(57)【要約】【課題】合金化特性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供する。【解決手段】鋼板両面の表面において、板面に平行な方向の{100}面Ｘ線強度がランダム強度比で2.5以上であり、表面での{100}面X線回折ピークの半価幅が0.15゜以上である。このように規定することにより、鋼板表面には未再結晶粒の{100}面が多く存在することになり、鋼中あるいは表面に導入されためっき中の金属原子の拡散速度が大きくなり、溶融亜鉛めっき後の鉄・亜鉛合金化反応が促進される。また、粒界での反応速度の差を小さくできるため、アウトバーストが生じにくい。このような集合組織分布とするには、固溶Tiが関与しており、Ti：0.01〜0.1%、かつ、Ti*=（Ti%）−3.4×（N%）−1.5×（S%）−4×（C%）とする時に、Ti*＞0.007を満たす範囲で含有する。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量%で、C：0.0005〜0.01%、Si：0.2%以下、Mn：0.1〜1.5%、P：0.10%%以下、S：0.003〜0.03%、Ti：0.01〜0.1%、Al：0.01〜0.10%、N： 0.005%以下を含み、かつ、Ti*=（Ti%）−3.4×（N%）−1.5×（S%）−4×（C%）とする時に、Ti*＞0.007を満たす範囲で含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなる成分組成を有し、
鋼板両面の表面において、板面に平行な方向の{100}面Ｘ線強度がランダム強度比で2.5以上であり、{100}面X線回折ピークの半価幅が0.15゜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。
ただし、（Ti%）、（N%）、(S%)、(C%)は、それぞれTi、N、S、Cの含有量（質量%）を示す。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車の外装板などに使用される、軟質で合金化特性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板に関する。
【背景技術】
【０００２】
従来から、自動車の外装板としては、引張り強さが350MPa未満程度の軟質で加工性に優れた冷延鋼板が使用されている。
軟質で加工性に優れた冷延鋼板としては、炭窒化物形成元素を含有する極低炭素鋼を熱間圧延し、熱延鋼板の段階で炭窒化物を生成させ、鋼中の固溶Cおよび固溶Nを低減させた後、冷間圧延および再結晶焼鈍を経て製造される冷延鋼板、いわゆるIF(Interstitial Free)鋼板が知られている。
【０００３】
このようなIF鋼板は、車体寿命延長の観点から、合金化溶融亜鉛めっき処理が施されて使用されることが多い。しかし、IF鋼板では、粒界にCなどの固溶元素がほとんど存在しないため、粒界を拡散経路として鉄・亜鉛合金化反応速度が著しく大きくなる、いわゆるアウトバースト反応によって、均一に合金化制御することが難しいという問題があった。また、特に深絞り加工性に優れるTi添加IF鋼板では、合金化反応の不均一による外観ムラが発生しやすいという問題があった。
【０００４】
これらの問題を解決する手法として、例えば、特許文献１には、溶融亜鉛めっき処理を行うに際し、鋼板表面に、炭素化合物、窒素化合物およびホウ素化合物の中から選択される1種または2種以上をC、N、B量として0.1〜1000mg/m2付着させ、かつ、硫黄または硫黄化合物をS量として0.1〜1000mg/m2付着させた後、水素を含む非酸化性雰囲気で680℃以上の温度で焼鈍する方法が開示されている。
【０００５】
また、特許文献2には、スジムラと呼ばれる表面外観不均一を解決するために、連続鋳造直後のスラブをその表面温度が1000℃以上になるように保持して仕上圧延工程に導き、Ar3点以上の温度で仕上げる方法が開示されている。
【０００６】
さらに、特許文献3には、同様の表面外観不均一を解決するために、鋼を連続鋳造してスラブとした後加熱し、表面温度が1000℃以上のスラブに酸素を含む酸化性ガスを吹付けた後、熱間圧延、酸洗、冷間圧延、焼鈍を行う方法が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特開平11−50221号公報
