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WO2014054141A1 - 合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 - Google Patents

合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 Download PDF

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WO2014054141A1
WO2014054141A1 PCT/JP2012/075708 JP2012075708W WO2014054141A1 WO 2014054141 A1 WO2014054141 A1 WO 2014054141A1 JP 2012075708 W JP2012075708 W JP 2012075708W WO 2014054141 A1 WO2014054141 A1 WO 2014054141A1
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WO
WIPO (PCT)
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steel sheet
rolled steel
hot
descaling
dip galvanized
Prior art date
Application number
PCT/JP2012/075708
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English (en)
French (fr)
Inventor
寛哲 佐藤
真木　純
Original Assignee
新日鐵住金株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
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Priority to BR112015007044-2A priority patent/BR112015007044B1/pt
Priority to PCT/JP2012/075708 priority patent/WO2014054141A1/ja
Priority to JP2013513873A priority patent/JP5825343B2/ja
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Priority to IN2193DEN2015 priority patent/IN2015DN02193A/en
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    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
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    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
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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
    • C23C2/34—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
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
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    • Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
    • Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
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    • Y10T428/12493—Composite; i.e., plural, adjacent, spatially distinct metal components [e.g., layers, joint, etc.]
    • Y10T428/12771—Transition metal-base component
    • Y10T428/12785—Group IIB metal-base component
    • Y10T428/12792—Zn-base component
    • Y10T428/12799—Next to Fe-base component [e.g., galvanized]

Definitions

  • the present invention relates to an alloyed hot-dip galvanized steel sheet for press working mainly applied to the automobile field and a method for producing the same, and relates to an alloyed hot-dip galvanized steel sheet for press work excellent in surface appearance and a method for producing the same.
  • automobile body steel sheets pressed into complex shapes are also required to have excellent surface corrosion resistance, electrodeposition coating properties, and excellent surface appearance.
  • a solid solution strengthening element such as Si (silicon), Mn (manganese), or P (phosphorus) is contained in the steel.
  • the alloyed hot-dip galvanized steel sheet manufactured with the component composition containing elements such as Si, Mn, and P described above often shows surface defects such as lines and streaks on the surface after pressing, and traces after coating. Is unfavorable in appearance and is a problem.
  • P is added to steel in order to increase the strength of the steel sheet, but P is an element that is very easily segregated, and P segregated on the slab surface is the longitudinal direction of the steel sheet by hot rolling and cold rolling. And a concentrated layer of P is formed on the coil surface. In the enriched layer of P, alloying is delayed at the time of plating, which causes generation of linear wrinkles in the galvannealed steel sheet.
  • Patent Document 4 In order to prevent the formation of chevron patterns on the surface of the steel sheet after pickling, there is also a technology in which the hot-rolled steel sheet is further pickled after ordinary pickling to dissolve the surface layer by 1.0 ⁇ m or more. It has been proposed (Patent Document 4).
  • One aspect of the present invention is an alloyed hot-dip galvanized steel sheet based on a high-tensile steel sheet containing, as a basic component, an ultra-low carbon steel and a strengthening element P in order to improve workability, It is an object of the present invention to provide an alloyed hot-dip galvanized steel sheet for press working that exhibits a beautiful surface appearance even after processing and a method for producing the same. In addition, it reduces the amount of surface defects such as linear patterns and obtains a beautiful surface appearance. It reduces the amount of steel sheet surface removal, and makes it possible to optimize the removal amount.
  • An object is to provide a hot-dip galvanized steel sheet and a method for producing the same. That is, the steel sheet according to one embodiment of the present invention has an object of being excellent in manufacturing cost.
  • the present inventor has earnestly studied the cause of the occurrence of P concentration unevenness that causes surface defects such as a linear pattern in a high-tensile alloyed hot-dip galvanized steel sheet containing P as a strengthening element, with ultra-low carbon steel as a basic component. Studied. As a result, the following was found.
  • the alloying rate during the alloying process is reduced at the part where P on the surface of the steel sheet is segregated. Due to this difference in alloying speed, the plating thickness varies. This variation in plating thickness becomes a surface defect of a vertically long pattern (linear pattern) that is whitish or blackish in appearance.
  • the pattern becomes more prominent because the convex portions forming the linear pattern on the surface of the steel sheet are scraped. Furthermore, when P, Ni (nickel), and Cu (copper) segregate at the same location on the interface between the scale (oxide film) and steel in a hot-rolled steel sheet, the segregated portion is acid even if the pickling process is performed. It remains without being washed. As a result, surface defects such as a linear pattern become conspicuous.
  • the surface of the surface can be removed by removing the segregated portion of these elements that segregate at the interface between the scale and steel after hot rolling.
  • the P segregation part harmful to the properties is also removed and rendered harmless.
  • the gist of the present invention is as follows.
  • the alloyed hot-dip galvanized steel sheet according to one aspect of the present invention has chemical components in mass%: C: 0.0005% to 0.01%; Si: 0.001% to 1.0%; Mn: 0.01% to 2.0%; P: 0.005% to 0.1%; Al: 0.01% to 0.10%; S: 0.02% or less; Ni: 0.1% or less; Cu: 0.1% or less; N: 0.01% or less; and the descaling rolled steel sheet with the balance being Fe and inevitable impurities, and the descaling rolled steel sheet.
  • the minimum value of the P content of the plating layer at the 10 measurement points is P Compared to the maximum value of the chromatic amount, 50% or more.
  • the chemical component of the descaling rolled steel sheet is further in mass%, B: 0.0001% to 0.0050%; Nb: 0 It may contain at least one of 0.001% to 0.1%; Ti: 0.001% to 0.1%; Mo: 0.001% to 0.1%.
  • 10 measurement points are provided by dividing a line segment section having a reference length of 50 mm into 10 equal parts in the sheet width direction of the descaling rolled steel sheet.
  • a method for producing an alloyed hot-dip galvanized steel sheet according to one aspect of the present invention is as follows: the chemical component is mass%, C: 0.0005% to 0.01%, Si: 0.001% to 1.
  • the chemical component of the molten steel is further in mass%, B: 0.0001% to 0.0050%, Nb: 0 It may contain at least one of 0.001% to 0.1%, Ti: 0.001% to 0.1%, Mo: 0.001% to 0.1%.
  • the surface of the descaling rolled steel sheet is acidified at least one of before the surface removal step or after the surface removal step.
  • the pickling process to wash In the method for producing an galvannealed steel sheet according to (5) above, the surface of the descaled rolled steel sheet is acidified at least one of before the surface removal step or after the surface removal step. You may have the pickling process to wash. (9) In the method for producing an alloyed hot-dip galvanized steel sheet according to (5) to (8) above, the descaling rolled steel sheet before the plating step is further applied at a cold rolling rate of 50% or more and 95% or less. A cold rolling step of cold rolling; and an annealing step of annealing the descaling rolled steel sheet after the cold rolling step at a temperature equal to or higher than a recrystallization temperature.
  • the alloyed hot-dip galvanized steel sheet according to the above aspect of the present invention has a plating layer having excellent workability and having few surface defects such as linear patterns while satisfying mechanical properties such as tensile strength. Even when pressed, a beautiful surface appearance can be maintained.
  • the surface removal amount of hot-rolled steel sheets to reduce surface defects such as linear patterns can be reduced compared to the prior art, and the removal amount can be optimized to produce alloyed hot-dip galvanized steel sheets, steel materials It is possible to reduce the loss, and to achieve a remarkable effect such as excellent cost.
  • An alloyed hot-dip galvanized steel sheet has an alloyed hot-dip galvanized layer disposed on a descaling rolled steel sheet.
  • the descaling rolled steel sheet is defined as a rolled steel sheet that has been subjected to surface removal by a surface removal process described later.
  • variation in the P content in the plating layer is small.
  • 10 measurement points that are equally spaced are provided by dividing the line segment section having a reference length of 50 mm into 10 equal parts in the sheet width direction of the galvannealed steel sheet, these 10 measurement points are provided.
  • the minimum value of the P content of the plating layer is required to be 50% or more (and 100% or less) as compared with the maximum value of the P content.
  • the minimum value of the P content of the plating layer at the above 10 measurement points is less than 50% compared to the maximum value of the P content of the plating layer, the alloying rate is reduced during the alloying heat treatment after the plating step. The difference is noticeable. As a result, the surface defect of the linear pattern of the galvannealed steel sheet becomes remarkable. Therefore, the P content in the plating layer needs to satisfy the above conditions. More preferably, the minimum value of the P content of the plating layer at the 10 measurement points is 60% or more as compared with the maximum value of the P content of the plating layer.
  • the P content in the plating layer can be measured using a glow discharge emission spectrometer (GDS: Glow Discharge Spectroscopy) or the like.
  • GDS glow discharge emission spectrometer
  • the thickness variation of the alloyed hot-dip galvanized layer is small.
  • the minimum value of the thickness of the plating layer at the 10 measurement points is preferably 50% or more (and 100% or less) as compared with the maximum value of the thickness.
  • the thickness of the plating layer preferably satisfies the above conditions. More preferably, the minimum value of the thickness of the plating layer at the 10 measurement points is 60% or more as compared with the maximum value of the thickness of the plating layer.
  • the thickness of the plating layer is measured so that the surface width is perpendicular to the rolling direction of the galvannealed steel sheet in view of the occurrence of the surface defects linearly in parallel with the rolling direction. What is necessary is just to carry out by the cut surface cut
  • the descaling rolled steel sheet that is the base material of the galvannealed steel sheet has P, Ni, and Cu on the steel sheet surface. Is preferably not segregated. Specifically, when 10 measurement points that are equally spaced are provided by dividing a line segment section having a reference length of 50 mm into 10 equal parts in the width direction of the descaling rolled steel sheet, each of the 10 measurement points is provided. At the measurement point, the contents of P, Ni, and Cu in the surface portion of the descaling rolled steel sheet having a depth of 0.1 ⁇ m from the surface in the thickness direction of the descaling rolled steel sheet are 2 ⁇ m from the surface in the thickness direction. Each component is preferably 105% or more and 150% or less as compared with the contents of P, Ni, and Cu in the base material part of the descaling rolled steel sheet that is an extremely deep depth.
  • the contents of P, Ni and Cu in the surface portion of the descaled rolled steel sheet are 150% for each component as compared with the contents of P, Ni and Cu in the base material part of the descaled rolled steel sheet. If it is super, segregation parts of P, Ni, and Cu remain on the surface of the descaling rolled steel sheet even after pickling of the descaling rolled steel sheet, and surface defects of the linear pattern of the galvannealed steel sheet are remarkable. It becomes. Moreover, when the said value is less than 105%, since the surface removal amount of a descaling rolled steel plate is excessive, it takes a burden to the time and equipment for surface removal, and also leads to the yield reduction of steel materials. Therefore, the content of P, Ni, and Cu in the surface portion of the descaling rolled steel sheet needs to satisfy the above conditions. More preferably, the range is 110% or more and 130% or less.
  • the measurement of the P, Ni, and Cu contents of the descaling rolled steel sheet can be performed by GDS.
  • the measurement average value from the surface to 0.1 ⁇ m in the thickness direction of the descaling rolled steel sheet is taken as the measurement result of the descaling rolled steel sheet surface, and the measurement average value exceeding 2 ⁇ m from the surface is the descaling rolled steel plate base material part.
  • the measurement result of it is preferable that the measurement depth of GDS of a descaling rolled steel plate base material shall be more than 2 micrometers and 4 micrometers or less.
  • steel plates for automobile bodies are required to have an excellent surface appearance and good press formability.
  • a steel sheet containing P is used as the steel sheet to be plated.
  • P is an element that is very easily segregated, and P segregated on the surface of the slab is stretched in the longitudinal direction of the steel sheet by hot rolling or cold rolling to form a linear P segregation portion on the steel sheet surface.
  • alloyed hot dip galvanizing is applied to this steel plate, the P segregation part becomes uneven in the plating alloying rate, which causes unevenness on the surface of the alloyed hot dip galvanized steel plate. As a result, a surface defect of a linear pattern occurs.
