JP4529380B2 - 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、表面外観の優れた溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
溶融亜鉛めっき鋼板は、めっき密着性、耐食性、コストなどの点で優れ、建材、家電を中心に多くの需要がある。しかしながら、溶融亜鉛めっき鋼板には非常に小さな多数の点状の欠陥が生成しやすく、表面外観に劣るため、自動車外板用途としては、用いることができない。従って、自動車外板用途としては、表面外観が非常に良好である、電気亜鉛めっき鋼板が用いられているが、コスト的に非常に劣り、厚めっきができないという問題がある。一方、自動車外板用途としては、塗装密着性、塗装耐食性、溶接性などの点で優れた特性を有し、表面外観が良好である、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（溶融亜鉛めっき鋼板に対して、めっき層の合金化処理を行い、めっき層全体がＦｅ−Ｚｎ合金となっている鋼板）が多用されているが、良好な品質の合金化溶融亜鉛めっき鋼板を安定して得るためのＦｅ−Ｚｎ合金制御が難しいため、極限られたメーカーによって供給されているのが現状である。従って、表面外観の優れた溶融亜鉛めっき鋼板が求められていた。
【０００３】
前記のとおり、溶融亜鉛めっき鋼板には非常に小さな多数の点状の欠陥が生成しやすい。本発明者らは、この点状の表面欠陥の特徴ならびに発生原因について鋭意調査を行った結果、前記点状の表面欠陥は以下の欠陥に分類できることが判明した。
【０００４】
（１）ドロス性欠陥
溶融亜鉛めっき鋼板における小さな点状の表面欠陥の中には、その中心にトップドロス粒子（Ｆｅ−Ａｌ合金）、ボットムドロス粒子（Ｆｅ−Ｚｎ合金）などの粒子が存在するものがあることが判明した。本明細書では、このような表面欠陥を「ドロス性欠陥」と呼ぶ。
【０００５】
（２）ドロス状欠陥
溶融亜鉛めっき鋼板における小さな点状の表面欠陥の中には、その中心に「ドロス性欠陥」に見られるような粒子が存在せず、表面欠陥の部分のめっき層と鋼板の界面には、局部的に下地の鋼板が亜鉛と反応してＦｅ−Ｚｎ合金が形成されたアウトバースト組織（ｏｕｔｂｕｒｓｔ組織）が存在するものがあることが判明した。本明細書では、このような欠陥を「ドロス状欠陥」と呼ぶ。
【０００６】
（３）鋼板凹凸性欠陥
溶融亜鉛めっき鋼板における小さな点状の表面欠陥の中には、その中心に「ドロス性欠陥」に見られるような粒子が存在せず、また、「ドロス状欠陥」に見られるような、めっき層と鋼板の界面における、局部的に下地鋼板が亜鉛と反応してＦｅ−Ｚｎ合金が形成されたアウトバースト組織が存在せず、ただ単に、下地鋼板の表面に凹凸のみが存在するものがあることが判明した。本明細書では、このような欠陥を「鋼板凹凸性欠陥」と呼ぶ。
【０００７】
（１）の「ドロス性欠陥」の主な発生原因は、溶融亜鉛めっき浴中に存在する、トップドロス粒子（Ｆｅ−Ａｌ合金）、ボットムドロス粒子（Ｆｅ−Ｚｎ合金）（図１参照）が、めっき層中にトラップされることで、図２（ａ）に示されるように、その部分のめっき厚が厚くなる。その後のスキンパス工程により圧延される際に、図２（ｂ）に示されるように、ドロス粒子のある部分は、他の部分とつぶれ方が異なるため、点状の欠陥に見えるようになるものである。従って、「ドロス性欠陥」は、めっき浴のドロス除去を頻繁に行い、浴中のドロスをなくすことにより解決できる。
【０００８】
また、（３）の「鋼板凹凸性欠陥」の主な発生原因は、下地鋼板表面に比較的大きな凹凸が存在する部分では、ガスワイピングで、めっき厚が厚くなり、その後のスキンパス工程により圧延される際に、前記めっき厚が厚くなった部分は他の部分とつぶれ方が異なるため、点状の欠陥に見えるようになるものである。従って、「鋼板凹凸性欠陥」は、鋼板表面に比較的大きな凹凸を生じないように、めっき浴に浸漬される前の鋼板に打痕疵やスリ疵を生じさせないように、鋼板の取り扱いや通板等に注意を払うことにより解決できる。
【０００９】
前記のように、「ドロス性欠陥」ならびに「鋼板凹凸性欠陥」に対する解決策を取ることにより、点状欠陥に改善の傾向は認められた。点状の欠陥の中に、（２）の「ドロス状欠陥」があること自体は、これまで知られておらず、本発明者らが新たに見出した。従って、前記「ドロス状欠陥」に対する有効な解決策は明らかにされていないため、点状欠陥の数を、表面外観が良好であると認められるレベルまでに減少させることはできなかった。
【００１０】
また、溶融亜鉛めっき鋼板には、前記の点状の欠陥以外に、Ｚｎの凝固組織に起因する小さなスパングル模様、ガスワイピングに起因するサザナミ模様が生成しやすく、これに起因する表面外観劣化の問題がある。
【００１１】
すなわち、溶融亜鉛めっき鋼板においては、建材用途向けにスパングルを大きく生成させるべく、ＰｂやＳｂを添加したレギュラースパングル材と呼ぶ商品があるが、自動車外板用途のように均一な表面外観が求められる場合には、ＰｂやＳｂを添加しないミニマイズドスパングル材と呼ばれる商品が適用されている。
しかしながら、ＰｂやＳｂを添加しない場合でも、Ｚｎの凝固に伴う小さなスパングルが存在し、表面外観劣化の原因となっている。
【００１２】
溶融亜鉛めっき鋼板では、ガスワイピング時にサザナミ模様が発生する場合がある。これは、比較的長周期の凹凸であり、自動車用途のように塗装を施して使用される場合には、塗装後鮮映性の劣化という問題を生じる。
【００１３】
従って、溶融亜鉛めっき鋼板では、スパングル模様やサザナミ模様に起因する表面外観の劣化が無いことが望ましい。
【００１４】
以下に先行技術文献情報について記載する。尚、非特許文献１については説明の都合上、［発明の実施の形態］で内容を説明する。
【００１５】
【非特許文献１】
黒部淳、外４名，「溶融めっき浴内流れに関するコールドモデル実験」，鉄と鋼，Ｖｏｌ８１（１９９５），Ｎｏ．７，ｐ．７３３−７３８
【００１６】
【発明が解決しようとする課題】
上記の現状に鑑みて、本発明の第１の目的は、点状欠陥、特に「ドロス状欠陥」に起因する点状欠陥を低減し、表面外観が良好な溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法を提供することである。
【００１７】
また、本発明の第２の目的は、さらに、スパングル模様やサザナミ模様に起因する表面外観の劣化を防止できる溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法を提供することである。
【００１８】
【課題を解決するための手段】
上記課題を解決する本発明の要旨は以下のとおりである。
【００１９】
（１）Ｐ含有量が０．０１〜０．１質量％で、表面粗さがＲａで０．１〜０．８μｍである下地鋼板表面に、Ｚｎを９８質量％以上含有するめっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板であって、鋼板表面のＦｅ−Ａｌ層が破壊され、Ｆｅ−Ｚｎ合金化反応（Ｏｕｔｂｕｒｓｔ反応）が起こることに起因するドロス状欠陥の数が１平方メートル当たり１００個以下であることを特徴とする表面外観に優れた溶融亜鉛めっき鋼板。
【００２０】
（２）Ｚｎを９８質量％以上含有するめっき層は、Ｐｂ含有量が０．０２質量％以下であることを特徴とする（１）に記載の表面外観に優れた溶融亜鉛めっき鋼板。
【００２１】
（３）鋼板を、還元性あるいは非酸化性の雰囲気で焼鈍した後、大気に接触させること無く溶融亜鉛浴中に通板せしめて亜鉛めっき処理する溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法において、溶融亜鉛浴として、Ｚｎを９８質量％以上含み、該溶融亜鉛浴中に添加されるＡｌの濃度が０．１８〜０．５質量％である浴を用い、かつ、鋼板が溶融亜鉛浴に浸漬された直後から浴中ロールに接触するまでの間で、鋼板表面に、Ｚｎを９８質量％以上、Ａｌを０．１８〜０．５質量％含み、板面位置での板面に垂直方向の流速が１．０〜５ｍ／秒の範囲内にある亜鉛浴を吹き付けることを特徴とする表面外観に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００２２】
（４）鋼板を、還元性あるいは非酸化性の雰囲気で焼鈍した後、大気に接触させること無く溶融亜鉛浴中に通板せしめて亜鉛めっき処理する溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法において、溶融亜鉛浴として、Ｚｎを９８質量％以上含み、該溶融亜鉛浴中に添加されるＡｌの濃度が０．１８〜０．５質量％である浴を用い、かつ、浴中ロールに接触した直後の鋼板表面に、Ｚｎを９８質量％以上、Ａｌを０．１８〜０．５質量％含み、板面位置での板面に垂直方向の流速が１．０〜５ｍ／秒の範囲内にある亜鉛浴を吹き付けることを特徴とする表面外観に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００２３】
（５）鋼板を、還元性あるいは非酸化性の雰囲気で焼鈍した後、大気に接触させること無く溶融亜鉛浴中に通板せしめて亜鉛めっき処理する溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法において、溶融亜鉛浴として、Ｚｎを９８質量％以上含み、該溶融亜鉛浴中に添加されるＡｌの濃度が０．１８〜０．５質量％である浴を用い、かつ、鋼板が溶融亜鉛浴に浸漬された直後から浴中ロールに接触するまでの間で、鋼板表面に、Ｚｎを９８質量％以上、Ａｌを０．１８〜０．５質量％含み、板面位置での板面に垂直方向の流速が１．０〜５ｍ／秒の範囲内にある亜鉛浴を吹き付け、さらに、浴中ロールに接触した直後の鋼板表面に、Ｚｎを９８質量％以上、Ａｌを０．１８〜０．５質量％含み、板面位置での板面に垂直方向の流速が１．０〜５ｍ／秒の範囲内にある亜鉛浴を吹き付けることを特徴とする表面外観に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００２５】
（６）鋼板を、還元性あるいは非酸化性の雰囲気で焼鈍した後、大気に接触させること無く溶融亜鉛浴中に通板せしめて亜鉛めっき処理する溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法において、溶融亜鉛浴として、Ｚｎを９８質量％以上含み、該溶融亜鉛浴中に添加されるＡｌの濃度が０．１８〜０．５質量％である浴を用い、かつ、めっき浴温度ならびに侵入板温度を４３０〜４５５℃とするとともに、（３）〜（５）の何れかに記載の方法で、溶融亜鉛浴中で鋼板表面に亜鉛浴を吹き付けることを特徴とする表面外観に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００２７】
（７） （３）〜（５）の何れかに記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法において、溶融亜鉛浴として、Ｚｎを９８質量％以上含み、該溶融亜鉛浴中に添加されるＡｌの濃度が０．１８〜０．５質量％である浴に代えて、Ｚｎを９８質量％以上含み、該溶融亜鉛浴中に添加されるＡｌの濃度が０．１８〜０．３質量％である浴を用い、また鋼板表面に吹き付ける亜鉛浴として、Ａｌを０．１８〜０．５質量％含む亜鉛浴に代えて、Ａｌを０．１８〜０．３質量％含む亜鉛浴を用い、更に、浴を分析して検出されるＦｅ濃度が、
［Ｆｅ％］≦５ｘ［Ａｌ％］２−３．２５ｘ［Ａｌ％］＋０．５７５
を満たす条件にて製造することを特徴とする表面外観に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００２８】
（８）鋼板は、表面粗さがＲａで０．１〜０．８μｍであることを特徴とする（３）〜（７）の何れかに記載の表面外観に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００２９】
（９）鋼板は、Ｐ含有量が０．０１〜０．１質量％であることを特徴とする（３）〜（７）の何れかに記載の表面外観に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００３０】
（１０）鋼板は、Ｐ含有量が０．０１〜０．１質量％で、表面粗さがＲａで０．１〜０．８μｍであることを特徴とする（３）〜（７）の何れかに記載の表面外観に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００３１】
（１１）溶融亜鉛浴中に含有されるＰｂの濃度を０．０２質量％以下とすることを特徴とする（３）〜（１０）の何れかに記載の表面外観に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００３２】