【特許文献２】特開平9−29622号公報
【特許文献３】特開平10−330846号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
しかしながら、上記技術には、次のような問題がある。
【０００９】
特許文献1に記載の方法では、硫黄または硫黄化合物をS量として0.1〜1000mg/m2付着させる工程が必要となり、生産性の低下やコストの増大を招くという問題がある。
【００１０】
特許文献2に記載の方法では、スラブの表面を溶削するなどして表面欠陥を防止する、いわゆるスラブ手入れを行うことができず、特に美麗な表面外観を要求される自動車外装板用途に用いるには不適当である。
【００１１】
特許文献3に記載の方法では、鋼板の両面で外観不均一を防止するためには、1000℃以上の高温のスラブを表裏反転させて酸化性のガスを吹付ける必要があり、実用的でない。
【００１２】
本発明は、かかる事情に鑑みなされたもので、特殊な処理を施さずに均一な外観を得ることのできる、合金化特性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１３】
本発明者らは、上記課題を解決するために、鋭意研究を進めた。
その結果、表層部分に特定結晶方位の未再結晶粒を形成させて表層組織を制御することで溶融亜鉛めっき後の合金化特性が向上すること、そして、この未再結晶粒の形成には表層の析出物強化が大きく関与し、Tiを中心とする成分組成の制御が重要であることを見出した。
【００１４】
本発明は、以上の知見に基づきなされたもので、その要旨は以下のとおりである。
質量%で、C：0.0005〜0.01%、Si：0.2%以下、Mn：0.1〜1.5%、P：0.10%%以下、S：0.003〜0.03%、Ti：0.01〜0.1%、Al：0.01〜0.10%、N： 0.005%以下を含み、かつ、Ti*=（Ti%）−3.4×（N%）−1.5×（S%）−4×（C%）とする時に、Ti*＞0.007を満たす範囲で含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなる成分組成を有し、鋼板両面の表面において、板面に平行な方向の{100}面Ｘ線強度がランダム強度比で2.5以上であり、{100}面X線回折ピークの半価幅が0.15゜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。
ただし、（Ti%）、（N%）、(S%)、(C%)は、それぞれTi、N、S、Cの含有量（質量%）を示す。
【００１５】
なお、本明細書において、鋼の成分を示す%は、すべて質量%である。
【発明の効果】
【００１６】
本発明によれば、深絞り性改善のためにC量を低減したIF鋼板において、特殊な処理を施さずに均一な外観を得ることのできる、合金化特性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。
【００１７】
また、本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は合金化特性に優れているので、例えば、鋼強化のためにP、Mnを添加し合金化速度が遅くなる傾向があるめっき鋼板に対しても優れた効果を発揮することができる。
【発明を実施するための形態】
【００１８】
本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、鋼板両面の表面において、板面に平行な方向の{100}面Ｘ線強度がランダム強度比で2.5以上であり、かつ、表面での{100}面X線回折ピークの半価幅が0.15゜以上であることを特徴とする。これは本発明において最も重要な要件である。また、その時の成分組成は質量%で、C：0.0005〜0.01%、Si：0.2%以下、Mn：0.1〜1.5%、P：0.10%以下、S：0.003〜0.03%、Ti：0.01〜0.1%、Al：0.01〜0.10%、N： 0.005%以下を含み、かつ、Ti*=（Ti%）−3.4×（N%）−1.5×（S%）−4×（C%）とする時に、Ti*＞0.007を満たす範囲で含有し、残部がFe及び不可避的不純物とする。ただし、（Ti%）、（N%）、(S%)、(C%)は、それぞれTi、N、S、Cの含有量（質量%）を示す。このように、鋼板表面の状態を規定することにより、溶融亜鉛めっき後の合金化特性に優れた鋼板を得ることができる。