  • this plated steel sheet is press-worked, the above-mentioned convex part is scraped, so that the linear pattern becomes more prominent.
  • the inventor of the present invention is the cause of generating surface defects such as a linear pattern in an alloyed hot-dip galvanized steel sheet using a high-tensile hot-rolled steel sheet containing P as a strengthening element, with an extremely low carbon steel as a basic component.
  • Researched earnestly.
  • P, Ni, and Cu are segregated at the same location at the interface between the scale of the hot-rolled steel sheet and the steel, this segregated portion remains even after the pickling process, and after plating It has been found that the plating thickness varies at the segregated portion during the alloying process, and surface defects of a linear pattern occur.
  • an alloyed hot-dip galvanized steel sheet is obtained by heating a continuously cast slab in a heating furnace, hot-rolling it after descaling, winding it as a hot-rolled coil, and cooling the hot-rolled steel sheet as necessary. It is manufactured by subjecting it to hot rolling and annealing and applying an alloying hot dip galvanizing treatment.
  • the primary scale is removed by descaling as necessary, but Ni and Cu segregated on the steel surface remain without being removed.
  • the Ni and Cu segregation parts are stretched in the longitudinal direction of the steel sheet, and the thicknesses of the Ni and Cu segregation parts are reduced.
  • secondary scale is generated by oxidation of the steel sheet surface during hot rolling, and Ni and Cu are further segregated on the steel surface.
  • this hot-rolled steel sheet is cold-rolled and annealed as necessary, and then subjected to alloying hot-dip galvanizing treatment, surface defects with a linear pattern are generated.
  • the site where this surface defect occurs is a site where P, Ni, and Cu are mixed and segregated. From this, it can be judged that the occurrence of the surface defect of the linear pattern is caused not only by the segregation of P but also by the segregation of Ni, Cu and P in the surface portion.
  • the descaled rolled steel sheet with the surface removed as the base material it has a plated layer that has no surface defects such as linear patterns by applying galvanizing, and maintains a beautiful surface appearance even when pressed.
  • An alloyed hot-dip galvanized steel sheet can be obtained. Note that the descaling rolled steel sheet after the surface removal is subjected to a cold rolling process or an annealing process, if necessary, and then subjected to alloying hot dip galvanizing, the same effect as above can be obtained. .
  • the component elements of the descaling rolled steel sheet that is the base material of the galvannealed steel sheet according to this embodiment will be described.
  • the described% is mass%.
  • the descaling rolled steel sheet used as the base material of the galvannealed steel sheet according to the present embodiment is composed of extremely low carbon steel as a basic component and contains Si, Mn, P, etc., which are strengthening elements. Use added high strength steel sheet. The reason for adding the basic component elements and the reason for the limitation will be described below.
  • C 0.0005 to 0.01%
  • C (carbon) is an element that reduces the elongation and the r value (Rankford value) related to press workability.
  • the C content is small, in order to reduce it to less than 0.0005%, the cost of the steelmaking process is increased and it is not practical in operation.
  • the r value which is an index of workability, is impaired, so the upper limit was made 0.01%.
  • the upper limit is 0.008%.
  • Si 0.001 to 1.0%
  • Si is an element that increases the strength of steel and is used in combination with other strengthening elements. If the Si content is less than 0.001%, the above effect cannot be obtained. On the other hand, if the Si content exceeds 1.0%, Si oxide is formed on the surface of the steel sheet, resulting in a decrease in non-plating and plating adhesion during hot dip galvanization. Reduce the r value. In order to further increase the tensile strength, the content is preferably 0.1% or more.
  • Mn 0.01 to 2.0%
  • Mn manganese
  • the content is preferably 0.15% or more.
  • P 0.005 to 0.1%
  • P phosphorus
  • the content is preferably 0.01% or more.
  • P is an element that slows the alloying reaction of hot dip galvanizing, and is an element that generates a linear pattern on the plating surface, deteriorates surface properties, and adversely affects spot weldability. Therefore, the upper limit of the P content is set to 0.1%.
  • Al 0.01 to 0.10%
  • Al (aluminum) is contained as a deoxidizing element for steel and is an element that increases the strength of steel. If the Al content is less than 0.01%, the above effect cannot be obtained, the deoxidation is insufficient, the oxide remains, and the workability of the steel cannot be obtained. Further, if the Al content exceeds 0.10%, the r value, which is an index of workability, is reduced, so the upper limit was made 0.10%.
  • At least one of B, Nb, Ti, and Mo may be further contained as a selective element.
  • the reason for adding the selective element and the reason for the limitation will be described.
  • the described% is mass%.
  • B 0.0001 to 0.0050%
  • B has a strong affinity with N (nitrogen), forms a nitride during solidification or hot rolling, reduces N dissolved in the steel, improves workability, and steel There is an effect to increase the strength of.
  • the B content is preferably 0.0001% or more.
  • the B content exceeds 0.0050%, the welded part and its heat-affected zone become hard during welding and the toughness deteriorates.
  • the strength of the hot-rolled steel sheet increases, and the load during cold rolling increases.
  • the in-plane anisotropy of the r value which is an index of workability, increases and press formability deteriorates. Therefore, the B content is preferably 0.0001 to 0.0050%. If the B content is 0% to 0.0050%, each characteristic value of the galvannealed steel sheet will not be adversely affected.
  • Nb 0.001 to 0.1%
  • Nb niobium
  • the Nb content is preferably 0.001% or more.
  • the Nb content is preferably 0.001 to 0.1%. If the Nb content is 0% to 0.1%, each characteristic value of the galvannealed steel sheet is not adversely affected.
  • Ti 0.001 to 0.1%
  • Ti is an element that improves the workability and increases the strength of the steel by fixing N in the steel as TiN and reducing the amount of solute N.
  • the Ti content is preferably 0.001% or more.
  • the Ti content is preferably 0.001 to 0.1%. More preferably, the content is 0.015% to 0.09%. If the Ti content is 0% to 0.1%, each characteristic value of the galvannealed steel sheet is not adversely affected.
  • Mo 0.001 to 0.1%
  • Mo is an element capable of obtaining delayed aging by suppressing the aging by adding a small amount.
  • the Mo content is preferably 0.001% or more.
  • the Mo content is preferably 0.001 to 0.1%. If the Mo content is 0% to 0.1%, each characteristic value of the galvannealed steel sheet is not adversely affected.
  • inevitable impurities are contained in the descaling rolled steel sheet as the base material of the galvannealed steel sheet according to the present embodiment.
  • the inevitable impurities mean auxiliary materials such as scrap and elements such as S, Ni, Cu, N, Mg, Pb, Sb, Sn, and Cd that are inevitably mixed in from the plating step.
  • S, Ni, Cu, and N are preferably limited as follows in order to sufficiently exhibit the effects of the present invention. Since these impurity contents are preferably as small as possible, the limit range of these impurity contents includes 0%.
  • the described% is mass%.
  • S 0.02% or less S (sulfur) is an impurity inevitably contained in steel. If the S content exceeds 0.02%, the r value, which is an index of deep drawability, is reduced. If the S content is limited to 0% or more and 0.02% or less, there is no substantial adverse effect, and the allowable range.
  • Ni 0.1% or less Ni is an element that is difficult to remove when the steel composition is adjusted by steelmaking, and is contained in a trace amount (for example, 0.001% or more). Therefore, the pattern is easily generated, so the content is limited to 0% or more and 0.1% or less. In addition, when adding a large amount, it is necessary to dare to add expensive Ni, which increases the cost, so the upper limit is made 0.1%.
  • Cu 0.1% or less Cu is also an element that is difficult to remove when adjusting the steel composition by steelmaking in the same manner as Ni, and is contained in a trace amount (for example, 0.001% or more), but when it exceeds 0.1% Since the pattern is likely to occur in the hot dip galvanized steel sheet, and also leads to grain boundary embrittlement and cost increase, the content is limited to 0% or more and 0.1% or less.
  • N 0.01% or less N is an impurity inevitably contained in steel. When the N content exceeds 0.01%, the r value, which is an index of deep drawability, is reduced. If the N content is limited to 0% or more and 0.01% or less, there is no substantial adverse effect, and this is an acceptable range.
  • a slab is obtained by casting molten steel that satisfies the above chemical components.
  • the casting method is not particularly limited, but a vacuum casting method, a continuous casting method, or the like may be used.
  • this slab is heated at 1100-1300 ° C.
  • the reason for heating the slab at 1100 to 1300 ° C. is that if it is less than 1100 ° C., the load in hot rolling becomes high and the desired hot rolling finishing temperature cannot be ensured.
  • heating exceeding 1300 ° C. uses excessive energy and causes an increase in cost.
  • the heated slab is hot-rolled under conditions of a finishing temperature of 800 ° C. or higher and 1050 ° C. or lower and a winding temperature of 500 ° C. or higher and 800 ° C. or lower to obtain a hot rolled steel sheet.
  • a finishing temperature 800 ° C. or higher and 1050 ° C. or lower and a winding temperature of 500 ° C. or higher and 800 ° C. or lower.
  • the hot rolling finishing temperature is set to 800 ° C. or higher and 1050 ° C. or lower.
  • the coiling temperature is set to 500 ° C. or higher and 800 ° C. or lower. Moreover, you may perform the pickling which pickles and removes the scale on the surface of a hot-rolled steel plate as a pickling process after this hot-rolling process and before the surface removal process mentioned later.
  • the surface of the hot-rolled steel sheet is removed. Specifically, 10 measurement points that are equally spaced are provided by dividing a line segment section having a reference length of 50 mm into 10 equal parts in the sheet width direction of the hot-rolled steel sheet, and the scale of the hot-rolled steel sheet and the steel When the maximum value at the above 10 measurement points of the Ni and Cu contents of the steel surface part having a depth of 2 ⁇ m on the steel side from the interface to the steel thickness direction is Ni max and Cu max in mass%.
  • the surface of the hot-rolled steel sheet is removed within the range of not less than GL represented by the following formula C and not more than GU represented by the following formula D, in units of ⁇ m, on the steel side in the thickness direction with respect to the interface. To obtain a descaled rolled steel sheet.
  • GL (Ni max + 0.8 ⁇ Cu max ) ⁇ 0.2
  • GU (Ni max + 0.8 ⁇ Cu max ) ⁇ 4 (Formula D)
  • a method of removing the surface it is easy to carry out by machining, and for example, a wire brush roll, an abrasive belt, a shot blast, or the like is preferably used, but any means can be used as long as the above amount can be removed. The method is also acceptable.
  • the surface removal amount is in units of ⁇ m and less than GL, segregated parts of P, Ni, and Cu remain on the steel surface part. If it exceeds GU in a unit of ⁇ m, it takes a burden on the time and equipment for the removal and causes an increase in cost, and further leads to a decrease in the yield of the steel material.
  • the measurement of the Ni and Cu contents in the steel surface part can be performed using a glow discharge emission spectrometer (GDS), an electron probe X-ray microanalysis (EPMA), or the like.
  • GDS glow discharge emission spectrometer
  • EPMA electron probe X-ray microanalysis
  • Ten measurement points that are equally spaced are provided by dividing a line segment section having a reference length of 50 mm in the plate width direction of the hot-rolled steel sheet into 10 equal parts, and each of these measurement points contains Ni and Cu by GDS or EPMA. What is necessary is just to measure quantity.
  • GDS glow discharge emission spectrometer
  • EPMA electron probe X-ray microanalysis
  • EPMA measurement may be performed.
  • the surface of the descaled rolled steel sheet after the surface removal step may be pickled and removed as a pickling step.
  • the pickling method is not particularly limited, and may be a regular pickling method using sulfuric acid or hydrochloric acid.
  • the pickling process for pickling the surface of the descaling rolled steel sheet is performed at least one of after the hot rolling process and before the surface removing process or after the surface removing process and before the plating process described later. It is preferable. Since the segregation part of P, Ni, and Cu cannot be removed in the pickling process, it is necessary to perform surface removal with the removal amount within the above range in order to remove the segregation part. . However, it is preferable to perform the pickling step because adhesion between the descaling rolled steel sheet and the galvannealed layer is increased.