（１２）ガスワイピングを行ってから２〜５秒経過後かつめっき層が凝固する以前に鋼板を冷却することを特徴とする（３）〜（１１）の何れかに記載の表面外観に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００３３】
なお、本明細書において、鋼の成分、溶融亜鉛浴（本明細書では、めっき浴ともいう。）の成分、めっき層の成分を示す％は、全て質量％である。
【００３４】
【発明の実施の形態】
以下、本発明について、発明に至った経緯とともに説明する。
【００３５】
本発明者らは、上記の課題、特に「ドロス状欠陥」を解決するために詳細に検討した結果、この欠陥の主な発生原因は、下記（ａ）〜（ｆ）のメカニズムによるものであることを見出した。下記（ａ）〜（ｄ）はめっき浴中、（ｅ）及び（ｆ）はガスワイピング工程〜スキンパス工程におけるものであり、また下記（ａ）〜（ｆ）は、それぞれ、図３の「ドロス状欠陥」の発生メカニズムを説明する模式図の（ａ）〜（ｆ）に対応する。
（ａ）めっき浴に浸漬直後、鋼板１１表面にＦｅ−Ａｌ層１２が生成する。
（ｂ）鋼板１１の突起部が、浴中ロール１５の突起部と接触する。
（ｃ）鋼板１１の突起部と浴中ロール１５の突起部との接触部でＦｅ−Ａｌ層１２が破壊される。
（ｄ）Ｆｅ−Ａｌ層１２が破壊された部分でＦｅ−Ｚｎ合金化反応（Ｏｕｔｂｕｒｓｔ反応）が発生し、Ｆｅ−Ｚｎ合金１３が生成する。
（ｅ）ガスワイピングによりＦｅ−Ｚｎ合金１３生成部でめっき厚が厚くなる。
（ｆ）めっき厚が厚い部分は、その後のスキンパス工程によるつぶされ方が他の部分と異なり色調の差を生じる。これが「ドロス状欠陥」となる。前記めっき厚の厚い部分は、スキンパス工程前でも見えるが、スキンパス工程後により目立ちやすくなる。
【００３６】
そして、上記の課題を解決する手段を種々検討した結果、「ドロス状欠陥」の発生を防止するためには、▲１▼鋼板表面に強固なＦｅ−Ａｌ層を形成すること、▲２▼形成されたＦｅ−Ａｌ層の欠落を防止すること、が重要であることを見出した。すなわち、前記（ａ）におけるＦｅ−Ａｌ層の形成を強化し、前記（ｂ）において、浴中で鋼板表面と浴中ロールが接触してもＦｅ−Ａｌ層の破壊が抑制されるようにすることにより、前記（ｄ）におけるＦｅ−Ｚｎ合金化反応（Ｏｕｔｂｕｒｓｔ反応）を抑制できることを見出した。
【００３７】
また、▲３▼Ｆｅ−Ａｌ層が欠落した場合でもこれを再び生成させ補修することも重要であることを見出した。すなわち、前記（ｂ）で、鋼板表面と浴中ロールが接触してＦｅ−Ａｌ層が破壊された部分に、浴中で再びＦｅ−Ａｌ層を生成させることにより、前記（ｄ）におけるＦｅ−Ｚｎ合金化反応（Ｏｕｔｂｕｒｓｔ反応）を抑制できることを見出した。
【００３８】
また、前記▲３▼の観点からは、Ｆｅ−Ａｌ層が欠落した場合に、Ｆｅ−Ａｌ層欠落部分におけるＦｅ−Ｚｎ合金化反応（Ｏｕｔｂｕｒｓｔ反応）の速度を抑制し、Ｆｅ−Ｚｎ合金の成長を極力小さくすることが重要であることを見出した。すなわち、前記（ａ）におけるＦｅ−Ａｌ層の形成を強化し、仮に前記（ｂ）で、鋼板表面と浴中ロールが接触してＦｅ−Ａｌ層が破壊された場合においても、前記（ｄ）におけるＦｅ−Ｚｎ合金化反応（Ｏｕｔｂｕｒｓｔ反応）の速度を抑制し、Ｆｅ−Ｚｎ合金の成長を極力小さくすることにより、点状欠陥を形成させないかあるいは仮に点状欠陥が形成されたとしても、その大きさを小さく押さえこむことにより、実質的に問題ないレベルに抑制できることを見出した。
【００３９】
また、本発明者らは、上記の課題、特に「スパングル模様」を解決するために詳細に検討した結果、この欠陥は、溶融亜鉛の凝固時の結晶成長によるものであり、冷却を早く行うことにより、スパングルの大きさを小さくできることを見出した。
【００４０】
また、本発明者らは、上記の課題、特に「サザナミ模様」を解決するために詳細に検討した結果、この欠陥は、基本的にはガスワイピング時の圧力変動に起因するものであり、根本対策としては、ガスワイピング方法の改善、例えば圧力変動の少ない加圧装置の使用等の設備改善を行うべきと考えられるが、設備改造費用が高価になる。本発明者等は、ガスワイピング後、所定時間経過後に冷却開始することにより、溶融亜鉛表面が平滑化し、サザナミ模様を安価な方法で軽減できることを見出した。
【００４１】
本発明は上記知見に基づき、更に研究を重ねることで完成された。以下に本発明を詳細に説明する。先ず、本発明の溶融亜鉛めっき鋼板について説明する。
【００４２】
本発明においては、溶融亜鉛めっき鋼板は、めっき層の組成がＺｎ９８％以上であり、点状の表面欠陥の数が１平方メートル当たり１００個以下であることを規定する。めっき層の組成がＺｎ９８％未満では、Ｚｎ以外の元素がめっき層に含まれる合金めっきとなり、本発明が対象とする亜鉛めっき鋼板には当てはまらない。また、点状の表面欠陥の数が１平方メートル当たり１００個超であると、良好な表面外観が得られない。なお、本発明者らは、自動車外板用途へ適用された鋼板の製造実績から、点状の表面欠陥の大きさが１００μｍ超になると表面外観を低下し、外観品質を劣化させる問題のあることを経験的に知見している。従って、本発明では、前記点状の表面欠陥は、大きさが１００μｍ超のものを対象としており、点状の表面欠陥の数は大きさが１００μｍ超の点状の表面欠陥の数である。
【００４３】
本発明においては、鋼板（下地鋼板）の表面粗さは、Ｒａで０．１〜０．８μｍであることが好ましい。これは以下の理由に基づく。
【００４４】
図４は、下地鋼板の表面粗さを規定することによる「ドロス状欠陥」の抑制メカニズムを説明する模式図で、（Ａ）は表面粗さＲａが０．８μｍ超の場合、（Ｂ）は表面粗さＲａが０．８μｍ以下の場合を示す。また（Ａ）、（Ｂ）において、（ａ）は原板の状態、（ｂ）はめっき浴中においてＦｅ−Ａｌ層が形成された状態、（ｃ）は浴中ロールと接触後の状態、（ｄ）は浴中ロールと接触してＦｅ−Ａｌ層が破壊されたことでＦｅ−Ｚｎ合金化反応が生成する状態を説明する。
【００４５】
下地鋼板１１の表面粗さがＲａで０．８μｍ超の場合、図４（Ａ）に示されるように、浴中ロールと接触した際の１個の山にかかる圧力が高く、Ｆｅ−Ａｌ合金層１２が破壊されやすくなり、（ｄ）に示されるように、Ｆｅ−Ａｌ合金層１２が破壊された部分でＦｅ−Ｚｎ合金化反応が発生し、Ｆｅ−Ｚｎ合金１３が生成しやすくなることで、「ドロス状欠陥」が発生しやすくなる。これに対して、下地鋼板１１の表面粗さがＲａで０．８μｍ以下の場合、図４（Ｂ）に示されるように、多くの山に荷重が分散されることにより、１個の山に係る圧力が低く、Ｆｅ−Ａｌ合金層１１が破壊されにくいため、（ｄ）に示されるように、Ｆｅ−Ｚｎ合金化反応が抑制され、「ドロス状欠陥」の発生が抑制される。従って、「ドロス状欠陥」の発生を防止する観点から、表面粗さはＲａで０．８μｍ以下であることが好ましい。一方、下地鋼板１１の表面粗さがＲａで０．１μｍ未満の場合には、鋼板をハンドリングする際に、擦り傷などの欠陥を生じさせやすくなり、めっき浴で該欠陥部分にＦｅ−Ｚｎ合金化反応（Ｏｕｔｂｕｒｓｔ反応）が生じなくても、ガスワイピング後に該欠陥部分でめっきが盛り上がり、いわゆる「鋼板凹凸性欠陥」の増加を招くため好ましくない。
【００４６】
また、本発明においては、下地鋼板のＰ含有量は０．０１〜０．１％であることが好ましい。これは以下の理由に基づく。
【００４７】
図５は、Ｐ含有量の異なる鋼板を、浴中Ａｌ濃度：０．１２％、浴温：４６０℃の溶融亜鉛浴で亜鉛めっきし、めっき浴から引き上げた後直ちに４５０℃で合金化処理を行った際のめっき層中への拡散Ｆｅ量、すなわちＦｅ−Ｚｎ合金化量の変化を示す。
【００４８】
図５に示されるように、鋼中にＰが０．０２％あるいは０．０９％含有された鋼板では、Ｐが０．００２％含有された鋼板に比べて、Ｆｅ−Ｚｎ合金化反応における合金化初期段階の反応が著しく抑制される。Ｆｅ−Ｚｎ合金化反応における合金化初期段階の反応が著しく抑制されると、めっき浴に浸漬直後鋼板表面において部分的にＦｅ−Ａｌ層が生成されなかったり、あるいは生成されたＦｅ−Ａｌ層がめっき浴中で部分的に破壊されたとしても、その部分（Ｆｅ−Ａｌ合金がない部分）でＦｅ−Ｚｎ合金化反応が抑制されることで、「ドロス状欠陥」の発生を防止する効果がある。Ｐ含有量が０．０１％未満では、前記Ｆｅ−Ｚｎ合金化反応における合金化初期段階の反応を抑制する効果が不充分であるので、Ｐ含有量は０．０１％以上であることが好ましく、０．０２％以上であることがより好ましい。Ｐを、０．１％を超えて含有させると、鋼の脆化を招くため、Ｐ含有量は０．１％以下であることが好ましい。
【００４９】
Ｐ以外の成分については特に制限を設ける必要はなく、この種の溶融亜鉛めっき鋼板の用途で一般に用いられる範囲でよい。
Ｃ：０．１％以下、本発明で特に有効であるのは、０．０１％以下である
Ｓｉ：０．５％以下
Ｍｎ：２．５％以下
Ｓ：０．０１５％以下
Ｎ：０．００５０％以下
Ａｌ：０．０２〜０．１％
Ｔｉ：なし、または、０．０２〜０．３％
Ｎｂ：なし、または０．０５％以下
Ｂ：なし、または、０．０００２〜０．００２０％
上記範囲の限定理由を以下に説明する。
Ｃ：Ｃはプレス成形性の向上のためにできるだけ少ない方がよい。但し、強度を上昇させる効果を得るため０．１％程度までＣを添加することもある。一方、本発明は、浴中でのアウトバースト反応が顕著に発生する極低炭素Ｔｉ添加鋼に於いて特に有効である。この場合、Ｃは鋼中へ不可避的に混入する不純物元素であるが、鋼板の成形性に悪影響を及ぼすのでその含有量は少ないほど好ましい。ただ、このように混入が不可避であるＣの悪影響を回避する手段として「Ｔｉ添加によりＣを炭化物として固定すること」が有効であるが、Ｃ含有量が多くなるに伴ってこれを固定するのに必要なＴｉの添加量が増大し、そのため鋼が硬質化すると共に製造コストの上昇を招くことから、その許容限度である０．０１％をＣ含有量の上限と定めた。
【００５０】
Ｓｉ：Ｓｉも鋼中へ不可避的に混入する不純物元素であり、やはりその含有量は低いほど好ましい。また、鋼を強化する場合には、積極的に添加することもあるが、Ｓｉ含有量が高くなると熱延時に発生する特有のスケールにより酸洗不良を起こしたり、めっき性の劣化を招いたりすることから、その許容限度である０．５％をＳｉ含有量の上限と定めた。
【００５１】
Ｍｎ：Ｍｎも鋼の強化のために有効な元素である。しかし、２．５％を越えて含有するとプレス成形性を著しく劣化させるので好ましくない。
【００５２】
Ｓ：Ｓは鋼の延性を劣化させる。さらに、極低炭素Ｔｉ添加鋼の場合には、Ｔｉと結び付くことにより固溶Ｃを固定するために有効に作用する所謂有効Ｔｉ量（後述する有効Ｔｉ量＝Ｔｉ＊）を減少させるためにできるだけ少ない方がよいが、実用上本発明の効果を損なわない範囲として、その上限を０．０１５％とした。
【００５３】
Ｎ：Ｎはプレス成形性向上のためには少ない方がよいが、実用上本発明の効果を損なわない範囲として、その上限を０．００５０％とした。
【００５４】
Ａｌ（ｓｏｌ．Ａｌ）：Ａｌは脱酸のために必要であるため、通常、０．０２％以上０．１％以下程度添加される。
【００５５】
Ｔｉ：普通鋼に於いては、特に添加する必要はない。極低炭素Ｔｉ添加鋼に於いて、Ｔｉは鋼中のＣ、Ｎを固定してプレス成形性を向上させるために添加する。したがって、０．０２％未満ではその効果が少なく、０．３０％を超えて添加しても、その効果が飽和するばかりか、Ｔｉに起因するスジムラが抑制できなくなるため、この範囲に限定した。また、とくに高いプレス成形性が要求される場合には、Ｔｉ添加量の範囲をＴｉ＊／Ｃ（原子比）≧４の範囲に限定することが望ましい。なお、有効Ｔｉ量（Ｔｉ＊）＝Ｔｉ−４８／３２Ｓ−４８／１４Ｎである。
【００５６】
Ｎｂ：Ｎｂは極低炭素Ｔｉ添加鋼においてさらに表面外観の向上が要求される場合に微量に添加することができる。これは、Ｎｂが鋼中のＣと反応してＮｂＣを形成しその一部は焼鈍時に再溶解するため、固溶Ｃが鋼中に存在するようになるためである。このような固溶Ｃは前述したように結晶粒界を安定化させるが、一方では深絞り性を劣化させる。したがって、０．０５％以下に抑えるべきである。
【００５７】
Ｂ：極低炭素Ｔｉ添加ＩＦ鋼では、結晶粒界の清浄度が高く、結晶粒界強度が低いため、２次加工脆性が低下する傾向がある。したがって、２次加工脆性が要求される用途にはＢを添加することができる。ただし、０．０００２％未満ではその効果が無く、０．００２０％を超えて含有すると、延性が著しく劣化するため、この範囲に限定した。
【００５８】
次に、本発明の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法について図６を参照して説明する。
図６は連続溶融亜鉛めっきラインの要部構成例を示す。図６において、１は熱処理炉（連続焼鈍炉）、２はスナウト、３はめっき槽、４は溶融亜鉛浴、５はシンクロール、６はサポートロール、７はガスワイピングノズル、８は冷却装置、Ｓは鋼板である。サポートロール６は鋼板Ｓを挟む両側に配置されている。
【００５９】