【００１９】
なお、本発明において、板面に平行な方向の{100}面Ｘ線強度がランダム強度比で2.5以上、かつ、表面での{100}面X線回折ピークの半価幅が0.15゜以上とは、冷間圧延後、α→γ変態や再結晶をおこさず回復現象のみを経過した、再結晶粒と比較して転位密度が高く圧延方向に伸展した形態の未再結晶粒が板面に平行な方向の{100}面に集積した状態であることを示している。したがって、変態点以上の温度で行われる焼鈍により得られるα→γ→α変態を経て生成した再結晶粒が集積した組織とは異なるものである。
【００２０】
このように、本発明では、板面に平行な方向の{100}面の集積において、その{100}面方位に集積した結晶粒の形態および転位密度に特徴があり、通常得られる再結晶粒γ→α変態を経て形成された{100}面方位が集積した組織からなる物とは構成が異なる。ゆえに、本発明では、未再結晶粒と再結晶粒の違いを明らかにすべく、ランダム強度比に加え、表面での{100}面X線回折ピークの半価幅を測定し、ランダム強度比と半価幅を用いて合金化溶融亜鉛めっき鋼板の構成を示すこととする。
【００２１】
板面に平行な方向の{100}面Ｘ線強度がランダム強度比で2.5以上であれば、表面における板面に平行な方向での{100}面の面積比率が十分に高くなる。さらに、表面の{100}面X線回折ピークの半価幅が0.15゜以上であれば、それらの転位密度が十分に高いため、溶融亜鉛めっき後の合金化処理時に拡散速度が大きくなり、合金化特性を向上させることが可能となる。
【００２２】
以下、本発明を詳細に説明する。
【００２３】
従来、自動車の外装板用鋼板の集合組織は、板面に平行な方向に{111}面が多く形成することが知られている。本発明者らは、様々な製造条件での実験を繰返し実施したところ、鋼板の内部では{111}面が多く存在するが、最表層には{100}面が多く存在する鋼板が得られることを見出した。そして、この{100}面の集積が、変態点以上で焼鈍することにより得られる{100}面ではなく、転位密度が高い未再結晶粒の{100}面である場合に合金化特性が格段に優れることも見出した。
【００２４】
未再結晶粒の{100}面は、結晶内の転位密度が高いため、再結晶粒である{111}面に比べて、鋼中あるいは表面に導入されためっき中の金属原子の拡散速度が大きくなる。従って、表層に未再結晶粒の{100}面が多く存在する集合組織分布を有する鋼板は、従来の表面に{111}面が多く形成されたIF鋼板に比べ、溶融亜鉛めっき後の鉄・亜鉛合金化反応が促進され、粒界での反応速度の差をごく小さくできるため、いわゆるアウトバーストが生じにくい。
【００２５】
また、従来の鋼板表面よりも合金化反応速度が大きいため、合金化反応時間が短縮でき、生産性を向上させることができる。さらに、合金化反応を遅延させる理由で従来は添加量を少量にせざるを得なかった強化元素であるPやMnを添加したとしても、本発明では、従来の工程で十分な合金化反応を生じさせることができるという利点もある。
【００２６】
以上の検討結果を踏まえて、本発明では、合金化特性を改善し、均一な外観と生産性向上を両立させるため、鋼板両面の表面において、板面に平行な方向の{100}面Ｘ線強度をランダム強度比で2.5以上、かつ表面での{100}面X線回折ピークの半価幅を0.15゜以上とする。
【００２７】
なお、板面に平行な方向の{100}面Ｘ線強度は逆極点図法により測定することができる。また、表面での{100}面X線回折ピークの半価幅は、X線源にMoを用い、θ−2θ法により表面での{100}面X線回折ピークを測定して求めることができる。測定方法の詳細条件については、後述する実施例で述べる。
【００２８】
また、未再結晶粒が多く存在する領域の、最表層から板厚中心方向への厚さは、鋼板の圧延方向断面を光学顕微鏡で観察することにより測定することができる。未再結晶粒の圧延方向断面の形態は、再結晶粒に比べ厚みが小さく、かつ圧延方向に伸展した形態であるため、容易に区別することができる。そして、概ね、合金化特性改善という効果を得るためには、少なくとも最表層から板厚中心方向5μmの領域までは未再結晶粒の{100}面が多く存在することが好ましい。さらに好ましくは最表層から板厚中心方向20μmの領域までである。
【００２９】