  • P, Ni, and Cu are segregated at the interface between the scale of the steel sheet and the steel during the heating process and the hot rolling process. And this segregation part is extended
  • the surface of the hot-rolled steel sheet is optimally removed, so that P existing in the Ni and Cu segregation portions is removed and rendered harmless.
  • This surface removal amount is optimized, and the P segregation part can be reliably removed although it is less than the conventional removal amount.
  • Cold rolling at 50% or more and 95% or less is preferable because the descaling rolled steel sheet can be controlled to a target thickness while securing the r value and ensuring workability. If the cold rolling rate is less than 50%, it is necessary to increase the coil length of the hot-rolled steel sheet in the hot rolling process, which may lead to an increase in cost in terms of equipment.
  • the descaling rolled steel sheet after the cold rolling process may be annealed at a temperature higher than the recrystallization temperature as an annealing process.
  • annealing at a temperature equal to or higher than the recrystallization temperature, distortion caused by rolling can be removed and softened to improve workability. Note that the effect of one embodiment of the present invention can be obtained without change even if the descaling rolled steel sheet is subjected to a cold rolling process or an annealing process as necessary, as described above.
  • hot-dip galvanized steel sheet is obtained by performing hot dip galvanizing on the descaled rolled steel sheet after the surface removal process, after the pickling process, after the cold rolling process, or after the annealing process.
  • an alloyed hot-dip galvanized steel sheet is obtained by subjecting the hot-dip galvanized steel sheet after the plating process to an alloying heat treatment. Under the present circumstances, it is preferable to process continuously, without cooling a hot-dip galvanized steel plate between a plating process and an alloying process.
  • the conditions in the examples are one example of conditions adopted for confirming the feasibility and effects of the present invention.
  • the invention is not limited to this one condition example.
  • the present invention can adopt various conditions as long as the object of the present invention is achieved without departing from the gist of the present invention.
  • Alloyed hot-dip galvanized steel sheets were manufactured under the steel compositions shown in Table 1 and the manufacturing conditions shown in Tables 2 and 3. Specifically, specimen slabs (slabs) having the steel compositions shown in Table 1 were produced by continuous casting. This slab was heated and held in a heating furnace (heating process), extracted, descaled (deske), and subjected to hot rolling under the conditions of hot rolling finishing temperature and coiling temperature shown in Table 2 ( Hot rolling process). The surface of the hot rolled steel sheet after hot rolling was pickled as necessary (pickling process), and then the surface of the hot rolled steel sheet was removed to obtain a descaling rolled steel sheet (surface removing process). Thereafter, the surface was cleaned by pickling as necessary (pickling step).
  • the descaled rolled steel sheet was cold-rolled and adjusted to a predetermined thickness as needed (cold rolling process), and then annealed in a continuous annealing furnace (annealing process). And it immersed in the hot dip galvanizing bath, hot dip galvanization (plating process), and alloying process (alloying process) were performed, and the galvannealed steel plate was obtained.
  • the case where pickling is performed is C.I. O. (Carrying Out) and the case where pickling is not performed O. (Not Carrying Out).
  • Other processes are also shown in the same manner.
  • Table 2 the process conditions in the surface removal (surface removal process) of an above-described hot-rolled steel plate are shown.
  • the surface is removed.
  • GL and GU which are appropriate ranges, were calculated in units of ⁇ m.
  • Table 2 also shows the actual surface removal amount.
  • the Ni max and Cu max contents were measured using EPMA (Electron Probe Micro Analyzer).
  • Ten measurement points were provided by dividing a line segment section having a reference length of 50 mm in the plate width direction of the hot-rolled steel sheet into 10 equal parts, and the Ni and Cu contents were measured by EPMA at each measurement point. At this time, the measurement average value from the surface to 2 ⁇ m from the surface to the steel side in the thickness direction with the interface of the hot rolled steel sheet as a reference was taken as the measurement result of the steel surface portion. Then, the maximum value of the 10 measurement points Ni and Cu contents, in mass%, and the Ni max and Cu max.
  • the P, Ni, and Cu contents in the surface portion and base material portion of the descaled rolled steel sheet after the surface removal were also measured, and the segregation state was confirmed.
  • the measurement of P, Ni, and Cu contents is performed by dividing 10 line segments of a reference length of 50 mm in the plate width direction of the descaling rolled steel sheet, and providing 10 measurement points. Measurement was performed using GDS at each measurement point.
  • the measurement average value from the surface to 0.1 ⁇ m in the thickness direction of the descaling rolled steel sheet is taken as the measurement result of the descaling rolled steel sheet surface
  • the measurement result from 2 ⁇ m to 4 ⁇ m from the surface is taken as the descaling rolled steel sheet mother It was set as the measurement result of the material part.
  • the contents of P, Ni, and Cu in the surface portion of the descaling rolled steel sheet are compared with P, Ni, and Cu in the base material part of the descaling rolled steel plate for each component, and the segregation state is expressed as a percentage. expressed. This result passes when each component is 105% or more and 150% or less.
  • Table 5 the measurement result of the segregation state of P, Ni, and Cu represented by ratio of a descaling rolling steel plate surface part and descaling rolling steel plate base material part is shown.
  • the value is farthest from 127.5% (intermediate value between 105% and 150%). Only one measurement point result is shown.
  • Tensile properties are, for example, in accordance with JIS Z 2241: 2011 or ISO 6892-1: 2009, JIS No. 5 test taken from each galvannealed steel sheet so that the tensile direction is perpendicular to the rolling direction and the plate thickness direction. Tensile tests were performed using the pieces, and tensile strength (TS) was evaluated in units of MPa, and elongation (El) was evaluated in units of%. And the case where tensile strength was 320 Mpa or more and elongation was 25% or more was set as the pass.
  • TS tensile strength
  • El elongation
  • Evaluation of the r value that is an index of deep drawing is, for example, in accordance with JIS Z 2254: 2008 or ISO 10113-1: 2006 from each alloyed hot-dip galvanized steel sheet in the direction parallel to the rolling direction, 45 ° direction, and perpendicular direction.
  • JIS No. 5 tensile test specimens were collected, and the r value of each specimen was measured.
  • the r value is measured by measuring the change in the plate thickness and the change in the plate width at the time when the tensile deformation of about 10% is performed in the above-described tensile test. Find the ratio.
  • the surface property was evaluated by investigating the P content in the alloyed hot dip galvanized layer, investigating the dispersion of the plating thickness, and observing the presence or absence of the surface pattern.
  • the P content in the plating layer was measured using GDS. Ten measurement points are provided by dividing a line segment section having a reference length of 50 mm in the plate width direction of the alloyed hot-dip galvanized steel sheet into 10 equal parts. At each measurement point, the P content in the plating layer is determined by GDS. Was measured. The minimum value of the P content of the plated layer of the galvannealed steel sheet at these 10 measurement points was compared with the maximum value of the P content, and 50% or more was accepted.
  • the thickness of the plating layer was measured on a cut surface obtained by plane cutting along the plate thickness direction so that the plate width direction perpendicular to the rolling direction of the galvannealed steel sheet was the observation surface.
  • Ten measurement points are provided by dividing a line segment section having a reference length of 50 mm in the plate width direction of the plated steel sheet into 10 equal parts, and the metal structure of the cut surface is observed at each measurement point, and a plating layer is formed.
  • the thickness of was measured.
  • the metal structure was observed at a magnification such that the observation field of view was approximately 1000 ⁇ m in the plate width direction.
  • the minimum value of the plating layer thickness of the galvannealed steel sheet at these 10 measurement points was compared with the maximum value of the thickness, and 50% or more was regarded as acceptable.
  • Table 4 shows the tensile strength, elongation, and r ave values that are mechanical properties.
  • Table 5 shows the segregation state of P, Ni, and Cu in the descaled rolled steel sheet, the variation in the P content in the galvannealed layer, the variation in the plating thickness, and the presence or absence of the surface pattern.
  • the alloyed hot-dip galvanized steel sheet as an example has excellent workability at the same time while satisfying mechanical properties, and variation in P content in the plating layer and There was little variation in plating thickness, and there was no surface pattern.
  • T is a comparative example in which the Ti content exceeds the upper limit.
  • This plated steel sheet had an r value of 0.9 and was inferior in workability.
  • Steel No. U is a comparative example in which the Ni content exceeds the upper limit.
  • Steel No. V is a comparative example in which the Cu content exceeds the upper limit. Furthermore, since the surface removal amount of these steels is below the lower limit, the surface plating properties of these plated steel sheets varied and patterns were observed.
  • Steel No. W is a comparative example in which the Nb content exceeds the upper limit. This plated steel sheet had an r value of 1.1 and was inferior in workability.
  • Steel No. KK is a comparative example in which the C content is lower than the lower limit.
  • this plated steel plate has a large load in steel making and causes an increase in cost.
  • Steel No. LL is a comparative example in which the C content exceeds the upper limit. This plated steel sheet was inferior in workability.
  • Steel No. MM is a comparative example in which the Si content is lower than the lower limit. This plated steel sheet was inferior in tensile strength.
  • Steel No. NN is a comparative example in which the Si content exceeds the upper limit. This plated steel sheet was inferior in workability.
  • Steel No. OO is a comparative example in which the Mn content is lower than the lower limit. This plated steel sheet was inferior in tensile strength.
  • Steel No. PP is a comparative example in which the P content is below the lower limit.
  • This plated steel sheet was inferior in tensile strength.
  • Steel No. QQ is a comparative example in which the Al content is lower than the lower limit. This plated steel sheet was inferior in workability because deoxidation was insufficient and oxide remained.
  • Steel No. RR is a comparative example in which the Al content exceeds the upper limit. This plated steel sheet was inferior in workability.
  • Steel No. SS is a comparative example in which the S content exceeds the upper limit. This plated steel sheet was inferior in workability.
  • Steel No. TT is a comparative example in which the B content exceeds the upper limit. This plated steel sheet was inferior in workability.
  • UU is a comparative example in which the heating temperature in the heating step is lower than the lower limit, and the finishing temperature in the hot rolling step is lower than the lower limit.
  • This plated steel sheet was inferior in workability.
  • Steel No. VV is a comparative example in which the finishing temperature in the hot rolling process is lower than the lower limit. This plated steel sheet was inferior in workability.
  • Steel No. WW is a comparative example in which the coiling temperature in the hot rolling process is below the lower limit. This plated steel sheet has a poor shape and cannot be used as a product.
  • Steel No. XX is a comparative example in which the coiling temperature in the hot rolling process exceeds the upper limit. This plated steel sheet has too many scales and cannot be used as a product.
  • Steel No. AB is a comparative example in which the Mo content exceeds the upper limit. This plated steel sheet was inferior in workability.
  • Steel No. AC is a comparative example in which the N content exceeds the upper limit. This plated steel
  • the present invention while satisfying mechanical properties such as tensile strength, at the same time, it has excellent workability and has a plating layer with few surface defects such as a linear pattern. Since it is possible to provide an alloyed hot-dip galvanized steel sheet for press working exhibiting a beautiful surface appearance and a method for producing the same, the industrial applicability is high.