鋼板（めっき原板）Ｓは、還元性あるいは非酸化性雰囲気に保持された熱処理炉１で焼鈍された後、熱処理炉１出側に接続されたスナウト２内を案内されて溶融亜鉛浴４に浸漬通板されて亜鉛めっきされ、浴中ロールであるシンクロール５及びサポートロール６によって案内されて溶融亜鉛浴４から上方に引き上げられ、浴上に配置されたガスワイピングノズル７でめっき付着量が調整され、しかる後冷却装置８で冷却される。冷却後そのまま、あるいは、必要に応じて、いずれも図示されていない、スキンパスミルで調質圧延され、および／または化成処理設備で化成処理され、および／または塗油装置で塗油された後、巻取り装置で巻取られ、溶融亜鉛めっき鋼板が製造される。
【００６０】
溶融亜鉛浴４は、Ｚｎを９８％以上含み、さらにＡｌが添加されている。溶融亜鉛浴中に添加されるＡｌの濃度は０．１８〜０．５％とすることが好ましい。Ａｌの濃度が０．１８％未満では、Ｆｅ−Ａｌ層を強固に形成することができない。また、浴中Ａｌ濃度が０．１８％未満では、めっき浴中で鋼板表面へ亜鉛浴を吹き付けたとしても、Ｆｅ−Ａｌ層が形成されていない部分にＦｅ−Ａｌ層を強固に生成させることはできない。一方、浴中Ａｌ濃度が０．５％超では、溶融亜鉛めっき鋼板としての品質、例えば、化成処理性や接着性が損なわれるので、好ましくない。
【００６１】
また、めっき浴に浸漬された直後から浴中ロールに接触するまでの間で、鋼板表面に、Ｚｎを９８％以上、Ａｌを０．１８〜０．５％含む亜鉛浴を吹き付けることが好ましい。鋼板がめっき浴中に浸漬された直後から、鋼板表面にはＦｅ−Ａｌ層が形成され始めるが、このＦｅ−Ａｌ層の形成反応によりＡｌが消費されるため、鋼板とめっき浴との境界層のＡｌ濃度は徐々に低下する。境界層のＡｌ濃度が低下すると、鋼板の表面では、Ｆｅ−Ａｌ層形成反応よりも、Ｆｅ−Ｚｎ合金化反応の方が起こりやすくなるため、徐々にＦｅ−Ａｌ層のＦｅ−Ｚｎ反応抑制効果が低下することになる。このような状態において、鋼板が浴中ロールに接触した場合には、Ｆｅ−Ａｌ層は破壊されやすく、Ｆｅ−Ｚｎ合金化反応（Ｏｕｔｂｕｒｓｔ反応）が起こりやすくなり、「ドロス状欠陥」を生成させやすい。
【００６２】
ところが、浴中に浸漬された直後から、浴中ロールに接触するまでの間で、鋼板表面に、Ａｌを０．１８〜０．５％含む亜鉛浴を吹き付けると、Ｆｅ−Ａｌ層形成反応によってＡｌ濃度が低下した境界層を薄くするかあるいは取り去って、本来のＡｌ濃度のめっき浴が鋼板表面と接するようになる。その結果、本来のＦｅ−Ａｌ層形成反応の継続が維持され、鋼板表面に、強固なＦｅ−Ａｌ層が形成されるようになり、その後、浴中ロールと接触しても破壊されにくい強固なＦｅ−Ａｌ層が形成される。
【００６３】
また、浴中ロールに接触した直後の鋼板表面に、Ｚｎを９８％以上、Ａｌを０．１８〜０．５％含む亜鉛浴を吹き付けてもよい。これにより、万が一浴中ロールに接触した際に鋼板表面のＦｅ−Ａｌ層が破壊されたとしても、本来のＡｌ濃度を有するめっき浴が鋼板表面に次々と接するようになることで、Ｆｅ−Ａｌ層が破壊されＦｅが露出した部分において、再び、Ｆｅ−Ａｌ層を形成することができ、Ｆｅ−Ｚｎ合金化反応（Ｏｕｔｂｕｒｓｔ反応）を抑制して「ドロス状欠陥」の発生を防止し、表面外観に優れて溶融亜鉛めっき鋼板を製造することができる。この場合、亜鉛浴を吹き付ける位置は、鋼板がサポートロール６を通過した後で吹き付けることが好ましい。
【００６４】
また、めっき浴に浸漬された直後から浴中ロールに接触するまでの間で、鋼板表面に、Ｚｎを９８％以上、Ａｌを０．１８〜０．５％含む亜鉛浴を吹き付け、さらに、浴中ロールに接触した直後の鋼板表面に、Ｚｎを９８％以上、Ａｌを０．１８〜０．５％含む亜鉛浴を吹き付けることがより好ましい。浴中ロールに接触する前に加え、浴中ロールに接触した後の鋼板表面に、Ａｌを０．１８〜０．５％含む亜鉛浴を吹き付けることにより、Ｆｅ−Ｚｎ合金化反応（Ｏｕｔｂｕｒｓｔ反応）の抑制に対して２重の備えとなる。
【００６５】
鋼板表面に強固なＦｅ−Ａｌ層を形成し、その後浴中ロールと接触しても破壊されにくい強固なＦｅ−Ａｌ層が形成させるためには、又はＦｅ−Ａｌ層が欠落した場合にこれを再び生成させ補修する効果を高めるためには、亜鉛浴は、板面に垂直にぶつかる流速が１．０〜５ｍ／秒となるように吹き付けることが好ましい。
【００６６】
板面位置での板面に垂直方向の流速が１．０ｍ／秒未満では、前述の効果が不十分になる。また前記流速が５ｍ／秒超では前述の効果が飽和するだけでなく、浴面が攪拌されることで酸化亜鉛が発止しやすくなる。ノズルから吐出しためっき浴の速度はめっき浴中で減衰するので、板面位置での板面に垂直方向の流速は、めっき浴の吹き付け条件と板面における流速を、別途実験により確認する。鋼板表面に亜鉛浴を吹き付けるときは、前記の結果を元に、板面位置での板面に垂直方向の流速が１．０ｍ／秒以上５ｍ／秒以下になる条件で吹き付ける。
【００６７】
非特許文献１に記載されているように、めっき浴は、走行する鋼板により誘起される流れにより、流れを生じるが、めっき槽内全体の平均流速は４ｃｍ／秒である。即ち、鋼板の走行速度１〜２ｍ／秒に比べるとほとんど動いていないと考えてよい。このように、ほとんど動いていないめっき浴に対して、鋼板は連続的に走行しており、焼鈍炉で還元され活性となった新規な鉄面が次々と繰り出され、めっき浴と接した瞬間から、Ｆｅ−Ａｌ合金を形成する反応が次々と起こっており、鋼板近傍のめっき浴はＡｌがＦｅ−Ａｌ形成に消費され欠乏した状態となっている。即ち、このような状態において、鋼板近傍のめっき浴中のＦｅ−Ａｌ合金を生成するのに作用する有効Ａｌ量は低くなっており、Ｆｅ−Ａｌ合金は脆弱なものとなり、アウトバースト反応を生じやすく、ドロス状の欠陥を生成しやすい状態となっている。このような状態を回避するためには、鋼板表面に、Ｚｎを９８％以上、Ａｌを０．１８〜０．５％含む亜鉛浴を吹き付けることが必要である。
【００６８】
図７（ａ）〜（ｄ）は、めっき浴中で鋼板表面に亜鉛浴を吹き付ける位置を説明する図である。（ａ）は従来法（亜鉛浴の吹き付けなし）、（ｂ）はめっき浴４に浸漬された直後から浴中ロールであるシンクロール５に接触するまでの間で、鋼板表面に亜鉛浴吹き付け装置２１で亜鉛浴を吹き付ける場合、（ｃ）は浴中ロールであるサポートロール６に接触した直後の鋼板表面に亜鉛浴吹き付け装置２２で亜鉛浴を吹き付ける場合、（ｄ）はめっき浴４に浸漬された直後から浴中ロールであるシンクロール５に接触するまでの間で、亜鉛浴吹き付け装置２１で亜鉛浴を鋼板表面に吹き付け、さらに、浴中ロールであるサポートロール６に接触した直後の鋼板表面に亜鉛浴吹き付け装置２２で亜鉛浴を吹き付ける場合を示す。亜鉛浴吹き付け装置２１、２２は鋼板の両面に亜鉛浴を吹き付け可能に設けられている。
【００６９】
鋼板表面への亜鉛浴の吹き付け方法は特に限定されない。例えば、めっき浴中の溶融亜鉛をポンプで吸引し、吸引した溶融亜鉛を鋼板表面の幅方向に対向して噴射部を備えるノズルから吹き付ける方法等で行うことができる。
【００７０】
また、本発明においては、めっき浴温度及びめっき浴侵入板温度をいずれも４３０〜４５５℃とすることが好ましい。前記で規定する温度は、通常の溶融亜鉛めっきを行う際のめっき浴温度及びめっき浴侵入板温度である４６０〜４８０℃に比べていずれも低い温度である。このような低い温度にすることにより、Ｆｅ−Ｚｎ合金化反応（Ｏｕｔｂｕｒｓｔ反応）の速度を抑制し、Ｆｅ−Ｚｎ合金の成長を極力小さくすることにより、「ドロス状欠陥」を生成させないかあるいは仮に「ドロス状欠陥」が生成したとしても、その大きさを小さく押さえこむことにより、実質的に問題ないレベルに抑制できる。めっき浴温度、めっき浴侵入板温度の少なくとも一方が４５５℃を超える温度で操業すると、Ｆｅ−Ｚｎ合金化反応が活発に起こってしまい、「ドロス状欠陥」の発生を抑制することができない。一方、４３０℃未満の温度で操業する場合には、Ｚｎの融点が４１９℃であり、凝固点に非常に近い温度になることから、めっき浴の一部分で凝固が始まり、操業上問題となるので好ましくない。
【００７１】
また、本発明においては、めっき浴温度及びめっき浴侵入板温度をいずれも４３０〜４５５℃とすることと、前記で記載しためっき浴中において鋼板表面へ亜鉛浴を吹き付けることとを組み合わせて行うことは、「ドロス状欠陥」の発生を防止する上でより好ましい。
【００７２】
また、「ドロス状欠陥」の発生を防止する観点からは、めっき時に下地鋼板表面に形成されたＦｅ−Ａｌ層が破壊されにくいことが好ましく、また仮にＦｅ−Ａｌ層に強固でない部分があったり、あるいはＦｅ−Ａｌ層に破壊された部分があったとしても、該部分におけるＦｅ−Ｚｎ合金化反応が抑制されることが好ましい。係る観点からは、鋼板（めっき原板）の表面粗さは、Ｒａで０．１〜０．８μｍであること、または、鋼板（めっき原板）は、鋼中のＰ含有量は０．０２〜０．１％であることが好ましく、鋼板（めっき原板）の表面粗さがＲａで０．１〜０．８μｍで、鋼中のＰ含有量が０．０２〜０．１％であることがより好ましい。
【００７３】
通常、溶融亜鉛めっき鋼板（本明細書ではＧＩと略する。）と合金化溶融亜鉛めっき鋼板（本明細書ではＧＡと略する。）は、同一の連続溶融亜鉛めっきラインで製造される。合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造するときは、めっき層のＦｅ−Ｚｎ合金化反応を促進する観点から、めっき浴中のＡｌ濃度は、溶融亜鉛めっき鋼板を製造する場合のＡｌ濃度に比べて低い濃度にされる。溶融亜鉛めっき鋼板を製造する場合、強固なＦｅ−Ａｌ合金層を形成する観点から、めっき浴のＡｌ濃度は、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する場合に比べて、Ａｌ濃度は高濃度にされる。
【００７４】
連続溶融亜鉛めっきラインでは、めっき浴中のＡｌ濃度を迅速に変更することができない。そのため、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する期間（以下、ＧＡ製造期間と呼ぶ。）と、溶融亜鉛めっき鋼板を製造する期間（以下、ＧＩ製造期間と呼ぶ。）を分け、前記各々のめっき鋼板は製造チャンスを分けて製造される。
【００７５】
ＧＡ製造期間では、めっき浴のＡｌ濃度が低いことから、ボットムドロス（Ｆｅ−Ｚｎドロス：ＦｅＺｎ7）が生成し、めっき槽底部に堆積する。ＧＩ製造期間では、めっき浴のＡｌ濃度が高いことから、ボットムドロス（Ｆｅ−Ｚｎドロス：ＦｅＺｎ7）は生成しにくい。ＧＡ製造期間からＧＩ製造期間に移行すると、ＧＡ製造期間で生成したボットムドロス（Ｆｅ−Ｚｎドロス：ＦｅＺｎ7）がめっき浴中を浮遊し、鋼板に付着して「ドロス性欠陥」が発生しやすくいだけでなく、「ドロス状欠陥」も発生しやすいという問題がある。
【００７６】
「ドロス性欠陥」については、浴のドロス除去を頻繁に行い、浴中のドロスをなくすことにより解決できると考えられるので、浴中のドロスをなくした後で溶融亜鉛めっき鋼板を製造すれば、表面外観の優れた溶融亜鉛めっき鋼板が製造できると考えられる。しかし、どの時点で浴中ドロスが完全になくなったかを確実に判断できないため、「ドロス性欠陥」の発生を確実に防止できる時を的確に判断できないだけでなく、「ドロス状欠陥」の発生を確実に防止できないという問題もあり、歩留まりの低下を招いていた。
【００７７】
本発明者らは、ＧＡ製造期間とＧＩ製造期間における、Ｆｅ−ＺｎあるいはＦｅ−Ａｌのドロス粒子の存在状態ならびに、めっき浴を分析して得られる浴中Ｆｅ濃度について調査した。その結果、判明したことについて説明する。
【００７８】
図８は、ＧＡ製造期間、およびＧＡ製造期間からＧＩ製造期間に移行した時にＧＩ製造期間における、浴中のＡｌ濃度、トップドロス粒子（Ｆｅ−Ａｌドロス：Ｆｅ2Ａｌ5）及びボットムドロス粒子（Ｆｅ−Ｚｎドロス：ＦｅＺｎ7）の存在状態の変化を示す概念図で、（ａ）はＡｌ濃度の状態、（ｂ）はトップドロスの存在状態、（ｃ）はボットムドロスの存在状態を示す。（ａ）において、実線はトータルＡｌ濃度（浴を分析して求められるＡｌ濃度）、破線はトータルＡｌ濃度からトップドロス（Ｆｅ2Ａｌ5）として存在するＡｌ量を除いた場合のＡｌ濃度（以下、有効Ａｌ濃度と呼ぶ。）を示す。本発明で規定するＡｌ濃度はトータルＡｌ濃度を指している。
【００７９】
なお、ＧＡ製造期間におけるめっき浴中のＡｌ濃度（トータルＡｌ濃度）Ｃ（ＡｌGA）は例えば０．１２％程度、ＧＩ製造期間におけるめっき浴中のＡｌ濃度（トータルＡｌ濃度）Ｃ（ＡｌGI）は例えば０．２０％程度である。
【００８０】
ＧＡ製造期間においては、Ｆｅ−Ｚｎのドロス粒子が堆積している（領域Ａ）。ＧＡ製造期間からＧＩ製造期間に移行すると、めっき浴中のＡｌ濃度は、Ｃ（ＡｌGA）からＣ（ＡｌGI）に上昇される。ＧＩ製造期間では、めっき浴のＡｌ濃度がＣ（ＡｌGI）に上昇されたことで、Ｆｅ−Ｚｎのドロスが徐々にＦｅ−Ａｌのドロスに変化して、完全にＦｅ−Ａｌのドロス粒子だけの状態になる（領域Ｂ）。その後、Ｆｅ−Ａｌのドロス粒子は減少し始め、やがてＦｅ−Ａｌドロス粒子は完全に消滅する（領域Ｃ）。
【００８１】