また、上記のような鋼板表面において板面に平行な方向の{100}面Ｘ線強度がランダム強度比2.5以上で表面での{100}面X線回折ピークの半価幅が0.15゜以上である鋼板は、熱間圧延および焼鈍工程での製造条件を制御することにより得られる。具体的には、例えば熱間圧延での巻取り温度を630℃以下とし、焼鈍の加熱工程での雰囲気、特に雰囲気（窒素と水素の混合ガス）中の水素濃度を5vol%以上、露点を−40℃以下とすることにより、板面に平行な方向の{100}面Ｘ線強度がランダム強度比で2.5以上、かつ表面での{100}面X線回折ピークの半価幅が0.15゜以上となる。
【００３０】
さらに、検討を進めた結果、鋼板の焼鈍過程において、Tiとして、C、N、SとTi化合物を形成して析出に寄与していない、すなわち、鋼中に固溶したTiが存在するような鋼成分組成とすることが、上記のような、表層で未再結晶粒の{100}面方位を多く集積させるのに重要であることも見出した。
固溶Tiの存在が表層で未再結晶粒の{100}面方位を多く集積させる正確な機構は明らかではないが、冷延後の焼鈍時に、Tiが雰囲気中に存在するNと反応して表層近傍で形成される窒化物が、結晶粒界の移動を妨げ再結晶を抑制することで、本来多く形成される{111}面の形成を阻害させることによるものと推察される。
【００３１】
以上より、このように固溶Tiを存在させるための成分組成として、Ti*=（Ti%）−3.4×（N%）−1.5×（S%）−4×（C%）とする時に、Ti*＞0.007を満たす範囲で含有することとする。ただし、（Ti%）、（N%）、(S%)、(C%)は、それぞれTi、N、S、Cの含有量（質量%）を示す。詳細な説明は後述する。
【００３２】
次に、成分元素の限定理由について説明する。
【００３３】
C：0.0005〜0.01%
Cは、固溶強化元素であり、降伏強度の上昇に寄与し、面内剛性の向上には有利である。しかし、優れた深絞り性を得るためには、極力低減することが好ましい。また、Cを多量に含有すると鋼中でのTi炭化物量が増加し、鋼中の固溶Ti量が減少して、表層部での板面に平行な方向の{100}面の生成が阻害される。以上より、0.01%を上限とする。一方、0.0005%未満では、結晶粒径が著しく粗大化して降伏強度が大きく低下するため、面内剛性が低下して腰折れなどの欠陥が発生しやすくなる。また、脱炭コストの増大を招く。よって、0.0005％以上0.01％以下とする。
【００３４】
Si:0.2%以下
Siは、比較的加工性を劣化することなく固溶強化により鋼を強化する有用な元素である。一方で、焼鈍時に表面に濃化して溶融亜鉛めっき性を著しく阻害する。よって、0.2%以下とする。
【００３５】
Mn:0.1〜1.5%
Mnは、固溶強化元素として鋼強度を増大させるため、また、鋼板剛性確保のため、0.1%以上の添加が必要である。一方で、過剰な添加は加工性を阻害するため、1.5%以下とする。
【００３６】
P：0.10%以下
Pは固溶強化元素であり、鋼の強化に有効であるが、通常、合金化反応を阻害するため、合金化溶融亜鉛めっき鋼板では添加量の上限が0.05%程度に制限される。しかし、本発明では合金化特性が改善されるため、より多量に添加することが可能である。ただし、0.10%を超えて過度に添加すると、熱間、冷間割れの原因となるばかりでなく、溶接不良を生じやすくなる。よって、上限を0.10%とする。
【００３７】
S：0.003〜0.03%
Sは不可避的不純物として鋼中に存在するが、0.03%超えでは鋼板製造時の熱間割れが生じ易くなるとともに、鋼中で介在物を形成して、加工性を著しく低下させる。また、過度の添加は、Ti硫化物の形成を促進し、固溶Tiの減少につながる。よって、0.03%を上限とする。一方、S量は少ない方が好ましいが、0.003%未満とするには脱硫コストが増大するので、0.003%を下限とする。
【００３８】
Al：0.01〜0.10%
Alは脱酸剤として添加する元素であり、0.01%以上必要である。しかし、多量に添加してもより一層の脱酸効果は得られない。よって、上限は0.10%とする。
【００３９】
N： 0.005%以下
Nは、少ないほど加工性には有利であるので、少ないほど望ましい。また、0.005％を超えて、過剰に添加すると、成形性の著しい低下と固溶Ti量の低下につながる。よって、上限は0.005％とする。
【００４０】
Ti：0.01〜0.1%