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Abstract

　脱スケール圧延鋼板と、前記脱スケール圧延鋼板上に配された合金化溶融亜鉛めっき層とを有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、前記合金化溶融亜鉛めっき鋼板の板幅方向に基準長さ５０ｍｍの線分区間を１０等分割することで１０箇所の測定点を設けた場合に、前記１０測定点における、前記めっき層のＰ含有量の最小値が、Ｐ含有量の最大値と比較して、５０％以上である。

Description

合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
　本発明は、主に自動車分野に適用されるプレス加工用合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関し、表面外観に優れたプレス加工用合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関する。
　近年、地球の温暖化を防止する観点から、二酸化炭素排出規制策として、新たな自動車燃費改善目標が設定されるなど、自動車の燃費向上が求められている。自動車の燃費向上には、自動車車体の軽量化が有効な手段であり、こうした軽量化の観点から自動車車体用鋼板の薄肉化が要望されている。一方、自動車車体の安全性確保の観点から、自動車車体用鋼板の高強度化も要望されている。
　この様な鋼板の薄肉化および高強度化の要望に加えて、複雑な形状にプレスされる自動車車体用鋼板は、表面耐食性および電着塗装性に優れ、かつ表面外観に優れることも求められる。
　一般に、高張力鋼板（ハイテン）では、鋼板の強度を向上させるため、鋼中に、Ｓｉ（シリコン）、Ｍｎ（マンガン）、Ｐ（リン）等の固溶強化元素を含有させる。
　上述したＳｉ、Ｍｎ、Ｐ等の元素を含有する成分組成で製造された合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、プレス加工後、表面に線状や筋状などの表面欠陥がしばしば表れ、塗装後にも痕跡を残すことがあり、外観上好ましくなく、問題となっている。
　この表面欠陥の低減策については、主として、熱間圧延前に鋼片（スラブ）を研削することや、めっき前に熱延鋼板又は冷延鋼板を研削すること等がこれまで種々提案されている。
　たとえば、極低炭素Ｔｉ（チタン）添加鋼板を基材とする、めっき表面の模様性欠陥の少ない合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法として、連続鋳造時に鋳型内電磁攪拌を実施して鋳片の成分偏析を防止することで、模様状欠陥を防止するために実施していた鋳片溶削量、鋼板研削量を大幅に低減する方法が提案されている（特許文献１）。また、高Ｓｉ系鋼板または高Ｐ系鋼板を基材とする、表面外観、めっき密着性、および、加工性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法として、被めっき鋼板の表面を研削して表面粗さＲａ：０．３～０．６とし、溶融亜鉛めっき浴に浸漬した後、加熱合金化処理を行う方法が提案されている（特許文献２）。
　一般に、鋼板を高強度化するため、鋼にＰが添加されるが、Ｐは非常に偏析しやすい元素であり、スラブ表面に偏析したＰが、熱間圧延、冷間圧延によって鋼板の長手方向に延伸されてコイル表面にＰの濃化層が形成される。このＰの濃化層ではめっき時に合金化が遅れるので、これが合金化溶融亜鉛めっき鋼板に線状の疵を発生させる原因となる。この問題に対して、Ｐ含有量が０．０３％以上の鋼板を基材とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法として、鋼板表面の不均一性を解消するために鋼板中Ｐ量に応じた研削量で鋼板表面研削を行い、合金化処理を誘導加熱方式の合金化炉で行う方法も提案されている（特許文献３）。
　加えて、酸洗後の鋼板表面に発生する山型模様の発生を防止するために、熱延鋼板を常法の酸洗後に、更に酸洗して、表層を１．０μｍ以上溶解させる技術も提案されている（特許文献４）。
　これらの従来技術では、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の線状模様の欠陥を防止するため、例えばＰ含有量が０．０３％以上の極低炭素Ｔｉ添加鋼板を用いる場合には、連続鋳造鋳片段階で表面を３ｍｍ以上スカーフ（溶削）除去し、さらにめっき前の鋼板段階で表面を５μｍ以上研削していた。これにより、めっき後の模様状欠陥発生を防止して表面品質を確保していた。Ｐ含有量が少ない極低炭素Ｔｉ添加鋼板を用いる場合であっても、鋳片段階で表面を３ｍｍ以上スカーフ（溶削）し、冷延後に重研削ブラシにて鋼板表面を２μｍ以上研削し、そして、酸洗後に山型模様防止のため１μｍ以上溶削しているのが現状である。これらは歩留り低下の原因となっている。
日本国特開２００４－１４９８６６号公報 日本国特開２００４－１６９１６０号公報 日本国特許第２５７６３２９号公報 日本国特開２００５－２８１７７５号公報
　本発明の一態様は、加工性を向上させるために極低炭素鋼を基本成分とし、強化元素であるＰを含有する高張力鋼板を基材とした合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、プレス加工後にも美しい表面外観を呈するプレス加工用の合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法とを提供することを課題とする。また、線状模様等の表面欠陥を少なくして美しい表面外観を得るために実施する鋼板表面除去量を低減させ、かつ、その除去量を最適化することを可能とするプレス加工用の合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法を提供することを課題とする。つまり、本発明の一態様に係る鋼板は、製造コストにも優れることを課題とする。
　本発明者は、極低炭素鋼を基本成分とし、強化元素であるＰを含有する高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板について、線状模様などの表面欠陥を発生させるＰ濃度ムラの発生原因を鋭意研究した。その結果、以下のことを知見した。溶融亜鉛めっき鋼板を合金化する際に、鋼板表面部のＰが偏析する部分では合金化処理中の合金化速度が低下する。この合金化速度の差異に起因して、めっき厚みにばらつきが生じる。このめっき厚のばらつきが、外観上白っぽい、又は黒っぽい、縦長模様（線状模様）の表面欠陥となる。この表面欠陥を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板をプレス加工すると、鋼板表面の線状模様を形成する凸部が削れるために模様はより顕著となる。更に、熱延鋼板で、スケール（酸化被膜）と鋼との界面にＰ、Ｎｉ（ニッケル）、Ｃｕ（銅）が同一箇所に偏析すると、たとえ酸洗工程を行っても、この偏析部が酸洗されずに残存する。その結果、線状模様等の表面欠陥も顕著となる。
　したがって、めっき後の合金化処理時に線状模様となる表面欠陥が生じないようにするには、熱間圧延後に、スケールと鋼との界面に偏析するこれら元素の偏析部を除去すれば、表面性状に有害なＰ偏析部も除去され無害化されることとなる。
　本発明の要旨は次の通りである。
（１）本発明の一態様にかかる合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、化学成分が、質量％で：Ｃ：０．０００５％～０．０１％；Ｓｉ：０．００１％～１．０％；Ｍｎ：０．０１％～２．０％；Ｐ：０．００５％～０．１％；Ａｌ：０．０１％～０．１０％；を含有し、Ｓ：０．０２％以下；Ｎｉ：０．１％以下；Ｃｕ：０．１％以下；Ｎ：０．０１％以下；に制限し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる脱スケール圧延鋼板と、前記脱スケール圧延鋼板上に配された合金化溶融亜鉛めっき層とを有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、前記合金化溶融亜鉛めっき鋼板の板幅方向に基準長さ５０ｍｍの線分区間を１０等分割することで１０箇所の測定点を設けた場合に、前記１０測定点における、前記めっき層のＰ含有量の最小値が、Ｐ含有量の最大値と比較して、５０％以上である。
（２）上記（１）に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板では、前記脱スケール圧延鋼板の前記化学成分が、さらに、質量％で、Ｂ：０．０００１％～０．００５０％；Ｎｂ：０．００１％～０．１％；Ｔｉ：０．００１％～０．１％；Ｍｏ：０．００１％～０．１％；のうちの少なくとも１つを含有してもよい。
（３）上記（２）に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板では、前記脱スケール圧延鋼板の板幅方向に基準長さ５０ｍｍの線分区間を１０等分割することで１０箇所の測定点を設けた場合に、前記脱スケール圧延鋼板の前記１０測定点の各測定点で、前記脱スケール圧延鋼板の板厚方向へ表面から０．１μｍの深さである脱スケール圧延鋼板表面部のＰ、Ｎｉ、及び、Ｃｕの含有量が、板厚方向へ表面から２μｍ超の深さである脱スケール圧延鋼板母材部のＰ、Ｎｉ、及び、Ｃｕの含有量と比較して、各成分ともに、１０５％以上、１５０％以下であってもよい。
（４）上記（１）に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板では、前記脱スケール圧延鋼板の板幅方向に基準長さ５０ｍｍの線分区間を１０等分割することで１０箇所の測定点を設けた場合に、前記脱スケール圧延鋼板の前記１０測定点の各測定点で、前記脱スケール圧延鋼板の板厚方向へ表面から０．１μｍの深さである脱スケール圧延鋼板表面部のＰ、Ｎｉ、及び、Ｃｕの含有量が、板厚方向へ表面から２μｍ超の深さである脱スケール圧延鋼板母材部のＰ、Ｎｉ、及び、Ｃｕの含有量と比較して、各成分ともに、１０５％以上、１５０％以下であってもよい。
（５）本発明の一態様にかかる合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法は：化学成分が、質量％で、Ｃ：０．０００５％～０．０１％、Ｓｉ：０．００１％～１．０％、Ｍｎ：０．０１％～２．０％、Ｐ：０．００５％～０．１％、Ａｌ：０．０１％～０．１０％、を含有し、Ｓ：０．０２％以下、Ｎｉ：０．１％以下、Ｃｕ：０．１％以下、Ｎ：０．０１％以下に制限し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる溶鋼を、鋳造してスラブを得る鋳造工程と；前記スラブを１１００～１３００℃で加熱する加熱工程と；前記加熱工程後の前記スラブを、仕上げ温度８００℃以上１０５０℃以下、巻取り温度５００℃以上８００℃以下の条件で熱間圧延して熱延鋼板を得る熱延工程と；前記熱延鋼板の板幅方向に基準長さ５０ｍｍの線分区間を１０等分割することで１０箇所の測定点を設け、前記熱延鋼板のスケールと鋼との界面から板厚方向へ前記鋼側に２μｍの深さである鋼表面部の、Ｎｉ及びＣｕ含有量の前記１０測定点における最大値を、質量％で、Ｎｉｍａｘ及びＣｕｍａｘとした場合に、前記界面を基準として板厚方向へ前記鋼側に、単位μｍで、下記の式１で示されるＧＬ以上、下記の式２で示されるＧＵ以下の範囲内で、前記熱延鋼板の表面除去を行って脱スケール圧延鋼板を得る表面除去工程と；前記表面除去工程後の前記脱スケール圧延鋼板に溶融亜鉛めっきを施して溶融亜鉛めっき鋼板を得るめっき工程と；前記めっき工程後の前記溶融亜鉛めっき鋼板に合金化熱処理を施して合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得る合金化工程と；を有する。
　　ＧＬ＝（Ｎｉｍａｘ＋０．８×Ｃｕｍａｘ）×０．２　・・・（式１）
　　ＧＵ＝（Ｎｉｍａｘ＋０．８×Ｃｕｍａｘ）×４　・・・（式２）