領域Ｂでは、「ドロス性欠陥」と「ドロス状欠陥」が発生しやすく、領域Ｃでは、「ドロス性欠陥」は低減されるが、「ドロス状欠陥」が依然として認められ、Ｆｅ−Ａｌドロス粒子が完全に消滅した後（領域Ｄ）で初めて「ドロス状欠陥」の発生を防止できることが判った。
【００８２】
この理由は、「ドロス状欠陥」の発生を防止するには、鋼板表面に強固なＦｅ−Ａｌ層を形成することが必要であり、そのためにはＦｅ−Ａｌ層を形成するためのＡｌ濃度が適切な濃度にあることが必要なためである。領域Ｂ〜Ｃでは、浴中のＡｌはＦｅ−Ａｌドロス生成に費やされることで、図８（ａ）の破線で示される、強固なＦｅ−Ａｌ層の形成に必要なＡｌ濃度、すなわち有効Ａｌ濃度は低く、Ｆｅ−Ａｌドロス粒子が完全に消滅した領域Ｄにおいて、初めて強固なＦｅ−Ａｌ層の形成に必要な有効Ａｌ濃度が確保されたことによると考えられる。
【００８３】
また、このときにめっき浴を分析して得られるＡｌ濃度（トータルＡｌ濃度）とＦｅ濃度の関係を調査した結果、強固なＦｅ−Ａｌ層の形成に必要な有効Ａｌ濃度を確保して「ドロス状欠陥」の発生を防止するには、分析されるＦｅ濃度は、分析されるＡｌ濃度に対して、次式の関係を満足する範囲でなければならないことが判明した。
［Ｆｅ％］≦５×［Ａｌ％］2−３．２５×［Ａｌ％］＋０．５７５
ここで、ＧＩ製造期間のめっき浴のＡｌ濃度は、前記したとおり、０．１８〜０．５％としてもよいが、ＧＩ製造期間からＧＡ製造期間への移行時また逆にＧＡ製造期間からＧＩ製造期間への移行時に、めっき浴おＡｌ濃度をより速やかに所要のＡｌ濃度にできるようにする観点から、ＧＩ製造期間におけるＡｌ濃度は０．１８〜０．３％とすることが好ましい。
【００８４】
以上の知見及び考えに基づき、本発明においては、溶融亜鉛めっき鋼板と合金化溶融亜鉛めっき鋼板を同一の連続溶融亜鉛めっきラインで製造するにあたって、ＧＡ製造期間からＧＩ製造期間に移行した時に、ＧＩ製造期間において、溶融亜鉛浴中に添加されるＡｌの濃度を０．１８〜０．３％に規定し、また浴を分析して検出されるＦｅ濃度は、Ａｌ濃度に対して、
［Ｆｅ％］≦５ｘ［Ａｌ％］2−３．２５ｘ［Ａｌ％］＋０．５７５
を満たす条件にて溶融亜鉛めっき鋼板を製造することを規定する。
【００８５】
［Ｆｅ％］が上式を満足しない状態で溶融亜鉛めっき鋼板を製造すると、Ｆｅ−Ｚｎおよび／またはＦｅ−Ａｌのドロス粒子が存在する状態での製造となるため、「ドロス性欠陥」が生成しやすくなる。また、Ｆｅ−Ｚｎおよび／またはＦｅ−Ａｌのドロス粒子が存在する状態では、浴中のＡｌはこれらドロス粒子の生成に消費されているため、鋼板表面のＦｅ−Ｚｎ反応抑制層としてのＦｅ−Ａｌ層を形成するために消費される有効Ａｌ濃度が低い状態となっている。そのため、強固なＦｅ−Ａｌ層の生成が不十分になり、Ｆｅ−Ａｌ層が破壊されやすく、「ドロス状欠陥」の生成を助長することになる。
【００８６】
また、本発明においては、溶融亜鉛浴中に混入するＰｂの濃度を０．０２％以下とすることが好ましい。Ｐｂ濃度が０．０２％超になると、スパングルが大きく成長してしまうので好ましくない。
【００８７】
ガスワイピング時の圧力変動によってめっき層に凹凸（サザナミ模様）ができる。サザナミ模様の解消に対しては、ガスワイピングを行ってから冷却が開始されるまでの時間を長くしてめっき層を平滑化することが有効である。本発明においては、サザナミ模様の発生を防止する観点から、ガスワイピングノズル７でガスワイピングを行ってから２〜５秒経過後かつめっき層が凝固する前に鋼板を冷却装置９で冷却することが好ましい。ガスワイピングを行ってから２秒未満で冷却を開始すると、溶融状態のめっき層がレベリングされる前に強制的に凝固されるため、サザナミ模様が残留してしまうため好ましくない。冷却を開始するまでの時間が、５秒を超えるとスパングルが成長してスパングル模様が認められるようになるので好ましくない。
【００８８】
また、めっき皮膜が凝固した後に冷却を行ってもスパングルの微小化に対しては効果がない。ガスワイピングを行ってから２〜５秒経過後、かつめっき層が凝固する前に冷却を行うことにより、スパングルを小さくすることができる。
【００８９】
【実施例】
（実施例１）
供試鋼板として、Ｃ：０．００２％、Ｓｉ：０．０１％、Ｍｎ：０．１５％、Ｓ：０．０１％、Ｎ：０．００２０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０４％、Ｔｉ：０．０６％を含有する鋼をベースに、Ｐを０．００４％、０．０１％、０．０２％、０．０５％、０．０９％と調整した５種類の鋼（残部はＦｅ及び不可避不純物である）を溶製し、さらに熱間圧延、酸洗による脱スケール処理、冷間圧延を施して厚さ０．８ｍｍの鋼板を準備した。その際、冷間圧延時に、最終スタンドの圧延ロールの表面粗さを変えることで冷間圧延後の鋼板表面粗さを調整した。
【００９０】
図６に示した連続溶融亜鉛めっきラインにおいて、めっき浴中に図７（ｂ）〜（ｄ）に示されるようなめっき浴吹き付けが可能な亜鉛浴吹き付け装置を配置し、該ラインに、準備した供試鋼板を装入して、焼鈍後、亜鉛めっき浴（Ａｌ：０．１８％）に浸漬通板して亜鉛めっきを行い、ガスワイピングノズルでめっき付着量を片面当たり６０ｇ／ｍ2に調整し、さらに冷却した後、スキンパスミルでスキンパスを行って溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。なお、めっき浴侵入板温は４６０℃、めっき浴温は４６０℃とし、めっき浴中での亜鉛浴吹き付け条件を変えてめっきした（吹き付け無しの場合を含む）。
【００９１】
前記で製造した溶融亜鉛めっき鋼板の点状の表面欠陥の個数を調査し、また外観の良否を評価した。点状欠陥の個数は、大きさが１００μｍ超のものを対象とした。また、インヒビターを添加した希塩酸（濃度１％）を用いてめっき皮膜の亜鉛層だけを溶解し、１００μｍ超の点状欠陥部分の外観を顕微鏡観察し、点状欠陥部分の鋼板の界面にＦｅ−Ｚｎ合金の存在有無を調査し、Ｆｅ−Ｚｎ合金が存在するドロス状欠陥であることを確認した．外観の良否は、個数が１００個／ｍ2以下を良好、１００個／ｍ2超を劣る、と評価した。
【００９２】
供試材のＰ含有量、表面粗さ、および点状の表面欠陥の個数を表１に示す。
【００９３】
【表１】
【００９４】
Ｐ含有量、表面粗さＲａの一方が本発明範囲内にある鋼板は、両方が本発明範囲を外れる鋼板に比べて点状の表面欠陥の個数が少ない。Ｐ含有量及び表面粗さＲａの両方が本発明範囲内にある鋼板（本発明例１〜１２）は表面欠陥の個数が１００個以下であり、表面外観がより優れる。
【００９５】
（実施例２）
供試鋼板として、実施例１で溶製したＰ含有量が０．０１％の鋼を用い、さらに熱間圧延、酸洗による脱スケール処理、冷間圧延を施して、厚さ０．８ｍｍ、表面粗さＲａが０．５μｍの鋼板を準備した。図６に示した連続溶融亜鉛めっきラインにおいて、めっき浴中に図７（ｂ）〜（ｄ）に示されるようなめっき浴吹き付けが可能な亜鉛浴吹き付け装置を配置し、該ラインに、準備した供試鋼板を焼鈍後、亜鉛めっき浴に浸漬通板して亜鉛めっきを行い、ガスワイピングノズルでめっき付着量を片面当たり６０ｇ／ｍ2に調整し、さらに冷却した後、スキンパスミルでスキンパスを行って溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。めっき浴侵入板温は４６０℃、めっき浴温は４６０℃、亜鉛浴組成は、Ａｌ：０．１８〜０．５０％、残部実質的にＺｎとした。本発明法では、亜鉛浴中で、亜鉛めっき浴をポンプで吸引し、吸引した亜鉛浴を、図７（ｂ）〜（ｄ）の何れかの位置で鋼板表面に吹き付けた。ポンプは能力が２００Ｌ／分のメタルポンプを使用し、別途実験により吸引条件と板面位置での流速を確認し、その条件により鋼板表面に亜鉛浴を吹き付けた（後記実施例３〜５でも同様である）。比較法では、亜鉛浴中で鋼板表面への亜鉛吹き付けは行わなかった。
【００９６】
前記で製造した溶融亜鉛めっき鋼板について、実施例１と同様にして、点状の表面欠陥の個数を調査し、また外観の良否を評価した。めっき浴Ａｌ濃度、亜鉛浴吹き付け位置および調査結果を表２に示す。
【００９７】
【表２】
【００９８】
めっき浴中でＡｌ濃度が本発明範囲内の亜鉛浴を鋼板表面に吹き付けて製造された本発明法による溶融亜鉛めっき鋼板（本発明例１〜１５）は、点状欠陥の個数が１００個以下で表面外観が良好である。本発明例の鋼板の中では、浴中ロール（シンクロール）接触前に吹き付けるより、浴中ロールに接触後に吹き付ける方が、点状欠陥の個数がより少なく、表面外観が優れ、浴中ロール前後の両方で吹き付ける方が、点状欠陥の個数がさらに少なく、さらに表面外観が優れる。
【００９９】
これに対して、鋼板表面に亜鉛浴の吹き付けを行わないで製造された溶融亜鉛めっき鋼板（比較例１〜３）は、点状欠陥の個数が１００個超で、表面外観が劣る。
【０１００】
（実施例３）
供試鋼板として、実施例１で溶製したＰ含有量が０．０１％の鋼を用い、さらに熱間圧延、酸洗による脱スケール処理、冷間圧延を施して、厚さ０．８ｍｍ、表面粗さＲａが０．５μｍの鋼板を準備した。準備した供試鋼板を図６に示した連続溶融亜鉛めっきラインに装入して、焼鈍後、亜鉛めっき浴に浸漬通板して亜鉛めっきを行い、ガスワイピングノズルでめっき付着量を片面当たり６０ｇ／ｍ2に調整し、さらに冷却した後、スキンパスミルでスキンパスを行って溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。
【０１０１】
亜鉛浴組成は、Ａｌ：０．１８〜０．５０％、残部実質的にＺｎとし、めっき浴侵入板温、めっき浴温度を変えてめっきを行った。一部鋼板に対して、めっき浴中で鋼板がシンクロールに接触する前に亜鉛浴を吹き付けた。
【０１０２】
前記で製造した溶融亜鉛めっき鋼板について、実施例１と同様にして、点状の表面欠陥の個数を調査し、また外観の良否を評価した。めっき浴Ａｌ濃度、めっき浴侵入板温とめっき浴温度の条件、亜鉛浴吹き付け条件および調査結果を表３に示す。
【０１０３】
【表３】
【０１０４】
めっき浴Ａｌ濃度が本発明範囲あり、めっき浴侵入板温とめっき浴温度が本発明範囲にある本発明法で製造された溶融亜鉛めっき鋼板（本発明例１〜１８）は、点状欠陥の個数が１００個以下で表面外観が良好である。本発明例の中では、めっき浴中で亜鉛浴を吹き付けたものの方が、点状欠陥の個数がより少なく、表面外観がより優れる。
【０１０５】
これに対して、めっき浴侵入板温およびめっき浴温度の何れかが本発明範囲を外れる条件で製造された溶融亜鉛めっき鋼板（比較例１〜３）は、点状欠陥の個数が１００個超で、表面外観が劣る。
【０１０６】
（実施例４）
供試鋼板として、実施例１で溶製したＰ含有量が０．０１％の鋼を用い、さらに熱間圧延、酸洗による脱スケール処理、冷間圧延を施して、厚さ０．８ｍｍ、表面粗さＲａが０．５μｍの鋼板を準備した。準備した供試鋼板を図６に示した連続溶融亜鉛めっきラインに装入して、焼鈍後、亜鉛めっき浴に浸漬通板して亜鉛めっきを行い、ガスワイピングノズルでめっき付着量を片面当たり６０ｇ／ｍ2に調整し、さらに冷却した後、スキンパスミルでスキンパスを行って溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。
【０１０７】
亜鉛浴組成は、Ａｌ：０．１８％、残部実質的にＺｎとし、めっき浴侵入板温、めっき浴温度はいずれも４４０℃とし、ガスワイピング後冷却するまでの時間を変えた。一部鋼板に対して、めっき浴中で鋼板がシンクロールに接触する前に亜鉛浴を吹き付けた。
【０１０８】
前記で製造した溶融亜鉛めっき鋼板について、実施例１と同様にして点状の表面欠陥の個数を調査し、さらにスパングル模様、サザナミ模様の状態を目視観察で評価した。スパングル模様、サザナミ模様は下記基準で評価した。
（スパングル模様）上記溶融亜鉛めっき鋼板において、表面を光学顕微鏡で観察し、写真撮影を行った後に、その写真上でスパングルの粒径を測定した。
微小：０．２ｍｍ未満
小：０．２〜０．５ｍｍ
大：０．５ｍｍ超
（サザナミ模様）上記溶融亜鉛めっき鋼板において、ストリップ進行方向に８ｍｍの長さに渡って測定し、その高低差をさざなみ高さとした。
優：１μｍ未満
良：１〜２μｍ
劣：２μｍ超
めっき浴Ａｌ濃度、めっき浴侵入板温とめっき浴温度の条件、亜鉛浴吹き付け条件および調査結果を表４に示す。
【０１０９】
【表４】
【０１１０】
めっき浴Ａｌ濃度とめっき浴侵入板温とめっき浴温度が本発明範囲にあり、さらにガスワイピング後の冷却時間が本発明範囲内にある条件で製造された溶融亜鉛めっき鋼板（本発明例１〜６）は、点状欠陥の個数が１００個以下でスパングル模様が小さく且つサザナミ模様も少なく、表面外観が良好である。本発明例の中では、めっき浴中で亜鉛浴を吹き付けたものの方が、点状欠陥の個数がより少なく、表面外観がより優れる。
【０１１１】
これに対して、ガスワイピング後の冷却時間が本発明範囲を外れる条件で製造された溶融亜鉛めっき鋼板（比較例１、２）は、スパングル模様、サザナミ模様の何れかが目立ち、表面外観が劣る。
【０１１２】
（実施例５）