Tiは本発明における最も重要な元素のひとつである。Tiは、鋼中のC、N、Sを析出物として固定することにより、加工性向上効果を有する。また、本発明においては、析出物を形成するのに必要な量よりも余剰にTiを添加することにより、製造時に雰囲気中のNと窒化物を形成させて表層の未再結晶粒の{100}面方位を増大させるため、不可欠である。0.01%未満では、このような効果を得ることができない。一方、Tiを0.1%を超えて添加してもそれ以上の効果が望めないばかりでなく、板内部の異常組織の形成を促進し、加工性を低下させる。以上より、0.01％以上0.1％以下とする。
【００４１】
さらに、前述したように、鋼中のTiは鋼中のC、N、Sと析出物を形成するため、これらC、N、Sの成分に対して当量を超えてTiを添加して固溶Ｔｉを余剰に存在させることで、表層に未再結晶粒の{100}面を集積させることが本発明においては重要である。そのため、上記0.01％以上0.1％以下の規定に加え、以下の関係式を満たすものとする。
Ti*=（Ti%）−3.4×（N%）−1.5×（S%）−4×（C%）とする時に、Ti*＞0.007
ただし、（Ti%）、（N%）、(S%)、(C%)は、それぞれTi、N、S、Cの含有量（質量%）を示す。
Ti*が、0.007を超えるとき、焼鈍時に鋼中に侵入する雰囲気中の窒素と固溶Tiとがごく微細な窒化物を形成し、結晶粒界の移動を妨げて再結晶を抑制する。その結果、転位密度の高い未再結晶粒が残存しやすくなり、鋼板両面の表面において、板面に平行な方向の{100}面Ｘ線強度がランダム強度比で2.5以上、かつ、表面での{100}面X線回折ピークの半価幅が0.15゜以上となる。よって、Ti*＞0.007と限定する。
【００４２】
なお、上記以外の残部はFe及び不可避的不純物からなる。不可避的不純物として、例えば、Oは非金属介在物を形成し品質に悪影響を及ぼすため、0.003％以下に低減するのが望ましい。また、本発明では、本発明の作用効果を害さない微量元素として、Cu、Cr、Ni、W、V、Zr、Sn、Sbを0.1%以下の範囲で含有してもよい。
【００４３】
次に、本発明の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。
本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、上記化学成分範囲に調整された鋼を、粗圧延し、所望の仕上温度で仕上圧延し、次いで、所望の冷却条件で冷却し、巻取り、酸洗後、冷間圧延し、焼鈍、溶融亜鉛めっき、合金化処理を行うことにより得られる。中でも、本発明の特徴である鋼板表面において、板面に平行な方向の{100}面Ｘ線強度をランダム強度比で2.5以上、表面での{100}面X線回折ピークの半価幅を0.15゜以上とするためには、巻取り温度を630℃以下とするのが好ましい。630℃以下とすることで、Tiを含有する析出物が微細になり、後の焼鈍時に再溶解して固溶Tiを増大させ、鋼板両面の表面に、板面に平行な方向の未再結晶粒の{100}面を集積させることができる。
【００４４】
また、焼鈍時の加熱工程における雰囲気を、水素を5vol%以上含有する水素と窒素の混合ガスとし、露点を−40℃以下とすることで、より効果的に、鋼板両面の表面に、転位密度の高い板面に平行な方向の未再結晶粒の{100}面を集積させることができる。この理由は必ずしも明らかではないが、水素濃度が高いほど、また露点が低いほど、窒素の鋼中への侵入が促進されて鋼中のTiとより多くのごく微細な窒化物を形成させることができ、再結晶抑制効果が高まるためと推定される。より好ましくは、水素濃度8vol%以上、露点−45℃以下である。
【実施例１】
【００４５】
表1に示す成分からなる溶鋼を、真空脱ガス処理後、連続鋳造によりスラブとし、1180℃に再加熱した後、仕上温度900℃で3.5ｍｍ厚まで熱間圧延し、表2に示す巻取り温度にてコイルに巻き取った。
次いで、巻取り後の鋼板を酸洗し、板厚0.65mmまで冷間圧延し、前処理として脱脂した後、ただちに溶融亜鉛めっきシミュレーターを用いて焼鈍、溶融亜鉛めっきを行った。なお、めっき前の原板特性を評価するため、一部の供試材については溶融亜鉛めっきは行わず焼鈍のみの処理とした。また、焼鈍は、表2に示す焼鈍温度にて、雰囲気は水素を含む非酸化性ガス（水素10vol%、窒素90vol%の混合ガス）とし、露点−50℃で行った。溶融亜鉛めっき処理は、Alを0.12%含む460℃の亜鉛めっき浴を用いて、浸入板温460℃、浸漬時間3秒にて行った。