（６）上記（５）に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法では、前記溶鋼の前記化学成分が、さらに、質量％で、Ｂ：０．０００１％～０．００５０％、Ｎｂ：０．００１％～０．１％、Ｔｉ：０．００１％～０．１％、Ｍｏ：０．００１％～０．１％、のうち少なくとも１つを含有してもよい。
（７）上記（６）に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法では、前記表面除去工程前、または、前記表面除去工程後のうちの少なくとも一方で、前記脱スケール圧延鋼板の表面を酸洗する酸洗工程を有してもよい。
（８）上記（５）に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法では、前記表面除去工程前、または、前記表面除去工程後のうちの少なくとも一方で、前記脱スケール圧延鋼板の表面を酸洗する酸洗工程を有してもよい。
（９）上記（５）～（８）に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法では、前記めっき工程前の前記脱スケール圧延鋼板に、さらに、５０％以上９５％以下の冷延率で冷間圧延する冷延工程と；前記冷延工程後の前記脱スケール圧延鋼板に再結晶温度以上の温度で焼鈍する焼鈍工程と；を有してもよい。
　本発明の上記態様にかかる合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、引張強度などの機械的特性を満足しながら、同時に、優れた加工性を有するとともに、線状模様等の表面欠陥の少ないめっき層を有し、プレス加工しても美しい表面外観を保持することができる。また、線状模様等の表面欠陥を少なくするために実施する熱延鋼板の表面除去量を従来より低減でき、かつ、その除去量を最適化して合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造できるので、鋼材のロスを少なくすることができてコストに優れる等の顕著な効果を奏する。
　以下、本発明の好適な実施形態について詳細に説明する。
　本発明の一実施形態に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、脱スケール圧延鋼板上に配された合金化溶融亜鉛めっき層を有する。ここで、脱スケール圧延鋼板とは、後述する表面除去工程による表面除去を施した圧延鋼板と定義する。表面性状（表面外観）に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板とするためには、上記めっき層中のＰ含有量のばらつきが小さい必要がある。具体的には、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の板幅方向に基準長さ５０ｍｍの線分区間を１０等分割することで等間隔である１０箇所の測定点を設けた場合に、この１０測定点における、上記めっき層のＰ含有量の最小値が、そのＰ含有量の最大値と比較して、５０％以上（かつ１００％以下）である必要がある。
　上記１０測定点における、めっき層のＰ含有量の最小値が、めっき層のＰ含有量の最大値と比較して、５０％未満となる場合、めっき工程後の合金化熱処理時に合金化速度の差異が顕著となる。その結果、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の線状模様の表面欠陥も顕著となる。よって、めっき層中のＰ含有量は、上記条件を満たす必要がある。より好ましくは、上記１０測定点における、上記めっき層のＰ含有量の最小値が、上記めっき層のＰ含有量の最大値と比較して、６０％以上である。
　めっき層中のＰ含有量の測定は、グロー放電発光分光装置（ＧＤＳ：Ｇｌｏｗ　Ｄｉｓｃｈａｒｇｅ　Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ）等を用いて測定することができる。合金化溶融亜鉛めっき鋼板の板幅方向に基準長さ５０ｍｍの線分区間を１０等分割することで等間隔である１０箇所の測定点を設け、この各測定点で、ＧＤＳにより、Ｐ含有量を測定すればよい。
　また、表面性状（表面外観）に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板とするためには、合金化溶融亜鉛めっき層の厚みばらつきが小さいことが好ましい。具体的には、上記１０測定点における、上記めっき層の厚みの最小値が、その厚みの最大値と比較して、５０％以上（かつ１００％以下）であることが好ましい。
　上記１０測定点における、めっき層の厚みの最小値が、めっき層の厚みの最大値と比較して、５０％未満となる場合、合金化溶融亜鉛めっき鋼板のプレス加工時にめっき層の厚い領域が削れて、線状模様の表面欠陥も顕著となる虞がある。よって、めっき層の厚みは、上記条件を満たすことが好ましい。より好ましくは、上記１０測定点における、上記めっき層の厚みの最小値が、上記めっき層の厚みの最大値と比較して、６０％以上である。
　めっき層の厚みの測定は、上記表面欠陥が圧延方向と平行に線状に発生することを考慮して、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の圧延方向と直交する板幅方向が観察面となるように板厚方向に沿って平面切断した切断面にて行えばよい。そして、このめっき鋼板の板幅方向に基準長さ５０ｍｍの線分区間を１０等分割することで等間隔である１０箇所の測定点を設け、この各測定点で、上記切断面を観察して、めっき層の厚みを計測すればよい。切断面観察は、例えば、観察視野が板幅方向でおおよそ１０００μｍとなる倍率で行う。
　上記した本実施形態に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板の技術構成を得るためには、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の基材である上記脱スケール圧延鋼板が、鋼板表面にＰ、Ｎｉ、及び、Ｃｕが偏析していないことが好ましい。具体的には、脱スケール圧延鋼板の板幅方向に基準長さ５０ｍｍの線分区間を１０等分割することで等間隔である１０箇所の測定点を設けた場合に、この１０測定点の各測定点で、上記脱スケール圧延鋼板の板厚方向へ表面から０．１μｍの深さである脱スケール圧延鋼板表面部のＰ、Ｎｉ、及び、Ｃｕの含有量が、板厚方向へ表面から２μｍ超の深さである脱スケール圧延鋼板母材部のＰ、Ｎｉ、及び、Ｃｕの含有量と比較して、各成分ともに、１０５％以上、１５０％以下であることが好ましい。
　上記脱スケール圧延鋼板表面部のＰ、Ｎｉ、及び、Ｃｕの含有量が、上記脱スケール圧延鋼板母材部のＰ、Ｎｉ、及び、Ｃｕの含有量と比較して、各成分ともに、１５０％超であると、脱スケール圧延鋼板の酸洗を行っても脱スケール圧延鋼板表面にＰ、Ｎｉ、及び、Ｃｕの偏析部が残存し、合金化溶融亜鉛鋼板の線状模様の表面欠陥が顕著となる。また、上記値が１０５％未満の場合、脱スケール圧延鋼板の表面除去量が過剰であるので、表面除去するための時間や設備に負担がかかり、更には鋼材の歩留まり低下にもつながる。よって、脱スケール圧延鋼板表面部のＰ、Ｎｉ、及び、Ｃｕの含有量は、上記条件を満たす必要がある。より好ましくは、上記範囲が、１１０％以上、１３０％以下である。
　上記脱スケール圧延鋼板のＰ、Ｎｉ、及び、Ｃｕ含有量の測定は、ＧＤＳにより行うことができる。この際、脱スケール圧延鋼板の板厚方向へ表面から０．１μｍまでの測定平均値を脱スケール圧延鋼板表面部の測定結果とし、表面から２μｍ超の測定平均値を脱スケール圧延鋼板母材部の測定結果とする。なお、脱スケール圧延鋼板母材部のＧＤＳの測定深度は、２μｍ超４μｍ以下とすることが好ましい。
　以下に、上述した技術構成を知見するに至った経緯を詳しく説明する。
　自動車の燃費向上のために鋼板の薄肉化が、そして、自動車車体の安全性確保のために鋼板の高強度化が求められている。それに加えて、自動車車体用鋼板は、表面外観が優れ、かつ、プレス成形性が良いことが求められている。
　鋼板の高強度化のため、Ｐを含有した鋼板が被めっき鋼板として用いられる。しかし、Ｐは非常に偏析しやすい元素であり、スラブ表面に偏析したＰが、熱間圧延、冷間圧延によって鋼板の長手方向に延伸されて鋼板表面に線状のＰ偏析部が形成される。この鋼板に合金化溶融亜鉛めっきを施すと、このＰ偏析部でめっき合金化速度に不均一が生じ、これが原因となり、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の表面に凹凸が生じる。その結果、線状模様の表面欠陥が発生する。さらに、このめっき鋼板をプレス加工すると、上記凸部が削れるために線状模様はより顕著となる。
　本発明者は、極低炭素鋼を基本成分とし、強化元素であるＰを含有する高張力熱延鋼板を用いた合金化溶融亜鉛めっき鋼板について、線状模様などの表面欠陥を発生させる原因を鋭意研究した。その結果、熱延鋼板のスケールと鋼との界面にＰ、Ｎｉ、及び、Ｃｕが同一箇所に偏析すると、たとえ酸洗工程を行っても、この偏析部が残存すること、そして、めっき後の合金化処理時にこの偏析部でめっき厚みにバラツキが生じ、線状模様の表面欠陥が生じることを知見した。
　合金化溶融亜鉛めっき鋼板の表面に線状模様の表面欠陥が発生する原因となるＰ、Ｎｉ、及び、Ｃｕの偏析機構については、次に説明するような機構が考えられる。
　一般に、合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、連続鋳造したスラブを加熱炉で加熱し、脱スケール後に熱間圧延し、熱延コイルとして巻き取られ、そして、この熱延鋼板に、必要に応じて冷間圧延、焼鈍を施して、合金化溶融亜鉛めっき処理を施すことによって製造されている。
　スラブの加熱工程にて、加熱炉でＰ、Ｎｉ、及び、Ｃｕを含有する連続鋳造スラブを１１００～１３００℃で加熱すると、スラブ表面のＦｅ（鉄）は酸化されて１次スケールとなる。しかし、鋼成分であるＮｉ及びＣｕはＦｅよりも酸化され難いので、Ｎｉ及びＣｕは酸化されずにこの１次スケールと鋼との界面に偏析する。
　次いで、必要に応じて行う脱スケール（デスケ）により、１次スケールは除去されるが、鋼表面に偏析したＮｉ及びＣｕは除去されないで残存する。熱延工程にて、このスラブを熱間圧延すると、Ｎｉ及びＣｕ偏析部は鋼板の長手方向に延伸されて、Ｎｉ及びＣｕ偏析部の厚さは薄くなる。その一方で、熱間圧延中の鋼板表面の酸化により２次スケールが生成され、それに伴って、Ｎｉ及びＣｕが鋼表面に更に偏析する。
　そして、熱間圧延後の巻取り時に、Ｐがスケールと鋼との界面や粒界に偏析する。ＰがＮｉ及びＣｕと同じ領域に偏析すると、このＰは、たとえ酸洗工程を行ったとしても、除去されず鋼表面部に残存する。
　この熱延鋼板に、必要に応じて冷延及び焼鈍を行い、その後に合金化溶融亜鉛めっき処理を施すと、線状模様の表面欠陥が発生する。この表面欠陥が発生する部位は、Ｐ、Ｎｉ、及び、Ｃｕが混在して偏析している部位である。このことから、線状模様の表面欠陥の発生は、Ｐの偏析だけではなく、表面部にＮｉ、Ｃｕ、及び、Ｐが混在して偏析していることに原因があるものと判断できる。
　そこで、鋼板表面に偏析したＰの偏析部を低減することについて、種々鋼板で統計的に検討した。Ｐの残存はＮｉ及びＣｕも偏析している部位であることから、熱延鋼板のスケールと鋼との界面のＮｉ及びＣｕ偏析部に着目した。この結果、上記界面から鋼側である鋼表面部のＮｉ及びＣｕ含有量に応じて、Ｐを無害化するために必要な表面除去量が比例的に増加することが明らかとなった。具体的には、熱延鋼板の板幅方向に基準長さ５０ｍｍの線分区間を１０等分割することで等間隔である１０箇所の測定点を設け、そして、この熱延鋼板のスケールと鋼との界面から板厚方向へ鋼側に２μｍの深さである鋼表面部の、Ｎｉ及びＣｕ含有量の上記１０測定点における最大値を、質量％で、Ｎｉｍａｘ及びＣｕｍａｘとした場合に、上記界面を基準として板厚方向へ上記鋼側に、単位μｍで、下記の式Ａで示されるＧＬ以上、下記の式Ｂで示されるＧＵ以下の範囲内で、上記熱延鋼板の表面除去を行って脱スケール圧延鋼板とすることで、Ｎｉ及びＣｕの偏析部に加えて、Ｐの偏析部も除去され無害化されることが明らかとなった。つまり、Ｐ、Ｎｉ、及び、Ｃｕの偏析部は、酸洗工程で除去することが出来ないので、この偏析部を除去するために、除去量を上記範囲内とする表面除去を行うことが重要となる。また、この表面除去量は、最適化されたものであり、従来の除去量よりも少ないにもかかわらず、確実にＰ偏析部を除去できる。