ＧＡ製造期間からＧＩ製造期間に変更されたＧＩ製造期間において、ＧＩ製造開始以降のめっき浴中のＡｌ濃度、Ｆｅ濃度を調査し、同時にその時に製造されていた溶融亜鉛めっき鋼板について、実施例１と同様にして、点状の表面欠陥の発生個数を調査し、さらに表面外観の良否を評価した。なお、一部鋼板に対して、めっき浴中で亜鉛浴を吹き付けた。調査に供した溶融亜鉛めっき鋼板はいずれもスキンパス後のものである。なお、調査に供する鋼板は、鋼中Ｐ含有量が０．０１％で下地鋼板粗さＲａが０．５μｍである鋼板を選んだ。
【０１１３】
調査結果を表５に示す。
【０１１４】
【表５】
【０１１５】
めっき浴Ａｌ濃度が本発明範囲内にあり、Ｆｅ濃度が、Ａｌ濃度に対して、下記の関係式を満足する条件で製造された溶融亜鉛めっき鋼板（本発明例１〜６）は、点状欠陥の個数が１００個以下で、表面外観が良好である。本発明例の中では、めっき浴中で亜鉛浴を吹き付けたものの方が、点状欠陥の個数がより少なく、表面外観がより優れる。
【０１１６】
これに対して、Ｆｅ濃度が、Ａｌ濃度に対して、下記の関係を満足しない条件で製造された溶融亜鉛めっき鋼板（比較例１〜３）は、点状欠陥の個数が１００個超で、表面外観が劣る。
［Ｆｅ％］≦５ｘ［Ａｌ％］2−３．２５ｘ［Ａｌ％］＋０．５７５
【０１１７】
【発明の効果】
本発明によれば、めっき浴に浸漬直後に鋼板表面に強固なＦｅ−Ａｌ層を形成し、及び／又はＦｅ−Ａｌ層が欠落した場合に、該部分におけるＦｅ−Ｚｎ合金化反応（Ｏｕｔｂｕｒｓｔ反応）の速度を抑制できる。そのため、点状の表面欠陥、特に「ドロス状欠陥」に起因する点状の表面欠陥の発生を防止して、表面外観に優れる溶融亜鉛めっき鋼板を製造できる。
【０１１８】
また、本発明によれば、溶融亜鉛めっき鋼板と合金化溶融亜鉛めっき鋼板が同一の溶融亜鉛めっきラインで製造される場合において、合金化溶融亜鉛めっき製造期間から溶融亜鉛めっき鋼板製造期間に変更された際に、溶融亜鉛めっき鋼板製造期間で溶融亜鉛めっき鋼板に発生しやすいドロス性欠陥やドロス状欠陥の発生を確実に防止して、表面外観に優れた溶融亜鉛めっき鋼板を安定製造できる。
【０１１９】
本発明によれば、「スパングル模様」や「サザナミ模様」が低減されるので、表面外観に優れた溶融亜鉛めっき鋼板を安価に製造できる。
【０１２０】
本発明の溶融亜鉛めっき鋼板は、建材、家電等の用途に使用できるだけでなく、特に自動車用途への使用に好適である。
【図面の簡単な説明】
【図１】めっき浴中でドロス粒子が浮遊している状態を説明する図である。
【図２】「ドロス性欠陥」の発生原因を説明するめっき鋼板の断面模式図で、（ａ）はドロス粒子がトラップされたスキンパス工程前のめっき層の状態を示し、（ｂ）はスキンパス工程後のめっき層の状態を示す。
【図３】「ドロス状欠陥」の発生メカニズムを説明する模式図で、（ａ）〜（ｄ）はめっき浴、（ｅ）と（ｆ）はガスワイピング工程〜スキンパス工程でのメカニズムを説明する。
【図４】下地鋼板表面粗さによる「ドロス状欠陥」の抑制メカニズムを説明する模式図で、（Ａ）は表面粗さＲａが０．８μｍ超の場合、（Ｂ）は表面粗さＲａが０．８μｍ以下の場合を示す。
【図５】鋼板中のＰ含有量がＦｅ−Ｚｎ合金化速度に及ぼす影響を示す図である。
【図６】連続溶融亜鉛めっきラインの要部構成例を示す図である。
【図７】亜鉛めっき浴中で鋼板に亜鉛浴を吹き付ける場所の例を説明する図で、（ａ）は従来法、（ｂ）はめっき浴に浸漬された直後から浴中ロールに接触するまでの間で、鋼板表面に亜鉛浴を吹き付ける場合、（ｃ）は浴中ロールに接触した直後の鋼板表面に亜鉛浴を吹き付ける場合、（ｄ）はめっき浴に浸漬された直後から浴中ロールに接触するまでの間で、鋼板表面に亜鉛浴を吹き付け、さらに、浴中ロールに接触した直後の鋼板表面に亜鉛浴を吹き付ける場合を示す。
【図８】同一の連続溶融亜鉛めっきラインでＧＡとＧＩを製造する場合のめっき浴のＡｌ濃度、及びめっき浴中のドロスの存在状態を説明する概念図である。
【符号の説明】
Ｓ 鋼板
１ 熱処理炉（連続焼鈍炉）
２ スナウト
３ めっき槽
４ 溶融亜鉛浴
５ シンクロール
６ サポートロール
７ ガスワイピングノズル
８ 冷却装置
９ ドロス粒子
１１ 下地鋼板
１２ Ｆｅ−Ａｌ層（Ｆｅ−Ａｌ合金層）
１３ Ｆｅ−Ｚｎ合金
１４ めっき層
１５ 浴中ロール
２１、２２ 亜鉛浴吹き付け装置
【発明の属する技術分野】
本発明は、表面外観の優れた溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
溶融亜鉛めっき鋼板は、めっき密着性、耐食性、コストなどの点で優れ、建材、家電を中心に多くの需要がある。しかしながら、溶融亜鉛めっき鋼板には非常に小さな多数の点状の欠陥が生成しやすく、表面外観に劣るため、自動車外板用途としては、用いることができない。従って、自動車外板用途としては、表面外観が非常に良好である、電気亜鉛めっき鋼板が用いられているが、コスト的に非常に劣り、厚めっきができないという問題がある。一方、自動車外板用途としては、塗装密着性、塗装耐食性、溶接性などの点で優れた特性を有し、表面外観が良好である、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（溶融亜鉛めっき鋼板に対して、めっき層の合金化処理を行い、めっき層全体がＦｅ−Ｚｎ合金となっている鋼板）が多用されているが、良好な品質の合金化溶融亜鉛めっき鋼板を安定して得るためのＦｅ−Ｚｎ合金制御が難しいため、極限られたメーカーによって供給されているのが現状である。従って、表面外観の優れた溶融亜鉛めっき鋼板が求められていた。
【０００３】
前記のとおり、溶融亜鉛めっき鋼板には非常に小さな多数の点状の欠陥が生成しやすい。本発明者らは、この点状の表面欠陥の特徴ならびに発生原因について鋭意調査を行った結果、前記点状の表面欠陥は以下の欠陥に分類できることが判明した。
【０００４】
（１）ドロス性欠陥
溶融亜鉛めっき鋼板における小さな点状の表面欠陥の中には、その中心にトップドロス粒子（Ｆｅ−Ａｌ合金）、ボットムドロス粒子（Ｆｅ−Ｚｎ合金）などの粒子が存在するものがあることが判明した。本明細書では、このような表面欠陥を「ドロス性欠陥」と呼ぶ。
【０００５】
（２）ドロス状欠陥
溶融亜鉛めっき鋼板における小さな点状の表面欠陥の中には、その中心に「ドロス性欠陥」に見られるような粒子が存在せず、表面欠陥の部分のめっき層と鋼板の界面には、局部的に下地の鋼板が亜鉛と反応してＦｅ−Ｚｎ合金が形成されたアウトバースト組織（ｏｕｔｂｕｒｓｔ組織）が存在するものがあることが判明した。本明細書では、このような欠陥を「ドロス状欠陥」と呼ぶ。
【０００６】
（３）鋼板凹凸性欠陥
溶融亜鉛めっき鋼板における小さな点状の表面欠陥の中には、その中心に「ドロス性欠陥」に見られるような粒子が存在せず、また、「ドロス状欠陥」に見られるような、めっき層と鋼板の界面における、局部的に下地鋼板が亜鉛と反応してＦｅ−Ｚｎ合金が形成されたアウトバースト組織が存在せず、ただ単に、下地鋼板の表面に凹凸のみが存在するものがあることが判明した。本明細書では、このような欠陥を「鋼板凹凸性欠陥」と呼ぶ。
【０００７】
（１）の「ドロス性欠陥」の主な発生原因は、溶融亜鉛めっき浴中に存在する、トップドロス粒子（Ｆｅ−Ａｌ合金）、ボットムドロス粒子（Ｆｅ−Ｚｎ合金）（図１参照）が、めっき層中にトラップされることで、図２（ａ）に示されるように、その部分のめっき厚が厚くなる。その後のスキンパス工程により圧延される際に、図２（ｂ）に示されるように、ドロス粒子のある部分は、他の部分とつぶれ方が異なるため、点状の欠陥に見えるようになるものである。従って、「ドロス性欠陥」は、めっき浴のドロス除去を頻繁に行い、浴中のドロスをなくすことにより解決できる。
【０００８】
また、（３）の「鋼板凹凸性欠陥」の主な発生原因は、下地鋼板表面に比較的大きな凹凸が存在する部分では、ガスワイピングで、めっき厚が厚くなり、その後のスキンパス工程により圧延される際に、前記めっき厚が厚くなった部分は他の部分とつぶれ方が異なるため、点状の欠陥に見えるようになるものである。従って、「鋼板凹凸性欠陥」は、鋼板表面に比較的大きな凹凸を生じないように、めっき浴に浸漬される前の鋼板に打痕疵やスリ疵を生じさせないように、鋼板の取り扱いや通板等に注意を払うことにより解決できる。
【０００９】
前記のように、「ドロス性欠陥」ならびに「鋼板凹凸性欠陥」に対する解決策を取ることにより、点状欠陥に改善の傾向は認められた。点状の欠陥の中に、（２）の「ドロス状欠陥」があること自体は、これまで知られておらず、本発明者らが新たに見出した。従って、前記「ドロス状欠陥」に対する有効な解決策は明らかにされていないため、点状欠陥の数を、表面外観が良好であると認められるレベルまでに減少させることはできなかった。
【００１０】
また、溶融亜鉛めっき鋼板には、前記の点状の欠陥以外に、Ｚｎの凝固組織に起因する小さなスパングル模様、ガスワイピングに起因するサザナミ模様が生成しやすく、これに起因する表面外観劣化の問題がある。
【００１１】
すなわち、溶融亜鉛めっき鋼板においては、建材用途向けにスパングルを大きく生成させるべく、ＰｂやＳｂを添加したレギュラースパングル材と呼ぶ商品があるが、自動車外板用途のように均一な表面外観が求められる場合には、ＰｂやＳｂを添加しないミニマイズドスパングル材と呼ばれる商品が適用されている。
しかしながら、ＰｂやＳｂを添加しない場合でも、Ｚｎの凝固に伴う小さなスパングルが存在し、表面外観劣化の原因となっている。
【００１２】
溶融亜鉛めっき鋼板では、ガスワイピング時にサザナミ模様が発生する場合がある。これは、比較的長周期の凹凸であり、自動車用途のように塗装を施して使用される場合には、塗装後鮮映性の劣化という問題を生じる。
【００１３】
従って、溶融亜鉛めっき鋼板では、スパングル模様やサザナミ模様に起因する表面外観の劣化が無いことが望ましい。
【００１４】
以下に先行技術文献情報について記載する。尚、非特許文献１については説明の都合上、［発明の実施の形態］で内容を説明する。
【００１５】
【非特許文献１】
黒部淳、外４名，「溶融めっき浴内流れに関するコールドモデル実験」，鉄と鋼，Ｖｏｌ８１（１９９５），Ｎｏ．７，ｐ．７３３−７３８
【００１６】
【発明が解決しようとする課題】
上記の現状に鑑みて、本発明の第１の目的は、点状欠陥、特に「ドロス状欠陥」に起因する点状欠陥を低減し、表面外観が良好な溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法を提供することである。
【００１７】
また、本発明の第２の目的は、さらに、スパングル模様やサザナミ模様に起因する表面外観の劣化を防止できる溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法を提供することである。
【００１８】
【課題を解決するための手段】
上記課題を解決する本発明の要旨は以下のとおりである。
【００１９】
（１）Ｐ含有量が０．０１〜０．１質量％で、表面粗さがＲａで０．１〜０．８μｍである下地鋼板表面に、Ｚｎを９８質量％以上含有するめっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板であって、鋼板表面のＦｅ−Ａｌ層が破壊され、Ｆｅ−Ｚｎ合金化反応（Ｏｕｔｂｕｒｓｔ反応）が起こることに起因するドロス状欠陥の数が１平方メートル当たり１００個以下であることを特徴とする表面外観に優れた溶融亜鉛めっき鋼板。
【００２０】
（２）Ｚｎを９８質量％以上含有するめっき層は、Ｐｂ含有量が０．０２質量％以下であることを特徴とする（１）に記載の表面外観に優れた溶融亜鉛めっき鋼板。
【００２１】
（３）鋼板を、還元性あるいは非酸化性の雰囲気で焼鈍した後、大気に接触させること無く溶融亜鉛浴中に通板せしめて亜鉛めっき処理する溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法において、溶融亜鉛浴として、Ｚｎを９８質量％以上含み、該溶融亜鉛浴中に添加されるＡｌの濃度が０．１８〜０．５質量％である浴を用い、かつ、鋼板が溶融亜鉛浴に浸漬された直後から浴中ロールに接触するまでの間で、鋼板表面に、Ｚｎを９８質量％以上、Ａｌを０．１８〜０．５質量％含み、板面位置での板面に垂直方向の流速が１．０〜５ｍ／秒の範囲内にある亜鉛浴を吹き付けることを特徴とする表面外観に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００２２】
（４）鋼板を、還元性あるいは非酸化性の雰囲気で焼鈍した後、大気に接触させること無く溶融亜鉛浴中に通板せしめて亜鉛めっき処理する溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法において、溶融亜鉛浴として、Ｚｎを９８質量％以上含み、該溶融亜鉛浴中に添加されるＡｌの濃度が０．１８〜０．５質量％である浴を用い、かつ、浴中ロールに接触した直後の鋼板表面に、Ｚｎを９８質量％以上、Ａｌを０．１８〜０．５質量％含み、板面位置での板面に垂直方向の流速が１．０〜５ｍ／秒の範囲内にある亜鉛浴を吹き付けることを特徴とする表面外観に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００２３】