【００４６】
次いで、溶融亜鉛めっき処理後、亜鉛付着量が片面当たり60g/m2になるようにN2ガスワイパーを用いて調整した。さらに、めっき処理後の鋼板に対して、誘導加熱装置により皮膜中の鉄含有率が9.5〜10.5%となるように合金化温度を調整し、20秒間の合金化処理を行った。
【００４７】
【表１】
2012012671.tif 000002
【００４８】
以上により得られた焼鈍のみの鋼板に対して、以下に示す方法により、{100}面Ｘ線ランダム強度比および半価幅を測定、評価した。また、焼鈍を施した後、溶融亜鉛めっき処理および合金化処理を施し、調質圧延した鋼板に対しては、以下に示す方法により、機械的特性、合金化速度、外観を測定、評価した。
得られた結果を表2に製造条件と併せて示す。
【００４９】
{100}面Ｘ線ランダム強度比および半価幅
板面に平行な方向の{100}面Ｘ線強度は逆極点図法により測定した。表面での{100}面Ｘ線強度は、試験片を洗浄、乾燥したのちに、一方で、板厚中心部での板面に平行な方向の{100}面Ｘ線強度は、試験片の片面をシュウ酸により化学研磨して、板厚中心部を表面に露出させた後、それぞれ測定を行った。Ｘ線源には白色Ｘ線を用い、{100}面Ｘ線の検出にはGe半導体検出器を用いた。また同時に、選択配向のない、結晶方位が不規則な分布をするランダム試料の{100}面Ｘ線強度（ランダム強度）を測定した。ランダム強度比は、ランダム試料の{100}面Ｘ線強度に対する実試験片の{100}面Ｘ線強度の比により算出した。
表面での板面に平行な方向の{100}面X線ピーク半価幅は、θ−2θ法でX線源にはMoを使用し、表面での{100}面X線回折ピークを測定し求めた。
【００５０】
機械的特性
成形性は、引張特性とｒ値の機械的特性により評価した。引張特性は、ＪＩＳＺ  2201記載の５号試験片に加工した後、ＪＩＳＺ  2241記載の試験方法に従って行った。また、平均ｒ値は、15％の引張予歪を与えた後、3点法にて測定し、鋼板の１方向に対して、90°方向、45°方向、０°方向のｒ値の平均=(r(0°)+2×ｒ(45°)+r(90°))/4として求めた。
【００５１】
合金化速度
めっき処理後の鋼板に対して、誘導加熱装置により450℃、475℃、500℃、525℃、550℃、575℃、600℃と温度を変化させ、20秒の合金化処理を行って、表層まで合金化できる温度により、合金化速度を比較した。なお、皮膜中の鉄含有率が9.5〜10.5%となるように合金化温度の調整を行った。20秒の一定時間で合金化処理を行った場合、表層まで合金化できる温度が低いほど合金化速度は大きく、525℃以下であれば、一般的な鋼板と比較して合金化特性が良好である。525℃を超える場合、合金化速度は一般的な従来の鋼板と同等以下であるため、好ましくない。
【００５２】
外観
合金化処理後の表面外観を目視にて観察し、局部的な不めっきや、合金化の程度が局部的に異なるために発生する色調ムラ（いわゆるスジムラ）の有無を評価した。不めっきやスジムラのない均一な色調を有するものを「良好」とし、不めっきやスジムラが発生した外観不良材は、外観不良の種類を表2に併せて記載した。
【００５３】
【表２】
2012012671.tif 000003
【００５４】
表2より、板面に平行な方向の{100}面Ｘ線強度が、ランダム強度比で2.5以上であり、表面での{100}面X線回折ピークの半価幅が0.15゜以上である本発明例では、深絞り性の指標である平均r値が1.5以上と優れ、比較例に比べて合金化速度が大きいため生産性を向上させることができ、かつ、外観が均一で自動車外装板用途に適した性能を有していた。また、未再結晶粒が多く存在する領域の、最表層から板厚中心方向への厚さを、鋼板の圧延方向断面を光学顕微鏡で観察した結果、いずれも5μm以上であることを確認した。
一方、比較例では、平均r値、合金化速度、外観のいずれかが劣り、自動車外装板用途に適した性能を満足することができなかった。
【産業上の利用可能性】
【００５５】
本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、深絞り性および合金化特性に優れ、均一な外観が得られるため、自動車の外装板などを中心に、多様な用途での使用が可能となる。