　　ＧＬ＝（Ｎｉｍａｘ＋０．８×Ｃｕｍａｘ）×０．２　・・・（式Ａ）
　　ＧＵ＝（Ｎｉｍａｘ＋０．８×Ｃｕｍａｘ）×４　・・・（式Ｂ）
　この表面除去を行った脱スケール圧延鋼板を基材として、合金化溶融亜鉛めっきを施すことで、線状模様等の表面欠陥のないめっき層を有し、プレス加工しても美しい表面外観を保持する合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。なお、この表面除去を行った後の脱スケール圧延鋼板に、必要に応じて、冷延工程または焼鈍工程を施し、その後、合金化溶融亜鉛めっきを施しても、上記と同等の効果が得られる。
　次に、本実施形態に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板の基材となる脱スケール圧延鋼板の成分元素について説明する。ここで、記載する％は、質量％である。
　自動車用鋼板としては、高張力化と共に、深絞り性等のプレス成形性を満足するものでなければならない。本実施形態に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板の基材となる脱スケール圧延鋼板は、加工性を向上させるために、極低炭素鋼を基本成分とし、強化元素であるＳｉ、Ｍｎ、Ｐ等を添加した高張力鋼板を用いる。以下に基本成分元素の添加理由とその限定理由を説明する。
　Ｃ：０．０００５～０．０１％
　Ｃ（炭素）は、プレス加工性に関する伸び及びｒ値（ランクフォード値）を低減させる元素である。Ｃ含有量は少ない方が好ましいが、０．０００５％未満に低減させるためには製鋼プロセスのコストがかかり操業上現実的でない。一方、０．０１％を超えると加工性の指標であるｒ値を害することとなるので、上限を０．０１％とした。好ましくは、上限が０．００８％である。
　Ｓｉ：０．００１～１．０％
　Ｓｉ（シリコン）は、鋼の強度を高める元素であり、他の強化元素と組み合わせて使用する。Ｓｉ含有量が、０．００１％未満では、上記効果が得られない。一方、Ｓｉ含有量が１．０％超では、鋼板表面にＳｉ酸化物が形成され溶融亜鉛めっきの際に不めっきやめっき密着性を低下させることとなり、また、加工性の指標である伸びやｒ値を低下させる。また、さらに引張強度を高めるには、０．１％以上の含有量とすることが好ましい。
　Ｍｎ：０．０１～２．０％
　Ｍｎ（マンガン）は、鋼の強度を高める元素であり、他の強化元素と組み合わせて使用する。Ｍｎ含有量が、０．０１％未満では、上記効果が得られず、また、精錬コストが高くなるため、下限を０．０１％とする。一方、２．０％を超えて含有すると鋼板が硬化して加工性の指標であるｒ値を低下させることとなり、また、鋼板の表面にＭｎ酸化物が生成し、溶融亜鉛めっき性が損なわれるので、Ｍｎ含有量の上限を２．０％とした。また、さらに引張強度を高めるには、０．１５％以上の含有量とすることが好ましい。
　Ｐ：０．００５～０．１％
　Ｐ（リン）は、鋼の強度を高める能力の大きな元素であり、加工性に対する悪影響もＳｉ、Ｍｎ等に比較して少なく、鋼の強化に有用である。Ｐ含有量が、０．００５％未満ではその効果が得られない。さらに引張強度を高めるには、０．０１％以上の含有量とすることが好ましい。一方、Ｐは溶融亜鉛めっきの合金化反応を遅くさせる元素であり、めっき表面に線状模様を発生させ表面性状を劣化させ、スポット溶接性にも悪影響を与える元素である。よって、Ｐ含有量の上限を０．１％とした。
　Ａｌ：０．０１～０．１０％
　Ａｌ（アルミニウム）は、鋼の脱酸元素として含有され、また、鋼の強度を高める元素である。Ａｌ含有量が、０．０１％未満では上記効果が得られず、脱酸が不十分で酸化物が残存して、鋼の加工性が得られない。また、Ａｌ含有量が、０．１０％を超えると加工性の指標であるｒ値の低下を招くので、上限を０．１０％とした。
　以上の基本元素に加えて、さらに、選択元素として、Ｂ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｍｏのうちの少なくとも一つを含有してもよい。以下に、選択元素の添加理由とその限定理由とを説明する。ここで、記載する％は、質量％である。
　Ｂ：０．０００１～０．００５０％
　Ｂ（ホウ素）は、Ｎ（窒素）との親和力が強く、凝固時または熱間圧延時に窒化物を形成し、鋼中に固溶しているＮを低減して加工性を高め、また、鋼の強度を高める効果がある。これらの効果を得るために、Ｂ含有量は、０．０００１％以上であることが好ましい。しかしながら、Ｂ含有量が０．００５０％を超えると、溶接時に溶接部及びその熱影響部が硬質化し靭性が劣化する。また、熱延鋼板の強度も高くなり、冷間圧延時の負荷が高くなる。更に、再結晶温度が高くなることにより、加工性の指標であるｒ値の面内異方性が大きくなりプレス成形性が劣化する。よって、Ｂ含有量は、０．０００１～０．００５０％であることが好ましい。なお、Ｂ含有量が、０％～０．００５０％であれば、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の各特性値に悪影響を与えることはない。
　Ｎｂ：０．００１～０．１％
　Ｎｂ（ニオブ）は、Ｃ及びＮとの親和力が強く、凝固時または熱間圧延時に炭窒化物を形成し、鋼中に固溶しているＣ及びＮを低減して加工性を高め、また、鋼の強度を高める効果がある。これらの効果を得るために、Ｎｂ含有量は、０．００１％以上であることが好ましい。しかし、Ｎｂ含有量が０．１％を超えると再結晶温度が高くなることにより、加工性の指標であるｒ値の面内異方性が大きくなりプレス成形性が劣化する。また、溶接部の靭性も劣化する。よって、Ｎｂ含有量は、０．００１～０．１％であることが好ましい。なお、Ｎｂ含有量が、０％～０．１％であれば、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の各特性値に悪影響を与えることはない。
　Ｔｉ：０．００１～０．１％
　Ｔｉは、鋼中のＮをＴｉＮとして固定し、固溶Ｎ量を低減することにより、加工性を改善し、また、鋼の強度を高める元素である。これらの効果を得るために、Ｔｉ含有量は、０．００１％以上であることが好ましい。しかし、Ｔｉ含有量が、０．１％を超えて添加してもその効果は飽和し、むしろＴｉＣを形成して加工性の指標であるｒ値を劣化させる。よって、Ｔｉ含有量は、０．００１～０．１％であることが好ましい。より好ましくは、０．０１５％～０．０９％とする。なお、Ｔｉ含有量が、０％～０．１％であれば、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の各特性値に悪影響を与えることはない。
　Ｍｏ：０．００１～０．１％
　Ｍｏは、微量添加することにより時効が抑制され、遅時効性を得ることができる元素である。この効果を得るためには、Ｍｏの含有量は、０．００１％以上であることが好ましい。しかし、Ｍｏの含有量が０．１％を超えて添加してもその効果は飽和するばかりか、鋼板が硬化して加工性が低下する。よって、Ｍｏ含有量は０．００１～０．１％であることが好ましい。なお、Ｍｏ含有量が、０％～０．１％であれば、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の各特性値に悪影響を与えることはない。
　本実施形態に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板の基材となる脱スケール圧延鋼板には、上記成分の他に、不可避的不純物が含有される。ここで、不可避的不純物とは、スクラップ等の副原料や、めっき工程から不可避的に混入する、Ｓ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｎ、Ｍｇ、Ｐｂ、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｃｄ等の元素を意味する。この中で、Ｓ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｎは、本発明の効果を十分に発揮させるために、以下のように制限することが好ましい。これらの不純物含有量は少ないほど望ましいので、これらの不純物含有量の制限範囲には０％が含まれる。ここで、記載する％は、質量％である。
　Ｓ：０．０２％以下
　Ｓ（硫黄）は、鋼中に不可避的に含有される不純物である。Ｓ含有量が０．０２％超であると、深絞り性の指標であるｒ値の低下を招く。Ｓ含有量を、０％以上０．０２％以下に制限すれば、実質的な悪影響はなく、許容できる範囲である。
　Ｎｉ：０．１％以下
　Ｎｉは鋼組成を製鋼にて調整する際、除去しにくい元素で、微量（例えば０．００１％以上）含有されるが、０．１％を超えると溶融亜鉛めっき鋼板で模様が発生し易くなるため、０％以上０．１％以下に制限する。また多量に添加する際は、高価なＮｉをあえて添加する必要がありコスト上昇を招くので、上限を０．１％とする。
　Ｃｕ：０．１％以下
　ＣｕもＮｉと同様に鋼組成を製鋼にて調整する際、除去しにくい元素で、微量（例えば０．００１％以上）含有されるが、０．１％を超えると溶融亜鉛めっき鋼板で模様が発生し易くなるため、また、粒界脆化やコスト上昇にもつながるため、０％以上０．１％以下に制限する。
　Ｎ：０．０１％以下
　Ｎは、鋼中に不可避的に含有される不純物である。Ｎ含有量が０．０１％超であると、深絞り性の指標であるｒ値の低下を招く。Ｎ含有量を、０％以上０．０１％以下に制限すれば、実質的な悪影響はなく、許容できる範囲である。
　次に、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について説明する。
　鋳造工程として、上記した化学成分を満足する溶鋼を鋳造することで、スラブを得る。鋳造方法は特に限定されるものではないが、真空鋳造法や連続鋳造法等を用いれば良い。
　加熱工程として、このスラブを１１００～１３００℃で加熱する。スラブを１１００～１３００℃で加熱する理由は、１１００℃未満では、熱間圧延での負荷が高くなり、また所望する熱延仕上げ温度を確保できない。一方で、１３００℃を超える加熱は、エネルギーを過剰に使用しコスト増を招く。また、必要に応じて、この加熱工程後に、１次スケール除去工程として、スラブ表面の１次スケールを除去する脱スケール（デスケ）を行っても良い。
　熱延工程として、上記加熱したスラブを、仕上げ温度８００℃以上、１０５０℃以下、巻取り温度５００℃以上、８００℃以下の条件で熱間圧延して熱延鋼板を得る。熱間圧延で仕上げ温度が８００℃未満となると、混粒組織となり、材質がばらつく原因となり、また、圧延温度が低すぎるため強度が上昇して加工性の指標であるｒ値を劣化させる。一方で、１０５０℃以上の仕上げ温度にするためには、加熱温度を高温にする必要があり、コスト増につながり、また、強度低下原因ともなる。よって、熱延仕上げ温度は８００℃以上、１０５０℃以下とする。
　巻取り温度は５００℃未満だと形状不良の原因となる。一方で、８００℃を超えて巻き取るとスケール疵が生成し易くなる。したがって、巻取り温度を５００℃以上、８００℃以下とする。また、必要に応じて、この熱延工程後で後述の表面除去工程前に、酸洗工程として、熱延鋼板表面のスケールを酸洗除去する酸洗を行っても良い。
　表面除去工程として、上記熱延鋼板の表面除去を行う。具体的には、熱延鋼板の板幅方向に基準長さ５０ｍｍの線分区間を１０等分割することで等間隔である１０箇所の測定点を設け、そして、この熱延鋼板のスケールと鋼との界面から板厚方向へ鋼側に２μｍの深さである鋼表面部の、Ｎｉ及びＣｕ含有量の上記１０測定点における最大値を、質量％で、Ｎｉｍａｘ及びＣｕｍａｘとした場合に、上記界面を基準として板厚方向へ鋼側に、単位μｍで、下記の式Ｃで示されるＧＬ以上、下記の式Ｄで示されるＧＵ以下の範囲内で、上記熱延鋼板の表面除去を行って脱スケール圧延鋼板を得る。
　　ＧＬ＝（Ｎｉｍａｘ＋０．８×Ｃｕｍａｘ）×０．２　・・・（式Ｃ）
　　ＧＵ＝（Ｎｉｍａｘ＋０．８×Ｃｕｍａｘ）×４　・・・（式Ｄ）