（５）鋼板を、還元性あるいは非酸化性の雰囲気で焼鈍した後、大気に接触させること無く溶融亜鉛浴中に通板せしめて亜鉛めっき処理する溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法において、溶融亜鉛浴として、Ｚｎを９８質量％以上含み、該溶融亜鉛浴中に添加されるＡｌの濃度が０．１８〜０．５質量％である浴を用い、かつ、鋼板が溶融亜鉛浴に浸漬された直後から浴中ロールに接触するまでの間で、鋼板表面に、Ｚｎを９８質量％以上、Ａｌを０．１８〜０．５質量％含み、板面位置での板面に垂直方向の流速が１．０〜５ｍ／秒の範囲内にある亜鉛浴を吹き付け、さらに、浴中ロールに接触した直後の鋼板表面に、Ｚｎを９８質量％以上、Ａｌを０．１８〜０．５質量％含み、板面位置での板面に垂直方向の流速が１．０〜５ｍ／秒の範囲内にある亜鉛浴を吹き付けることを特徴とする表面外観に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００２５】
（６）鋼板を、還元性あるいは非酸化性の雰囲気で焼鈍した後、大気に接触させること無く溶融亜鉛浴中に通板せしめて亜鉛めっき処理する溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法において、溶融亜鉛浴として、Ｚｎを９８質量％以上含み、該溶融亜鉛浴中に添加されるＡｌの濃度が０．１８〜０．５質量％である浴を用い、かつ、めっき浴温度ならびに侵入板温度を４３０〜４５５℃とするとともに、（３）〜（５）の何れかに記載の方法で、溶融亜鉛浴中で鋼板表面に亜鉛浴を吹き付けることを特徴とする表面外観に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００２７】
（７） （３）〜（５）の何れかに記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法において、溶融亜鉛浴として、Ｚｎを９８質量％以上含み、該溶融亜鉛浴中に添加されるＡｌの濃度が０．１８〜０．５質量％である浴に代えて、Ｚｎを９８質量％以上含み、該溶融亜鉛浴中に添加されるＡｌの濃度が０．１８〜０．３質量％である浴を用い、また鋼板表面に吹き付ける亜鉛浴として、Ａｌを０．１８〜０．５質量％含む亜鉛浴に代えて、Ａｌを０．１８〜０．３質量％含む亜鉛浴を用い、更に、浴を分析して検出されるＦｅ濃度が、
［Ｆｅ％］≦５ｘ［Ａｌ％］２−３．２５ｘ［Ａｌ％］＋０．５７５
を満たす条件にて製造することを特徴とする表面外観に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００２８】
（８）鋼板は、表面粗さがＲａで０．１〜０．８μｍであることを特徴とする（３）〜（７）の何れかに記載の表面外観に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００２９】
（９）鋼板は、Ｐ含有量が０．０１〜０．１質量％であることを特徴とする（３）〜（７）の何れかに記載の表面外観に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００３０】
（１０）鋼板は、Ｐ含有量が０．０１〜０．１質量％で、表面粗さがＲａで０．１〜０．８μｍであることを特徴とする（３）〜（７）の何れかに記載の表面外観に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００３１】
（１１）溶融亜鉛浴中に含有されるＰｂの濃度を０．０２質量％以下とすることを特徴とする（３）〜（１０）の何れかに記載の表面外観に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００３２】
（１２）ガスワイピングを行ってから２〜５秒経過後かつめっき層が凝固する以前に鋼板を冷却することを特徴とする（３）〜（１１）の何れかに記載の表面外観に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００３３】
なお、本明細書において、鋼の成分、溶融亜鉛浴（本明細書では、めっき浴ともいう。）の成分、めっき層の成分を示す％は、全て質量％である。
【００３４】
【発明の実施の形態】
以下、本発明について、発明に至った経緯とともに説明する。
【００３５】
本発明者らは、上記の課題、特に「ドロス状欠陥」を解決するために詳細に検討した結果、この欠陥の主な発生原因は、下記（ａ）〜（ｆ）のメカニズムによるものであることを見出した。下記（ａ）〜（ｄ）はめっき浴中、（ｅ）及び（ｆ）はガスワイピング工程〜スキンパス工程におけるものであり、また下記（ａ）〜（ｆ）は、それぞれ、図３の「ドロス状欠陥」の発生メカニズムを説明する模式図の（ａ）〜（ｆ）に対応する。
（ａ）めっき浴に浸漬直後、鋼板１１表面にＦｅ−Ａｌ層１２が生成する。
（ｂ）鋼板１１の突起部が、浴中ロール１５の突起部と接触する。
（ｃ）鋼板１１の突起部と浴中ロール１５の突起部との接触部でＦｅ−Ａｌ層１２が破壊される。
（ｄ）Ｆｅ−Ａｌ層１２が破壊された部分でＦｅ−Ｚｎ合金化反応（Ｏｕｔｂｕｒｓｔ反応）が発生し、Ｆｅ−Ｚｎ合金１３が生成する。
（ｅ）ガスワイピングによりＦｅ−Ｚｎ合金１３生成部でめっき厚が厚くなる。
（ｆ）めっき厚が厚い部分は、その後のスキンパス工程によるつぶされ方が他の部分と異なり色調の差を生じる。これが「ドロス状欠陥」となる。前記めっき厚の厚い部分は、スキンパス工程前でも見えるが、スキンパス工程後により目立ちやすくなる。
【００３６】
そして、上記の課題を解決する手段を種々検討した結果、「ドロス状欠陥」の発生を防止するためには、▲１▼鋼板表面に強固なＦｅ−Ａｌ層を形成すること、▲２▼形成されたＦｅ−Ａｌ層の欠落を防止すること、が重要であることを見出した。すなわち、前記（ａ）におけるＦｅ−Ａｌ層の形成を強化し、前記（ｂ）において、浴中で鋼板表面と浴中ロールが接触してもＦｅ−Ａｌ層の破壊が抑制されるようにすることにより、前記（ｄ）におけるＦｅ−Ｚｎ合金化反応（Ｏｕｔｂｕｒｓｔ反応）を抑制できることを見出した。
【００３７】
また、▲３▼Ｆｅ−Ａｌ層が欠落した場合でもこれを再び生成させ補修することも重要であることを見出した。すなわち、前記（ｂ）で、鋼板表面と浴中ロールが接触してＦｅ−Ａｌ層が破壊された部分に、浴中で再びＦｅ−Ａｌ層を生成させることにより、前記（ｄ）におけるＦｅ−Ｚｎ合金化反応（Ｏｕｔｂｕｒｓｔ反応）を抑制できることを見出した。
【００３８】
また、前記▲３▼の観点からは、Ｆｅ−Ａｌ層が欠落した場合に、Ｆｅ−Ａｌ層欠落部分におけるＦｅ−Ｚｎ合金化反応（Ｏｕｔｂｕｒｓｔ反応）の速度を抑制し、Ｆｅ−Ｚｎ合金の成長を極力小さくすることが重要であることを見出した。すなわち、前記（ａ）におけるＦｅ−Ａｌ層の形成を強化し、仮に前記（ｂ）で、鋼板表面と浴中ロールが接触してＦｅ−Ａｌ層が破壊された場合においても、前記（ｄ）におけるＦｅ−Ｚｎ合金化反応（Ｏｕｔｂｕｒｓｔ反応）の速度を抑制し、Ｆｅ−Ｚｎ合金の成長を極力小さくすることにより、点状欠陥を形成させないかあるいは仮に点状欠陥が形成されたとしても、その大きさを小さく押さえこむことにより、実質的に問題ないレベルに抑制できることを見出した。
【００３９】
また、本発明者らは、上記の課題、特に「スパングル模様」を解決するために詳細に検討した結果、この欠陥は、溶融亜鉛の凝固時の結晶成長によるものであり、冷却を早く行うことにより、スパングルの大きさを小さくできることを見出した。
【００４０】
また、本発明者らは、上記の課題、特に「サザナミ模様」を解決するために詳細に検討した結果、この欠陥は、基本的にはガスワイピング時の圧力変動に起因するものであり、根本対策としては、ガスワイピング方法の改善、例えば圧力変動の少ない加圧装置の使用等の設備改善を行うべきと考えられるが、設備改造費用が高価になる。本発明者等は、ガスワイピング後、所定時間経過後に冷却開始することにより、溶融亜鉛表面が平滑化し、サザナミ模様を安価な方法で軽減できることを見出した。
【００４１】
本発明は上記知見に基づき、更に研究を重ねることで完成された。以下に本発明を詳細に説明する。先ず、本発明の溶融亜鉛めっき鋼板について説明する。
【００４２】
本発明においては、溶融亜鉛めっき鋼板は、めっき層の組成がＺｎ９８％以上であり、点状の表面欠陥の数が１平方メートル当たり１００個以下であることを規定する。めっき層の組成がＺｎ９８％未満では、Ｚｎ以外の元素がめっき層に含まれる合金めっきとなり、本発明が対象とする亜鉛めっき鋼板には当てはまらない。また、点状の表面欠陥の数が１平方メートル当たり１００個超であると、良好な表面外観が得られない。なお、本発明者らは、自動車外板用途へ適用された鋼板の製造実績から、点状の表面欠陥の大きさが１００μｍ超になると表面外観を低下し、外観品質を劣化させる問題のあることを経験的に知見している。従って、本発明では、前記点状の表面欠陥は、大きさが１００μｍ超のものを対象としており、点状の表面欠陥の数は大きさが１００μｍ超の点状の表面欠陥の数である。
【００４３】
本発明においては、鋼板（下地鋼板）の表面粗さは、Ｒａで０．１〜０．８μｍであることが好ましい。これは以下の理由に基づく。
【００４４】
図４は、下地鋼板の表面粗さを規定することによる「ドロス状欠陥」の抑制メカニズムを説明する模式図で、（Ａ）は表面粗さＲａが０．８μｍ超の場合、（Ｂ）は表面粗さＲａが０．８μｍ以下の場合を示す。また（Ａ）、（Ｂ）において、（ａ）は原板の状態、（ｂ）はめっき浴中においてＦｅ−Ａｌ層が形成された状態、（ｃ）は浴中ロールと接触後の状態、（ｄ）は浴中ロールと接触してＦｅ−Ａｌ層が破壊されたことでＦｅ−Ｚｎ合金化反応が生成する状態を説明する。
【００４５】
下地鋼板１１の表面粗さがＲａで０．８μｍ超の場合、図４（Ａ）に示されるように、浴中ロールと接触した際の１個の山にかかる圧力が高く、Ｆｅ−Ａｌ合金層１２が破壊されやすくなり、（ｄ）に示されるように、Ｆｅ−Ａｌ合金層１２が破壊された部分でＦｅ−Ｚｎ合金化反応が発生し、Ｆｅ−Ｚｎ合金１３が生成しやすくなることで、「ドロス状欠陥」が発生しやすくなる。これに対して、下地鋼板１１の表面粗さがＲａで０．８μｍ以下の場合、図４（Ｂ）に示されるように、多くの山に荷重が分散されることにより、１個の山に係る圧力が低く、Ｆｅ−Ａｌ合金層１１が破壊されにくいため、（ｄ）に示されるように、Ｆｅ−Ｚｎ合金化反応が抑制され、「ドロス状欠陥」の発生が抑制される。従って、「ドロス状欠陥」の発生を防止する観点から、表面粗さはＲａで０．８μｍ以下であることが好ましい。一方、下地鋼板１１の表面粗さがＲａで０．１μｍ未満の場合には、鋼板をハンドリングする際に、擦り傷などの欠陥を生じさせやすくなり、めっき浴で該欠陥部分にＦｅ−Ｚｎ合金化反応（Ｏｕｔｂｕｒｓｔ反応）が生じなくても、ガスワイピング後に該欠陥部分でめっきが盛り上がり、いわゆる「鋼板凹凸性欠陥」の増加を招くため好ましくない。
【００４６】
また、本発明においては、下地鋼板のＰ含有量は０．０１〜０．１％であることが好ましい。これは以下の理由に基づく。
【００４７】
図５は、Ｐ含有量の異なる鋼板を、浴中Ａｌ濃度：０．１２％、浴温：４６０℃の溶融亜鉛浴で亜鉛めっきし、めっき浴から引き上げた後直ちに４５０℃で合金化処理を行った際のめっき層中への拡散Ｆｅ量、すなわちＦｅ−Ｚｎ合金化量の変化を示す。
【００４８】
図５に示されるように、鋼中にＰが０．０２％あるいは０．０９％含有された鋼板では、Ｐが０．００２％含有された鋼板に比べて、Ｆｅ−Ｚｎ合金化反応における合金化初期段階の反応が著しく抑制される。Ｆｅ−Ｚｎ合金化反応における合金化初期段階の反応が著しく抑制されると、めっき浴に浸漬直後鋼板表面において部分的にＦｅ−Ａｌ層が生成されなかったり、あるいは生成されたＦｅ−Ａｌ層がめっき浴中で部分的に破壊されたとしても、その部分（Ｆｅ−Ａｌ合金がない部分）でＦｅ−Ｚｎ合金化反応が抑制されることで、「ドロス状欠陥」の発生を防止する効果がある。Ｐ含有量が０．０１％未満では、前記Ｆｅ−Ｚｎ合金化反応における合金化初期段階の反応を抑制する効果が不充分であるので、Ｐ含有量は０．０１％以上であることが好ましく、０．０２％以上であることがより好ましい。Ｐを、０．１％を超えて含有させると、鋼の脆化を招くため、Ｐ含有量は０．１％以下であることが好ましい。
【００４９】
Ｐ以外の成分については特に制限を設ける必要はなく、この種の溶融亜鉛めっき鋼板の用途で一般に用いられる範囲でよい。
Ｃ：０．１％以下、本発明で特に有効であるのは、０．０１％以下である
Ｓｉ：０．５％以下
Ｍｎ：２．５％以下
Ｓ：０．０１５％以下
Ｎ：０．００５０％以下
Ａｌ：０．０２〜０．１％
Ｔｉ：なし、または、０．０２〜０．３％
