～２６については、合金化溶融亜鉛めっき鋼板におけるめっきの筋模様の発生を抑えることができ、また、機械特性や成形性等の、合金化溶融亜鉛めっき鋼板として求められ易い特性も満足できるものであった。
　以上の結果をまとめると、以下の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、めっきの筋模様が視認し難く、外観性に優れるものといえる。また、機械特性や成形性等の、合金化溶融亜鉛めっき鋼板として求められ易い特性も満足できるものといえる。
　合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、母材鋼板とめっき層とを有し、
　前記母材鋼板が、質量％で、
　Ｃ：０．０００５～０．０１００％、
　Ｓｉ：０．０１～０．５０％、
　Ｍｎ：０．０１～２．００％、
　Ｐ：０．１００％以下、
　Ｓ：０．０１００％以下、
　Ｎ：０．０２００％以下、
　Ｔｉ：０．０４０～０．１８０％、
　Ｎｂ：０～０．１００％、
　Ｂ：０．０００５～０．０１００％、
　Ａｌ：０～１．０００％、
　Ｃｕ：０～１．０００％、
　Ｃｒ：０～２．０００％、
　Ｎｉ：０～０．５００％、
　Ｍｏ：０～３．０００％、
　Ｗ：０～０．１００％、
　Ｖ：０～１．０００％、
　Ｏ：０～０．０２０％、
　Ｔａ：０～０．１００％、
　Ｃｏ：０～３．０００％、
　Ｓｎ：０～１．０００％、
　Ｓｂ：０～０．５００％、
　Ａｓ：０～０．０５０％、
　Ｍｇ：０～０．０５０％、
　Ｚｒ：０～０．０５０％、
　Ｃａ：０～０．０５００％、及び、
　ＲＥＭ：０～０．０５００％、
　を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、
　上記の条件１で求められる標準偏差ＳＤが０．４０以下であり、
　上記の条件２で求められる間隔Ｉが５０μｍ以下である、
　合金化溶融亜鉛めっき鋼板。

Claims (5)

  1. 　合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、母材鋼板とめっき層とを有し、
    　前記母材鋼板が、質量％で、
    　Ｃ：０．０００５～０．０１００％、
    　Ｓｉ：０．０１～０．５０％、
    　Ｍｎ：０．０１～２．００％、
    　Ｐ：０．１００％以下、
    　Ｓ：０．０１００％以下、
    　Ｎ：０．０２００％以下、
    　Ｔｉ：０．０４０～０．１８０％、
    　Ｎｂ：０～０．１００％、
    　Ｂ：０．０００５～０．０１００％、
    　Ａｌ：０～１．０００％、
    　Ｃｕ：０～１．０００％、
    　Ｃｒ：０～２．０００％、
    　Ｎｉ：０～０．５００％、
    　Ｍｏ：０～３．０００％、
    　Ｗ：０～０．１００％、
    　Ｖ：０～１．０００％、
    　Ｏ：０～０．０２０％、
    　Ｔａ：０～０．１００％、
    　Ｃｏ：０～３．０００％、
    　Ｓｎ：０～１．０００％、
    　Ｓｂ：０～０．５００％、
    　Ａｓ：０～０．０５０％、
    　Ｍｇ：０～０．０５０％、
    　Ｚｒ：０～０．０５０％、
    　Ｃａ：０～０．０５００％、及び、
    　ＲＥＭ：０～０．０５００％、
    　を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、
    　以下の条件１で求められる標準偏差ＳＤが０．４０以下であり、
    　以下の条件２で求められる間隔Ｉが５０μｍ以下である、
    　合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
    　条件１：電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）を利用して、前記母材鋼板の表面における２ｍｍ角の矩形領域を４００個×４００個の複数のエリアに分割して元素マッピングを行い、各々の前記エリアにおけるＭｎ強度を特定する。前記矩形領域における前記Ｍｎ強度の検出点数分布から標準偏差ＳＤを求める。
    　条件２：電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）を利用して、前記母材鋼板の表面における２ｍｍ角の矩形領域を４００個×４００個の複数のエリアに分割して元素マッピングを行い、各々の前記エリアにおけるＭｎ強度を特定する。前記矩形領域における前記Ｍｎ強度の平均値ＭＩａｖｅを特定する。前記矩形領域を圧延方向に対して直交する方向に４００個に分割して、４００個の分割領域とする。前記分割領域のうち、前記平均値ＭＩａｖｅに対して３４％以上高いＭｎ強度を示すエリアが５０％以上占有するものを第１領域とする。前記分割領域のうち、前記平均値ＭＩａｖｅに対して３４％以上低いＭｎ強度を示すエリアが５０％以上占有するものを第２領域とする。前記矩形領域において前記第２領域を挟んで隣り合う前記第１領域の間隔Ｉを求める。
  2. 　前記化学組成が、質量％で、
    　Ｍｎ：０．０１～１．３０％又は１．７０～２．００％
    　を含有するものである、
    　請求項１に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
  3. 　前記化学組成が、質量％で、
    　Ｎｂ：０．００１～０．１００％、
    　Ａｌ：０．００１～１．０００％、
    　Ｃｕ：０．００１～１．０００％、
    　Ｃｒ：０．００１～２．０００％、
    　Ｎｉ：０．００１～０．５００％、
    　Ｍｏ：０．００１～３．０００％、
    　Ｗ：０．００１～０．１００％、
    　Ｖ：０．００１～１．０００％、
    　Ｏ：０．００１～０．０２０％、
    　Ｔａ：０．００１～０．１００％、
    　Ｃｏ：０．００１～３．０００％、
    　Ｓｎ：０．００１～１．０００％、
    　Ｓｂ：０．００１～０．５００％、
    　Ａｓ：０．００１～０．０５０％、
    　Ｍｇ：０．００１～０．０５０％、
    　Ｚｒ：０．００１～０．０５０％、
    　Ｃａ：０．０００１～０．０５００％、
    　ＲＥＭ：０．０００１～０．０５００％
    　からなる群より選択される少なくとも１種を含有するものである、
    　請求項１又は２に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
  4. 　前記母材鋼板の金属組織が、面積率で、
    　フェライト：９４～１００％、
    　マルテンサイトとベイナイトとの合計：０～４％、及び
    　残留オーステナイト：０～２％、
    　である、請求項１～３のいずれか１項に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
  5. 　前記めっき層の化学組成が、質量％で、
    　Ｆｅ：５～２５％、
    　Ａｌ：０～１．０％、
    　Ｓｉ：０～１．０％、
    　Ｍｇ：０～１．０％、
    　Ｍｎ：０～１．０％、
    　Ｎｉ：０～１．０％、
    　Ｓｂ：０～１．０％、並びに、
    　残部：Ｚｎ及び不純物
    　である、請求項１～４のいずれか１項に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
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