　表面除去の方法としては、機械加工によって行なうのが簡便であり、例えばワイヤブラシロールや砥粒ベルトやショットブラスト等を使用することが良いが、上述の量の除去が可能であれば手段はいずれの方法でも良い。
　表面除去量が、単位μｍで、ＧＬ未満であると、Ｐ、Ｎｉ、及び、Ｃｕの偏析部が鋼表面部に残存する。単位μｍで、ＧＵを超えて除去すると、除去するための時間や設備に負担がかかりコスト増を招き、更には鋼材の歩留まり低下にもつながる。
　上記鋼表面部のＮｉ及びＣｕ含有量の測定は、グロー放電発光分光装置（ＧＤＳ）や電子プローブＸ線マイクロ解析（ＥＰＭＡ：Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｐｒｏｂｅ　Ｍｉｃｒｏ　Ａｎａｌｙｚｅｒ）等を用いて測定することができる。熱延鋼板の板幅方向に基準長さ５０ｍｍの線分区間を１０等分割することで等間隔である１０箇所の測定点を設け、この各測定点で、ＧＤＳまたはＥＰＭＡにより、Ｎｉ及びＣｕ含有量を測定すればよい。ＧＤＳを用いて分析する場合、ＧＤＳ測定用試料の表面スケールを予め除去してからＧＤＳ測定することが、測定時間短縮の観点から好ましい。また、ＥＰＭＡを用いて分析する場合、上記熱延鋼板の圧延方向と直交する板幅方向が観察面となるように板厚方向に沿って平面切断した切断面を研磨した後に、この切断面のＥＰＭＡ測定を行えばよい。
　また、必要に応じて、酸洗工程として、表面除去工程後の脱スケール圧延鋼板の表面を酸洗除去してもよい。酸洗方法は特に限定されるものではなく、硫酸又は塩酸等を用いる定法の酸洗方法でよい。なお、上記したように熱延工程後で表面除去工程前、または、表面除去工程後で後述のめっき工程前のうちの少なくとも一方で、脱スケール圧延鋼板の表面を酸洗する酸洗工程を行うことが好ましい。Ｐ、Ｎｉ、及び、Ｃｕの偏析部は、酸洗工程で除去することが出来ないので、この偏析部を除去するために、除去量を上記範囲内とする表面除去を行うことが必要となる。ただ、上記酸洗工程を行うことで、脱スケール圧延鋼板と合金化溶融亜鉛めっき層との密着性が高まるので好ましい。
　一般的に、加熱工程及び熱延工程中に、鋼板のスケールと鋼との界面に、Ｐ、Ｎｉ、及び、Ｃｕが偏析する。そして、熱間圧延によって、この偏析部が、鋼板の長手方向に延伸され、Ｐ、Ｎｉ、及び、Ｃｕの線状である偏析部が形成される。そして、熱延工程の巻取り中に、Ｐがスケールと鋼との界面にさらに偏析する。Ｎｉ及びＣｕは酸洗で除去されないため、表面除去工程後の鋼板に、Ｎｉ及びＣｕ偏析部が残存していると、たとえ酸洗工程を行ったとして、鋼板表面には、Ｎｉ及びＣｕ偏析部が残存する。このＮｉ及びＣｕ偏析部に存在するＰが、合金化工程時に合金化反応を遅らせて、線状模様の表面欠陥を発生させる。Ｐが単独で偏析する場合、酸洗工程でＰは除去され、無害化されて線状模様の表面欠陥を発生させることはない。
　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では、上記熱延鋼板の表面除去を最適に行うことで、Ｎｉ及びＣｕ偏析部に存在するＰを除去して無害化する。この表面除去量は、最適化されたものであり、従来の除去量よりも少ないにもかかわらず、確実にＰ偏析部を除去できる。
　また、必要に応じて、表面除去工程後の脱スケール圧延鋼板に、または、酸洗工程後の脱スケール圧延鋼板に、冷延工程として、５０％以上９５％以下の冷延率で冷間圧延を行ってもよい。５０％以上９５％以下の冷間圧延を行うことで、ｒ値を確保して加工性を確保しながら、脱スケール圧延鋼板を目的の厚さに制御することができるので好ましい。冷延率が５０％未満であると、熱延工程で熱延鋼板のコイル長を長くする必要があり、設備的にもコスト増加につながる虞がある。一方、冷延率を９５％超とするには、高荷重に耐える冷延機を必要としコスト増加につながる虞がある。なお、表面除去工程後に、酸洗工程及び冷延工程の両工程を行う場合には、工程順を、表面除去工程、酸洗工程、冷延工程とすればよい。
　また、必要に応じて、冷延工程後の脱スケール圧延鋼板に、焼鈍工程として、再結晶温度以上の温度で焼鈍を行ってもよい。再結晶温度以上の温度で焼鈍することによって圧延によって生じた歪が除去され、軟質化して加工性を向上させることができる。なお、脱スケール圧延鋼板に、上記のように、必要に応じて冷延工程または焼鈍工程を施しても、本発明の一態様の効果は変わらずに得られる。
　次に、めっき工程として、表面除去工程後、酸洗工程後、冷延工程後、または、焼鈍工程後の脱スケール圧延鋼板に、溶融亜鉛めっきを施して溶融亜鉛めっき鋼板を得る。なお、焼鈍工程を行う場合には、焼鈍工程とめっき工程との間で脱スケール圧延鋼板を室温まで冷却することなく、連続焼鈍炉を用いて連続的に処理を行なうことが好ましい。
　合金化工程として、めっき工程後の溶融亜鉛めっき鋼板に合金化熱処理を施すことで、合金化溶融亜鉛めっき鋼板とする。この際、めっき工程と合金化工程との間で溶融亜鉛めっき鋼板を冷却することなく、連続的に処理を行うことが好ましい。
　以下、実施例により本発明の一態様の効果を更に具体的に説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限り、種々の条件を採用し得る。
　表１に示す鋼組成、及び、表２及び表３に示す製造条件で、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。具体的には、連続鋳造により表１に示す鋼組成の供試材鋳片（スラブ）を製造した。このスラブを加熱炉で加熱保持した後（加熱工程）、抽出して脱スケール（デスケ）を行ない、表２に示す熱延仕上げ温度、及び、巻き取り温度の条件で熱間圧延に供した（熱延工程）。熱間圧延後の熱延鋼板の表面を、必要に応じて酸洗した後（酸洗工程）、熱延鋼板の表面除去を行い脱スケール圧延鋼板とした（表面除去工程）。その後、必要に応じて酸洗によって表面を清浄した（酸洗工程）。この脱スケール圧延鋼板を、必要に応じて、冷間圧延して所定の厚さに調整した後（冷延工程）、連続焼鈍炉で焼鈍を行なった（焼鈍工程）。そして、溶融亜鉛めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっきをし（めっき工程）、合金化処理を行なって（合金化工程）、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得た。表２及び表３中で、例えば、酸洗を行った場合をＣ．Ｏ．（Ｃａｒｒｙｉｎｇ　Ｏｕｔ）と、酸洗を行わなかった場合をＮｏｔ　Ｃ．Ｏ．（Ｎｏｔ　Ｃａｒｒｙｉｎｇ　Ｏｕｔ）と表した。他工程も同様に表した。
　なお、表１に示す鋼組成における成分の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。また、表における下線は、本発明の範囲外であることを示す。
　また、表２中に、上記した熱延鋼板の表面除去（表面除去工程）における処理条件を示す。ここで、表面除去前の熱延鋼板のスケールと鋼との界面から板厚方向へ鋼側に２μｍの深さである鋼表面部のＮｉｍａｘ及びＣｕｍａｘ含有量を測定し、表面除去するための適正範囲であるＧＬとＧＵとを、単位μｍで計算した。また実際に行った表面除去量も表２中に示す。なお、Ｎｉｍａｘ及びＣｕｍａｘ含有量の測定は、ＥＰＭＡ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｐｒｏｂｅ　Ｍｉｃｒｏ　Ａｎａｌｙｚｅｒ）を用いて測定した。熱延鋼板の板幅方向に基準長さ５０ｍｍの線分区間を１０等分割することで１０箇所の測定点を設け、この各測定点で、ＥＰＭＡにより、Ｎｉ及びＣｕ含有量を測定した。この際、熱延鋼板の上記界面を基準として板厚方向へ鋼側に表面から２μｍまでの測定平均値を鋼表面部の測定結果とした。そして、Ｎｉ及びＣｕ含有量の上記１０測定点における最大値を、質量％で、Ｎｉｍａｘ及びＣｕｍａｘとした。
　同様に、表面除去後の脱スケール圧延鋼板の表面部及び母材部におけるＰ、Ｎｉ、及び、Ｃｕ含有量も測定し、偏析状態を確認した。Ｐ、Ｎｉ、及び、Ｃｕ含有量の測定は、脱スケール圧延鋼板の板幅方向に基準長さ５０ｍｍの線分区間を１０等分割することで１０箇所の測定点を設け、この１０測定点の各測定点でＧＤＳを用いて測定した。この際、脱スケール圧延鋼板の板厚方向へ表面から０．１μｍまでの測定平均値を脱スケール圧延鋼板表面部の測定結果とし、表面から２μｍ超で４μｍまでの測定結果を脱スケール圧延鋼板母材部の測定結果とした。そして、脱スケール圧延鋼板表面部のＰ、Ｎｉ、及び、Ｃｕの含有量を、各成分について、脱スケール圧延鋼板母材部のＰ、Ｎｉ、及び、Ｃｕと比較して、百分率で偏析状態を表した。この結果が、各成分ともに、１０５％以上、１５０％以下である場合に合格となる。表５に、脱スケール圧延鋼板表面部と脱スケール圧延鋼板母材部との比で表したＰ、Ｎｉ、及び、Ｃｕの偏析状態の測定結果を示す。なお、この表５には、上記１０測定点におけるＰ、Ｎｉ、及び、Ｃｕの偏析状態の測定結果のうち、１２７．５％（１０５％と１５０％との中間値）から最も値が離れている１測定点の結果のみを示した。
　次に、上記方法で作製した実施例および比較例の各合金化溶融亜鉛めっき鋼板について、引張り特性、深絞り加工の指標であるｒ値（ランクフォード値）、及び、表面性状を評価した。以下、その評価方法について説明する。
　引張り特性は、例えば、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１、またはＩＳＯ　６８９２－１：２００９に従い、各合金化溶融亜鉛めっき鋼板から引張り方向が圧延方向及び板厚方向と直行になるようにして採取したＪＩＳ５号試験片を使用して引張り試験を行ない、単位ＭＰａで引張強さ（ＴＳ）を、そして、単位％で伸び（Ｅｌ）を評価した。そして、引張強さが３２０ＭＰａ以上、伸びが２５％以上である場合を合格とした。
　深絞り加工の指標であるｒ値の評価は、例えば、ＪＩＳ　Ｚ　２２５４：２００８、またはＩＳＯ　１０１１３－１：２００６に従い、各合金化溶融亜鉛めっき鋼板から圧延方向に平行方向、４５°方向、直角方向の３方向について、ＪＩＳ５号引張り試験片を採取し、各試験片のｒ値を測定した。例えば、ｒ値の測定は、上記の引張試験で１０％程度の引張変形を行った時点での板厚の変化代と板幅の変化代とを測定し、板厚に対する板幅の変化代の比率を求めればよい。そして、圧延方向に平行なｒ値をｒ０、４５°方向のｒ値をｒ４５、直角方向のｒ値をｒ９０としたとき、下記のＥ式により求められる各方向のｒ値の平均値ｒａｖｅにより評価した。なお、本実施例ではｒａｖｅが１．２以上である場合を合格とした。
　　ｒａｖｅ＝（ｒ０＋２×ｒ４５＋ｒ９０）／４　・・・・（Ｅ式）
表面性状の評価は、合金化溶融亜鉛めっき層中のＰ含有量調査、このめっき厚みのばらつき調査、および、表面模様有無の観察で行った。
　めっき層中のＰ含有量の測定は、ＧＤＳを用いて測定した。合金化溶融亜鉛めっき鋼板の板幅方向に基準長さ５０ｍｍの線分区間を１０等分割することで１０箇所の測定点を設け、この各測定点で、ＧＤＳにより、めっき層中のＰ含有量を測定した。この１０測定点における、合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっき層のＰ含有量の最小値を、そのＰ含有量の最大値と比較し、５０％以上を合格とした。
　めっき層の厚みの測定は、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の圧延方向と直交する板幅方向が観察面となるように板厚方向に沿って平面切断した切断面にて行った。このめっき鋼板の板幅方向に基準長さ５０ｍｍの線分区間を１０等分割することで１０箇所の測定点を設け、この各測定点で、上記切断面の金属組織を観察して、めっき層の厚みを計測した。金属組織観察は、観察視野が板幅方向でおおよそ１０００μｍとなる倍率で行った。この１０測定点における、合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっき層の厚みの最小値を、その厚みの最大値と比較し、５０％以上を合格とした。