Ｎｂ：なし、または０．０５％以下
Ｂ：なし、または、０．０００２〜０．００２０％
上記範囲の限定理由を以下に説明する。
Ｃ：Ｃはプレス成形性の向上のためにできるだけ少ない方がよい。但し、強度を上昇させる効果を得るため０．１％程度までＣを添加することもある。一方、本発明は、浴中でのアウトバースト反応が顕著に発生する極低炭素Ｔｉ添加鋼に於いて特に有効である。この場合、Ｃは鋼中へ不可避的に混入する不純物元素であるが、鋼板の成形性に悪影響を及ぼすのでその含有量は少ないほど好ましい。ただ、このように混入が不可避であるＣの悪影響を回避する手段として「Ｔｉ添加によりＣを炭化物として固定すること」が有効であるが、Ｃ含有量が多くなるに伴ってこれを固定するのに必要なＴｉの添加量が増大し、そのため鋼が硬質化すると共に製造コストの上昇を招くことから、その許容限度である０．０１％をＣ含有量の上限と定めた。
【００５０】
Ｓｉ：Ｓｉも鋼中へ不可避的に混入する不純物元素であり、やはりその含有量は低いほど好ましい。また、鋼を強化する場合には、積極的に添加することもあるが、Ｓｉ含有量が高くなると熱延時に発生する特有のスケールにより酸洗不良を起こしたり、めっき性の劣化を招いたりすることから、その許容限度である０．５％をＳｉ含有量の上限と定めた。
【００５１】
Ｍｎ：Ｍｎも鋼の強化のために有効な元素である。しかし、２．５％を越えて含有するとプレス成形性を著しく劣化させるので好ましくない。
【００５２】
Ｓ：Ｓは鋼の延性を劣化させる。さらに、極低炭素Ｔｉ添加鋼の場合には、Ｔｉと結び付くことにより固溶Ｃを固定するために有効に作用する所謂有効Ｔｉ量（後述する有効Ｔｉ量＝Ｔｉ＊）を減少させるためにできるだけ少ない方がよいが、実用上本発明の効果を損なわない範囲として、その上限を０．０１５％とした。
【００５３】
Ｎ：Ｎはプレス成形性向上のためには少ない方がよいが、実用上本発明の効果を損なわない範囲として、その上限を０．００５０％とした。
【００５４】
Ａｌ（ｓｏｌ．Ａｌ）：Ａｌは脱酸のために必要であるため、通常、０．０２％以上０．１％以下程度添加される。
【００５５】
Ｔｉ：普通鋼に於いては、特に添加する必要はない。極低炭素Ｔｉ添加鋼に於いて、Ｔｉは鋼中のＣ、Ｎを固定してプレス成形性を向上させるために添加する。したがって、０．０２％未満ではその効果が少なく、０．３０％を超えて添加しても、その効果が飽和するばかりか、Ｔｉに起因するスジムラが抑制できなくなるため、この範囲に限定した。また、とくに高いプレス成形性が要求される場合には、Ｔｉ添加量の範囲をＴｉ＊／Ｃ（原子比）≧４の範囲に限定することが望ましい。なお、有効Ｔｉ量（Ｔｉ＊）＝Ｔｉ−４８／３２Ｓ−４８／１４Ｎである。
【００５６】
Ｎｂ：Ｎｂは極低炭素Ｔｉ添加鋼においてさらに表面外観の向上が要求される場合に微量に添加することができる。これは、Ｎｂが鋼中のＣと反応してＮｂＣを形成しその一部は焼鈍時に再溶解するため、固溶Ｃが鋼中に存在するようになるためである。このような固溶Ｃは前述したように結晶粒界を安定化させるが、一方では深絞り性を劣化させる。したがって、０．０５％以下に抑えるべきである。
【００５７】
Ｂ：極低炭素Ｔｉ添加ＩＦ鋼では、結晶粒界の清浄度が高く、結晶粒界強度が低いため、２次加工脆性が低下する傾向がある。したがって、２次加工脆性が要求される用途にはＢを添加することができる。ただし、０．０００２％未満ではその効果が無く、０．００２０％を超えて含有すると、延性が著しく劣化するため、この範囲に限定した。
【００５８】
次に、本発明の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法について図６を参照して説明する。
図６は連続溶融亜鉛めっきラインの要部構成例を示す。図６において、１は熱処理炉（連続焼鈍炉）、２はスナウト、３はめっき槽、４は溶融亜鉛浴、５はシンクロール、６はサポートロール、７はガスワイピングノズル、８は冷却装置、Ｓは鋼板である。サポートロール６は鋼板Ｓを挟む両側に配置されている。
【００５９】
鋼板（めっき原板）Ｓは、還元性あるいは非酸化性雰囲気に保持された熱処理炉１で焼鈍された後、熱処理炉１出側に接続されたスナウト２内を案内されて溶融亜鉛浴４に浸漬通板されて亜鉛めっきされ、浴中ロールであるシンクロール５及びサポートロール６によって案内されて溶融亜鉛浴４から上方に引き上げられ、浴上に配置されたガスワイピングノズル７でめっき付着量が調整され、しかる後冷却装置８で冷却される。冷却後そのまま、あるいは、必要に応じて、いずれも図示されていない、スキンパスミルで調質圧延され、および／または化成処理設備で化成処理され、および／または塗油装置で塗油された後、巻取り装置で巻取られ、溶融亜鉛めっき鋼板が製造される。
【００６０】
溶融亜鉛浴４は、Ｚｎを９８％以上含み、さらにＡｌが添加されている。溶融亜鉛浴中に添加されるＡｌの濃度は０．１８〜０．５％とすることが好ましい。Ａｌの濃度が０．１８％未満では、Ｆｅ−Ａｌ層を強固に形成することができない。また、浴中Ａｌ濃度が０．１８％未満では、めっき浴中で鋼板表面へ亜鉛浴を吹き付けたとしても、Ｆｅ−Ａｌ層が形成されていない部分にＦｅ−Ａｌ層を強固に生成させることはできない。一方、浴中Ａｌ濃度が０．５％超では、溶融亜鉛めっき鋼板としての品質、例えば、化成処理性や接着性が損なわれるので、好ましくない。
【００６１】
また、めっき浴に浸漬された直後から浴中ロールに接触するまでの間で、鋼板表面に、Ｚｎを９８％以上、Ａｌを０．１８〜０．５％含む亜鉛浴を吹き付けることが好ましい。鋼板がめっき浴中に浸漬された直後から、鋼板表面にはＦｅ−Ａｌ層が形成され始めるが、このＦｅ−Ａｌ層の形成反応によりＡｌが消費されるため、鋼板とめっき浴との境界層のＡｌ濃度は徐々に低下する。境界層のＡｌ濃度が低下すると、鋼板の表面では、Ｆｅ−Ａｌ層形成反応よりも、Ｆｅ−Ｚｎ合金化反応の方が起こりやすくなるため、徐々にＦｅ−Ａｌ層のＦｅ−Ｚｎ反応抑制効果が低下することになる。このような状態において、鋼板が浴中ロールに接触した場合には、Ｆｅ−Ａｌ層は破壊されやすく、Ｆｅ−Ｚｎ合金化反応（Ｏｕｔｂｕｒｓｔ反応）が起こりやすくなり、「ドロス状欠陥」を生成させやすい。
【００６２】
ところが、浴中に浸漬された直後から、浴中ロールに接触するまでの間で、鋼板表面に、Ａｌを０．１８〜０．５％含む亜鉛浴を吹き付けると、Ｆｅ−Ａｌ層形成反応によってＡｌ濃度が低下した境界層を薄くするかあるいは取り去って、本来のＡｌ濃度のめっき浴が鋼板表面と接するようになる。その結果、本来のＦｅ−Ａｌ層形成反応の継続が維持され、鋼板表面に、強固なＦｅ−Ａｌ層が形成されるようになり、その後、浴中ロールと接触しても破壊されにくい強固なＦｅ−Ａｌ層が形成される。
【００６３】
また、浴中ロールに接触した直後の鋼板表面に、Ｚｎを９８％以上、Ａｌを０．１８〜０．５％含む亜鉛浴を吹き付けてもよい。これにより、万が一浴中ロールに接触した際に鋼板表面のＦｅ−Ａｌ層が破壊されたとしても、本来のＡｌ濃度を有するめっき浴が鋼板表面に次々と接するようになることで、Ｆｅ−Ａｌ層が破壊されＦｅが露出した部分において、再び、Ｆｅ−Ａｌ層を形成することができ、Ｆｅ−Ｚｎ合金化反応（Ｏｕｔｂｕｒｓｔ反応）を抑制して「ドロス状欠陥」の発生を防止し、表面外観に優れて溶融亜鉛めっき鋼板を製造することができる。この場合、亜鉛浴を吹き付ける位置は、鋼板がサポートロール６を通過した後で吹き付けることが好ましい。
【００６４】
また、めっき浴に浸漬された直後から浴中ロールに接触するまでの間で、鋼板表面に、Ｚｎを９８％以上、Ａｌを０．１８〜０．５％含む亜鉛浴を吹き付け、さらに、浴中ロールに接触した直後の鋼板表面に、Ｚｎを９８％以上、Ａｌを０．１８〜０．５％含む亜鉛浴を吹き付けることがより好ましい。浴中ロールに接触する前に加え、浴中ロールに接触した後の鋼板表面に、Ａｌを０．１８〜０．５％含む亜鉛浴を吹き付けることにより、Ｆｅ−Ｚｎ合金化反応（Ｏｕｔｂｕｒｓｔ反応）の抑制に対して２重の備えとなる。
【００６５】
鋼板表面に強固なＦｅ−Ａｌ層を形成し、その後浴中ロールと接触しても破壊されにくい強固なＦｅ−Ａｌ層が形成させるためには、又はＦｅ−Ａｌ層が欠落した場合にこれを再び生成させ補修する効果を高めるためには、亜鉛浴は、板面に垂直にぶつかる流速が１．０〜５ｍ／秒となるように吹き付けることが好ましい。
【００６６】
板面位置での板面に垂直方向の流速が１．０ｍ／秒未満では、前述の効果が不十分になる。また前記流速が５ｍ／秒超では前述の効果が飽和するだけでなく、浴面が攪拌されることで酸化亜鉛が発止しやすくなる。ノズルから吐出しためっき浴の速度はめっき浴中で減衰するので、板面位置での板面に垂直方向の流速は、めっき浴の吹き付け条件と板面における流速を、別途実験により確認する。鋼板表面に亜鉛浴を吹き付けるときは、前記の結果を元に、板面位置での板面に垂直方向の流速が１．０ｍ／秒以上５ｍ／秒以下になる条件で吹き付ける。
【００６７】
非特許文献１に記載されているように、めっき浴は、走行する鋼板により誘起される流れにより、流れを生じるが、めっき槽内全体の平均流速は４ｃｍ／秒である。即ち、鋼板の走行速度１〜２ｍ／秒に比べるとほとんど動いていないと考えてよい。このように、ほとんど動いていないめっき浴に対して、鋼板は連続的に走行しており、焼鈍炉で還元され活性となった新規な鉄面が次々と繰り出され、めっき浴と接した瞬間から、Ｆｅ−Ａｌ合金を形成する反応が次々と起こっており、鋼板近傍のめっき浴はＡｌがＦｅ−Ａｌ形成に消費され欠乏した状態となっている。即ち、このような状態において、鋼板近傍のめっき浴中のＦｅ−Ａｌ合金を生成するのに作用する有効Ａｌ量は低くなっており、Ｆｅ−Ａｌ合金は脆弱なものとなり、アウトバースト反応を生じやすく、ドロス状の欠陥を生成しやすい状態となっている。このような状態を回避するためには、鋼板表面に、Ｚｎを９８％以上、Ａｌを０．１８〜０．５％含む亜鉛浴を吹き付けることが必要である。
【００６８】
図７（ａ）〜（ｄ）は、めっき浴中で鋼板表面に亜鉛浴を吹き付ける位置を説明する図である。（ａ）は従来法（亜鉛浴の吹き付けなし）、（ｂ）はめっき浴４に浸漬された直後から浴中ロールであるシンクロール５に接触するまでの間で、鋼板表面に亜鉛浴吹き付け装置２１で亜鉛浴を吹き付ける場合、（ｃ）は浴中ロールであるサポートロール６に接触した直後の鋼板表面に亜鉛浴吹き付け装置２２で亜鉛浴を吹き付ける場合、（ｄ）はめっき浴４に浸漬された直後から浴中ロールであるシンクロール５に接触するまでの間で、亜鉛浴吹き付け装置２１で亜鉛浴を鋼板表面に吹き付け、さらに、浴中ロールであるサポートロール６に接触した直後の鋼板表面に亜鉛浴吹き付け装置２２で亜鉛浴を吹き付ける場合を示す。亜鉛浴吹き付け装置２１、２２は鋼板の両面に亜鉛浴を吹き付け可能に設けられている。
【００６９】
鋼板表面への亜鉛浴の吹き付け方法は特に限定されない。例えば、めっき浴中の溶融亜鉛をポンプで吸引し、吸引した溶融亜鉛を鋼板表面の幅方向に対向して噴射部を備えるノズルから吹き付ける方法等で行うことができる。
【００７０】
また、本発明においては、めっき浴温度及びめっき浴侵入板温度をいずれも４３０〜４５５℃とすることが好ましい。前記で規定する温度は、通常の溶融亜鉛めっきを行う際のめっき浴温度及びめっき浴侵入板温度である４６０〜４８０℃に比べていずれも低い温度である。このような低い温度にすることにより、Ｆｅ−Ｚｎ合金化反応（Ｏｕｔｂｕｒｓｔ反応）の速度を抑制し、Ｆｅ−Ｚｎ合金の成長を極力小さくすることにより、「ドロス状欠陥」を生成させないかあるいは仮に「ドロス状欠陥」が生成したとしても、その大きさを小さく押さえこむことにより、実質的に問題ないレベルに抑制できる。めっき浴温度、めっき浴侵入板温度の少なくとも一方が４５５℃を超える温度で操業すると、Ｆｅ−Ｚｎ合金化反応が活発に起こってしまい、「ドロス状欠陥」の発生を抑制することができない。一方、４３０℃未満の温度で操業する場合には、Ｚｎの融点が４１９℃であり、凝固点に非常に近い温度になることから、めっき浴の一部分で凝固が始まり、操業上問題となるので好ましくない。
【００７１】
また、本発明においては、めっき浴温度及びめっき浴侵入板温度をいずれも４３０〜４５５℃とすることと、前記で記載しためっき浴中において鋼板表面へ亜鉛浴を吹き付けることとを組み合わせて行うことは、「ドロス状欠陥」の発生を防止する上でより好ましい。
【００７２】
また、「ドロス状欠陥」の発生を防止する観点からは、めっき時に下地鋼板表面に形成されたＦｅ−Ａｌ層が破壊されにくいことが好ましく、また仮にＦｅ−Ａｌ層に強固でない部分があったり、あるいはＦｅ−Ａｌ層に破壊された部分があったとしても、該部分におけるＦｅ−Ｚｎ合金化反応が抑制されることが好ましい。係る観点からは、鋼板（めっき原板）の表面粗さは、Ｒａで０．１〜０．８μｍであること、または、鋼板（めっき原板）は、鋼中のＰ含有量は０．０２〜０．１％であることが好ましく、鋼板（めっき原板）の表面粗さがＲａで０．１〜０．８μｍで、鋼中のＰ含有量が０．０２〜０．１％であることがより好ましい。
【００７３】