　表面模様有無判定は、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の表面に砥石をかけた後に目視観察を実施した。この砥石かけはプレス加工での摩擦を想定したものであり、この方法により実際のプレス加工で模様が発生するか否かおおよそ判定が可能である。表５中に、この方法により模様が発生しなかった合金化溶融亜鉛めっき鋼板はＧｏｏｄ、模様が発生した合金化溶融亜鉛めっき鋼板をＢａｄと表した。
　以上の結果を下記表に示す。表４に、機械特性である引張強さ、伸び、ｒａｖｅ値を示す。表５に、脱スケール圧延鋼板におけるＰ、Ｎｉ、Ｃｕの偏析状態、合金化溶融亜鉛めっき層中のＰ含有量のばらつき、このめっき厚のばらつき、及び、表面模様有無を示す。
　表４及び表５に示すように、実施例である合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、機械的特性を満足しながら、同時に、優れた加工性を有するとともに、めっき層中のＰ含有量のばらつきやめっき厚のばらつきも少なく、表面の模様発生もなかった。
　これに対して、それ以外の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、本発明の範囲から外れた比較例である。
　鋼Ｎｏ．Ｃ、鋼Ｎｏ．Ｍは、表面除去量が下限であるＧＬ以下であるので、表面除去工程後でも鋼表面部にＰ、Ｎｉ、及び、Ｃｕが偏析している。そのため、めっき層中のＰ含有量とめっき層厚さが、最小値と最大値の比で５０％未満となり、線状模様の欠陥が発生した。
　鋼Ｎｏ．Ｇ、鋼Ｎｏ．Ｊは表面除去量が上限を超えている。そのため、表面除去量が最適でなく過多であり、除去に時間がかかり、コスト上昇を招いた。
　鋼Ｎｏ．ＱはＰ含有量が上限を超えている比較例である。このめっき鋼板は、合金化速度が遅くなった結果、表面性状にバラツキを生じ、一部が模様のように認められた。
　鋼Ｎｏ．ＲはＭｎ含有量が上限を超えている比較例である。このめっき鋼板は、ｒ値が１．１と低い値であった。また、溶融亜鉛めっき性が悪化したために、一部に不めっき部が認められた。
　鋼Ｎｏ．ＳはＣ含有量が上限を超えていて、また、表面除去量が上限を超えている比較例である。このめっき鋼板は、ｒ値が０．９と加工性に劣っており、また、表面除去量が最適でなく過多であり、コスト上昇を招いた。
　鋼Ｎｏ．ＴはＴｉ含有量が上限を超えている比較例である。このめっき鋼板は、ｒ値が０．９と加工性に劣っていた。
　鋼Ｎｏ．ＵはＮｉ含有量が上限を超えている比較例である。また、鋼Ｎｏ．ＶはＣｕ含有量が上限を超えている比較例である。更にこれらの鋼は、表面除去量が下限以下であるため、これらのめっき鋼板は、表面めっき性状がばらつき、模様が認められた。
　鋼Ｎｏ．ＷはＮｂ含有量が上限を超えている比較例である。このめっき鋼板は、ｒ値が１．１と加工性に劣っていた。
　鋼Ｎｏ．ＫＫはＣ含有量が下限以下となる比較例である。このめっき鋼板は、Ｃ量を低減するために製鋼での負荷が大きくコスト上昇を招いた。
　鋼Ｎｏ．ＬＬはＣ含有量が上限を超えている比較例である。このめっき鋼板は、加工性に劣っていた。
　鋼Ｎｏ．ＭＭはＳｉ含有量が下限以下となる比較例である。このめっき鋼板は、引張強度に劣っていた。
　鋼Ｎｏ．ＮＮはＳｉ含有量が上限を超えている比較例である。このめっき鋼板は、加工性に劣っていた。
　鋼Ｎｏ．ＯＯはＭｎ含有量が下限以下となる比較例である。このめっき鋼板は、引張強度に劣っていた。
　鋼Ｎｏ．ＰＰはＰ含有量が下限以下となる比較例である。このめっき鋼板は、引張強度に劣っていた。
　鋼Ｎｏ．ＱＱはＡｌ含有量が下限以下となる比較例である。このめっき鋼板は、脱酸が不十分で酸化物が残存したため、加工性が劣っていた。
　鋼Ｎｏ．ＲＲはＡｌ含有量が上限を超えている比較例である。このめっき鋼板は、加工性に劣っていた。
　鋼Ｎｏ．ＳＳはＳ含有量が上限を超えている比較例である。このめっき鋼板は、加工性に劣っていた。
　鋼Ｎｏ．ＴＴはＢ含有量が上限を超えている比較例である。このめっき鋼板は、加工性に劣っていた。
　鋼Ｎｏ．ＵＵは加熱工程での加熱温度が下限以下となり、そして、熱延工程での仕上温度が下限以下となっている比較例である。このめっき鋼板は、加工性に劣っていた。
　鋼Ｎｏ．ＶＶは熱延工程での仕上温度が下限以下となっている比較例である。このめっき鋼板は、加工性に劣っていた。
　鋼Ｎｏ．ＷＷは熱延工程での巻取温度が下限以下となっている比較例である。このめっき鋼板は、形状不良となり、製品として使用できなくなった。
　鋼Ｎｏ．ＸＸは熱延工程での巻取温度が上限を超えている比較例である。このめっき鋼板は、スケール疵が過多となり、製品として使用できなくなった。
　鋼Ｎｏ．ＡＢはＭｏ含有量が上限を超えている比較例である。このめっき鋼板は、加工性に劣っていた。
　鋼Ｎｏ．ＡＣはＮ含有量が上限を超えている比較例である。このめっき鋼板は、加工性に劣っていた。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　本発明の上記態様によると、引張強度などの機械的特性を満足しながら、同時に、優れた加工性を有するとともに、線状模様等の表面欠陥の少ないめっき層を有し、プレス加工しても美しい表面外観を呈するプレス加工用の合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法の提供が可能となるので、産業上の利用可能性が高い。

Claims (9)

  1. 　化学成分が、質量％で：
    　　Ｃ：０．０００５％～０．０１％；
    　　Ｓｉ：０．００１％～１．０％；
    　　Ｍｎ：０．０１％～２．０％；
    　　Ｐ：０．００５％～０．１％；
    　　Ａｌ：０．０１％～０．１０％；
    　を含有し、
    　　Ｓ：０．０２％以下；
    　　Ｎｉ：０．１％以下；
    　　Ｃｕ：０．１％以下；
    　　Ｎ：０．０１％以下；
    　に制限し、
    　残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる脱スケール圧延鋼板と、
    　前記脱スケール圧延鋼板上に配された合金化溶融亜鉛めっき層と
    　を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、
    　前記合金化溶融亜鉛めっき鋼板の板幅方向に基準長さ５０ｍｍの線分区間を１０等分割することで１０箇所の測定点を設けた場合に、
    　前記１０測定点における、前記めっき層のＰ含有量の最小値が、Ｐ含有量の最大値と比較して、５０％以上である
    ことを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
  2. 　前記脱スケール圧延鋼板の前記化学成分が、さらに、質量％で、
    　　Ｂ：０．０００１％～０．００５０％；
    　　Ｎｂ：０．００１％～０．１％；
    　　Ｔｉ：０．００１％～０．１％；
        Ｍｏ：０．００１％～０．１％；
    のうちの少なくとも１つを含有する
    ことを特徴とする請求項１に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
  3. 　前記脱スケール圧延鋼板の板幅方向に基準長さ５０ｍｍの線分区間を１０等分割することで１０箇所の測定点を設けた場合に、
    　前記脱スケール圧延鋼板の前記１０測定点の各測定点で、前記脱スケール圧延鋼板の板厚方向へ表面から０．１μｍの深さである脱スケール圧延鋼板表面部のＰ、Ｎｉ、及び、Ｃｕの含有量が、板厚方向へ表面から２μｍ超の深さである脱スケール圧延鋼板母材部のＰ、Ｎｉ、及び、Ｃｕの含有量と比較して、各成分ともに、１０５％以上、１５０％以下である
    ことを特徴とする請求項２に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
  4. 　前記脱スケール圧延鋼板の板幅方向に基準長さ５０ｍｍの線分区間を１０等分割することで１０箇所の測定点を設けた場合に、
    　前記脱スケール圧延鋼板の前記１０測定点の各測定点で、前記脱スケール圧延鋼板の板厚方向へ表面から０．１μｍの深さである脱スケール圧延鋼板表面部のＰ、Ｎｉ、及び、Ｃｕの含有量が、板厚方向へ表面から２μｍ超の深さである脱スケール圧延鋼板母材部のＰ、Ｎｉ、及び、Ｃｕの含有量と比較して、各成分ともに、１０５％以上、１５０％以下である
    ことを特徴とする請求項１に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
  5. 　化学成分が、質量％で、
    　　Ｃ：０．０００５％～０．０１％、
    　　Ｓｉ：０．００１％～１．０％、
    　　Ｍｎ：０．０１％～２．０％、
    　　Ｐ：０．００５％～０．１％、
    　　Ａｌ：０．０１％～０．１０％、
    　を含有し、
    　　Ｓ：０．０２％以下、
    　　Ｎｉ：０．１％以下、
    　　Ｃｕ：０．１％以下、
    　　Ｎ：０．０１％以下
    　に制限し、
    　残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる溶鋼を、鋳造してスラブを得る鋳造工程と；
    　前記スラブを１１００～１３００℃で加熱する加熱工程と；
    　前記加熱工程後の前記スラブを、仕上げ温度８００℃以上１０５０℃以下、巻取り温度５００℃以上８００℃以下の条件で熱間圧延して熱延鋼板を得る熱延工程と；
    　前記熱延鋼板の板幅方向に基準長さ５０ｍｍの線分区間を１０等分割することで１０箇所の測定点を設け、前記熱延鋼板のスケールと鋼との界面から板厚方向へ前記鋼側に２μｍの深さである鋼表面部の、Ｎｉ及びＣｕ含有量の前記１０測定点における最大値を、質量％で、Ｎｉｍａｘ及びＣｕｍａｘとした場合に、前記界面を基準として板厚方向へ前記鋼側に、単位μｍで、下記の式１で示されるＧＬ以上、下記の式２で示されるＧＵ以下の範囲内で、前記熱延鋼板の表面除去を行って脱スケール圧延鋼板を得る表面除去工程と；
    　前記表面除去工程後の前記脱スケール圧延鋼板に溶融亜鉛めっきを施して溶融亜鉛めっき鋼板を得るめっき工程と；
    　前記めっき工程後の前記溶融亜鉛めっき鋼板に合金化熱処理を施して合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得る合金化工程と；を有する
    ことを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
    　　ＧＬ＝（Ｎｉｍａｘ＋０．８×Ｃｕｍａｘ）×０．２　・・・（式１）
    　　ＧＵ＝（Ｎｉｍａｘ＋０．８×Ｃｕｍａｘ）×４　・・・（式２）
  6. 　前記溶鋼の前記化学成分が、さらに、質量％で、
    　　Ｂ：０．０００１％～０．００５０％、
    　　Ｎｂ：０．００１％～０．１％、
    　　Ｔｉ：０．００１％～０．１％、
        Ｍｏ：０．００１～０．１％、
    のうちの少なくとも１つを含有する
    ことを特徴とする請求項５に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  7. 　前記表面除去工程前、または、前記表面除去工程後のうちの少なくとも一方で、前記脱スケール圧延鋼板の表面を酸洗する酸洗工程を有することを特徴とする請求項６に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  8. 　前記表面除去工程前、または、前記表面除去工程後のうちの少なくとも一方で、前記脱スケール圧延鋼板の表面を酸洗する酸洗工程を有することを特徴とする請求項５に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  9. 　前記めっき工程前の前記脱スケール圧延鋼板に、さらに、５０％以上９５％以下の冷延率で冷間圧延する冷延工程と；
    　前記冷延工程後の前記脱スケール圧延鋼板に再結晶温度以上の温度で焼鈍する焼鈍工程と；を有する
    ことを特徴とする請求項５～８に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
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