通常、溶融亜鉛めっき鋼板（本明細書ではＧＩと略する。）と合金化溶融亜鉛めっき鋼板（本明細書ではＧＡと略する。）は、同一の連続溶融亜鉛めっきラインで製造される。合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造するときは、めっき層のＦｅ−Ｚｎ合金化反応を促進する観点から、めっき浴中のＡｌ濃度は、溶融亜鉛めっき鋼板を製造する場合のＡｌ濃度に比べて低い濃度にされる。溶融亜鉛めっき鋼板を製造する場合、強固なＦｅ−Ａｌ合金層を形成する観点から、めっき浴のＡｌ濃度は、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する場合に比べて、Ａｌ濃度は高濃度にされる。
【００７４】
連続溶融亜鉛めっきラインでは、めっき浴中のＡｌ濃度を迅速に変更することができない。そのため、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する期間（以下、ＧＡ製造期間と呼ぶ。）と、溶融亜鉛めっき鋼板を製造する期間（以下、ＧＩ製造期間と呼ぶ。）を分け、前記各々のめっき鋼板は製造チャンスを分けて製造される。
【００７５】
ＧＡ製造期間では、めっき浴のＡｌ濃度が低いことから、ボットムドロス（Ｆｅ−Ｚｎドロス：ＦｅＺｎ7）が生成し、めっき槽底部に堆積する。ＧＩ製造期間では、めっき浴のＡｌ濃度が高いことから、ボットムドロス（Ｆｅ−Ｚｎドロス：ＦｅＺｎ7）は生成しにくい。ＧＡ製造期間からＧＩ製造期間に移行すると、ＧＡ製造期間で生成したボットムドロス（Ｆｅ−Ｚｎドロス：ＦｅＺｎ7）がめっき浴中を浮遊し、鋼板に付着して「ドロス性欠陥」が発生しやすくいだけでなく、「ドロス状欠陥」も発生しやすいという問題がある。
【００７６】
「ドロス性欠陥」については、浴のドロス除去を頻繁に行い、浴中のドロスをなくすことにより解決できると考えられるので、浴中のドロスをなくした後で溶融亜鉛めっき鋼板を製造すれば、表面外観の優れた溶融亜鉛めっき鋼板が製造できると考えられる。しかし、どの時点で浴中ドロスが完全になくなったかを確実に判断できないため、「ドロス性欠陥」の発生を確実に防止できる時を的確に判断できないだけでなく、「ドロス状欠陥」の発生を確実に防止できないという問題もあり、歩留まりの低下を招いていた。
【００７７】
本発明者らは、ＧＡ製造期間とＧＩ製造期間における、Ｆｅ−ＺｎあるいはＦｅ−Ａｌのドロス粒子の存在状態ならびに、めっき浴を分析して得られる浴中Ｆｅ濃度について調査した。その結果、判明したことについて説明する。
【００７８】
図８は、ＧＡ製造期間、およびＧＡ製造期間からＧＩ製造期間に移行した時にＧＩ製造期間における、浴中のＡｌ濃度、トップドロス粒子（Ｆｅ−Ａｌドロス：Ｆｅ2Ａｌ5）及びボットムドロス粒子（Ｆｅ−Ｚｎドロス：ＦｅＺｎ7）の存在状態の変化を示す概念図で、（ａ）はＡｌ濃度の状態、（ｂ）はトップドロスの存在状態、（ｃ）はボットムドロスの存在状態を示す。（ａ）において、実線はトータルＡｌ濃度（浴を分析して求められるＡｌ濃度）、破線はトータルＡｌ濃度からトップドロス（Ｆｅ2Ａｌ5）として存在するＡｌ量を除いた場合のＡｌ濃度（以下、有効Ａｌ濃度と呼ぶ。）を示す。本発明で規定するＡｌ濃度はトータルＡｌ濃度を指している。
【００７９】
なお、ＧＡ製造期間におけるめっき浴中のＡｌ濃度（トータルＡｌ濃度）Ｃ（ＡｌGA）は例えば０．１２％程度、ＧＩ製造期間におけるめっき浴中のＡｌ濃度（トータルＡｌ濃度）Ｃ（ＡｌGI）は例えば０．２０％程度である。
【００８０】
ＧＡ製造期間においては、Ｆｅ−Ｚｎのドロス粒子が堆積している（領域Ａ）。ＧＡ製造期間からＧＩ製造期間に移行すると、めっき浴中のＡｌ濃度は、Ｃ（ＡｌGA）からＣ（ＡｌGI）に上昇される。ＧＩ製造期間では、めっき浴のＡｌ濃度がＣ（ＡｌGI）に上昇されたことで、Ｆｅ−Ｚｎのドロスが徐々にＦｅ−Ａｌのドロスに変化して、完全にＦｅ−Ａｌのドロス粒子だけの状態になる（領域Ｂ）。その後、Ｆｅ−Ａｌのドロス粒子は減少し始め、やがてＦｅ−Ａｌドロス粒子は完全に消滅する（領域Ｃ）。
【００８１】
領域Ｂでは、「ドロス性欠陥」と「ドロス状欠陥」が発生しやすく、領域Ｃでは、「ドロス性欠陥」は低減されるが、「ドロス状欠陥」が依然として認められ、Ｆｅ−Ａｌドロス粒子が完全に消滅した後（領域Ｄ）で初めて「ドロス状欠陥」の発生を防止できることが判った。
【００８２】
この理由は、「ドロス状欠陥」の発生を防止するには、鋼板表面に強固なＦｅ−Ａｌ層を形成することが必要であり、そのためにはＦｅ−Ａｌ層を形成するためのＡｌ濃度が適切な濃度にあることが必要なためである。領域Ｂ〜Ｃでは、浴中のＡｌはＦｅ−Ａｌドロス生成に費やされることで、図８（ａ）の破線で示される、強固なＦｅ−Ａｌ層の形成に必要なＡｌ濃度、すなわち有効Ａｌ濃度は低く、Ｆｅ−Ａｌドロス粒子が完全に消滅した領域Ｄにおいて、初めて強固なＦｅ−Ａｌ層の形成に必要な有効Ａｌ濃度が確保されたことによると考えられる。
【００８３】
また、このときにめっき浴を分析して得られるＡｌ濃度（トータルＡｌ濃度）とＦｅ濃度の関係を調査した結果、強固なＦｅ−Ａｌ層の形成に必要な有効Ａｌ濃度を確保して「ドロス状欠陥」の発生を防止するには、分析されるＦｅ濃度は、分析されるＡｌ濃度に対して、次式の関係を満足する範囲でなければならないことが判明した。
［Ｆｅ％］≦５×［Ａｌ％］2−３．２５×［Ａｌ％］＋０．５７５
ここで、ＧＩ製造期間のめっき浴のＡｌ濃度は、前記したとおり、０．１８〜０．５％としてもよいが、ＧＩ製造期間からＧＡ製造期間への移行時また逆にＧＡ製造期間からＧＩ製造期間への移行時に、めっき浴おＡｌ濃度をより速やかに所要のＡｌ濃度にできるようにする観点から、ＧＩ製造期間におけるＡｌ濃度は０．１８〜０．３％とすることが好ましい。
【００８４】
以上の知見及び考えに基づき、本発明においては、溶融亜鉛めっき鋼板と合金化溶融亜鉛めっき鋼板を同一の連続溶融亜鉛めっきラインで製造するにあたって、ＧＡ製造期間からＧＩ製造期間に移行した時に、ＧＩ製造期間において、溶融亜鉛浴中に添加されるＡｌの濃度を０．１８〜０．３％に規定し、また浴を分析して検出されるＦｅ濃度は、Ａｌ濃度に対して、
［Ｆｅ％］≦５ｘ［Ａｌ％］2−３．２５ｘ［Ａｌ％］＋０．５７５
を満たす条件にて溶融亜鉛めっき鋼板を製造することを規定する。
【００８５】
［Ｆｅ％］が上式を満足しない状態で溶融亜鉛めっき鋼板を製造すると、Ｆｅ−Ｚｎおよび／またはＦｅ−Ａｌのドロス粒子が存在する状態での製造となるため、「ドロス性欠陥」が生成しやすくなる。また、Ｆｅ−Ｚｎおよび／またはＦｅ−Ａｌのドロス粒子が存在する状態では、浴中のＡｌはこれらドロス粒子の生成に消費されているため、鋼板表面のＦｅ−Ｚｎ反応抑制層としてのＦｅ−Ａｌ層を形成するために消費される有効Ａｌ濃度が低い状態となっている。そのため、強固なＦｅ−Ａｌ層の生成が不十分になり、Ｆｅ−Ａｌ層が破壊されやすく、「ドロス状欠陥」の生成を助長することになる。
【００８６】
また、本発明においては、溶融亜鉛浴中に混入するＰｂの濃度を０．０２％以下とすることが好ましい。Ｐｂ濃度が０．０２％超になると、スパングルが大きく成長してしまうので好ましくない。
【００８７】
ガスワイピング時の圧力変動によってめっき層に凹凸（サザナミ模様）ができる。サザナミ模様の解消に対しては、ガスワイピングを行ってから冷却が開始されるまでの時間を長くしてめっき層を平滑化することが有効である。本発明においては、サザナミ模様の発生を防止する観点から、ガスワイピングノズル７でガスワイピングを行ってから２〜５秒経過後かつめっき層が凝固する前に鋼板を冷却装置９で冷却することが好ましい。ガスワイピングを行ってから２秒未満で冷却を開始すると、溶融状態のめっき層がレベリングされる前に強制的に凝固されるため、サザナミ模様が残留してしまうため好ましくない。冷却を開始するまでの時間が、５秒を超えるとスパングルが成長してスパングル模様が認められるようになるので好ましくない。
【００８８】
また、めっき皮膜が凝固した後に冷却を行ってもスパングルの微小化に対しては効果がない。ガスワイピングを行ってから２〜５秒経過後、かつめっき層が凝固する前に冷却を行うことにより、スパングルを小さくすることができる。
【００８９】
【実施例】
（実施例１）
供試鋼板として、Ｃ：０．００２％、Ｓｉ：０．０１％、Ｍｎ：０．１５％、Ｓ：０．０１％、Ｎ：０．００２０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０４％、Ｔｉ：０．０６％を含有する鋼をベースに、Ｐを０．００４％、０．０１％、０．０２％、０．０５％、０．０９％と調整した５種類の鋼（残部はＦｅ及び不可避不純物である）を溶製し、さらに熱間圧延、酸洗による脱スケール処理、冷間圧延を施して厚さ０．８ｍｍの鋼板を準備した。その際、冷間圧延時に、最終スタンドの圧延ロールの表面粗さを変えることで冷間圧延後の鋼板表面粗さを調整した。
【００９０】
図６に示した連続溶融亜鉛めっきラインにおいて、めっき浴中に図７（ｂ）〜（ｄ）に示されるようなめっき浴吹き付けが可能な亜鉛浴吹き付け装置を配置し、該ラインに、準備した供試鋼板を装入して、焼鈍後、亜鉛めっき浴（Ａｌ：０．１８％）に浸漬通板して亜鉛めっきを行い、ガスワイピングノズルでめっき付着量を片面当たり６０ｇ／ｍ2に調整し、さらに冷却した後、スキンパスミルでスキンパスを行って溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。なお、めっき浴侵入板温は４６０℃、めっき浴温は４６０℃とし、めっき浴中での亜鉛浴吹き付け条件を変えてめっきした（吹き付け無しの場合を含む）。
【００９１】
前記で製造した溶融亜鉛めっき鋼板の点状の表面欠陥の個数を調査し、また外観の良否を評価した。点状欠陥の個数は、大きさが１００μｍ超のものを対象とした。また、インヒビターを添加した希塩酸（濃度１％）を用いてめっき皮膜の亜鉛層だけを溶解し、１００μｍ超の点状欠陥部分の外観を顕微鏡観察し、点状欠陥部分の鋼板の界面にＦｅ−Ｚｎ合金の存在有無を調査し、Ｆｅ−Ｚｎ合金が存在するドロス状欠陥であることを確認した．外観の良否は、個数が１００個／ｍ2以下を良好、１００個／ｍ2超を劣る、と評価した。
【００９２】
供試材のＰ含有量、表面粗さ、および点状の表面欠陥の個数を表１に示す。
【００９３】
【表１】
Ｐ含有量、表面粗さＲａの一方が本発明範囲内にある鋼板は、両方が本発明範囲を外れる鋼板に比べて点状の表面欠陥の個数が少ない。Ｐ含有量及び表面粗さＲａの両方が本発明範囲内にある鋼板（本発明例１〜１２）は表面欠陥の個数が１００個以下であり、表面外観がより優れる。
【００９５】
（実施例２）
供試鋼板として、実施例１で溶製したＰ含有量が０．０１％の鋼を用い、さらに熱間圧延、酸洗による脱スケール処理、冷間圧延を施して、厚さ０．８ｍｍ、表面粗さＲａが０．５μｍの鋼板を準備した。図６に示した連続溶融亜鉛めっきラインにおいて、めっき浴中に図７（ｂ）〜（ｄ）に示されるようなめっき浴吹き付けが可能な亜鉛浴吹き付け装置を配置し、該ラインに、準備した供試鋼板を焼鈍後、亜鉛めっき浴に浸漬通板して亜鉛めっきを行い、ガスワイピングノズルでめっき付着量を片面当たり６０ｇ／ｍ2に調整し、さらに冷却した後、スキンパスミルでスキンパスを行って溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。めっき浴侵入板温は４６０℃、めっき浴温は４６０℃、亜鉛浴組成は、Ａｌ：０．１８〜０．５０％、残部実質的にＺｎとした。本発明法では、亜鉛浴中で、亜鉛めっき浴をポンプで吸引し、吸引した亜鉛浴を、図７（ｂ）〜（ｄ）の何れかの位置で鋼板表面に吹き付けた。ポンプは能力が２００Ｌ／分のメタルポンプを使用し、別途実験により吸引条件と板面位置での流速を確認し、その条件により鋼板表面に亜鉛浴を吹き付けた（後記実施例３〜５でも同様である）。比較法では、亜鉛浴中で鋼板表面への亜鉛吹き付けは行わなかった。
【００９６】
前記で製造した溶融亜鉛めっき鋼板について、実施例１と同様にして、点状の表面欠陥の個数を調査し、また外観の良否を評価した。めっき浴Ａｌ濃度、亜鉛浴吹き付け位置および調査結果を表２に示す。
【００９７】
【表２】
めっき浴中でＡｌ濃度が本発明範囲内の亜鉛浴を鋼板表面に吹き付けて製造された本発明法による溶融亜鉛めっき鋼板（本発明例１〜１５）は、点状欠陥の個数が１００個以下で表面外観が良好である。本発明例の鋼板の中では、浴中ロール（シンクロール）接触前に吹き付けるより、浴中ロールに接触後に吹き付ける方が、点状欠陥の個数がより少なく、表面外観が優れ、浴中ロール前後の両方で吹き付ける方が、点状欠陥の個数がさらに少なく、さらに表面外観が優れる。
【００９９】
これに対して、鋼板表面に亜鉛浴の吹き付けを行わないで製造された溶融亜鉛めっき鋼板（比較例１〜３）は、点状欠陥の個数が１００個超で、表面外観が劣る。
【０１００】
（実施例３）
供試鋼板として、実施例１で溶製したＰ含有量が０．０１％の鋼を用い、さらに熱間圧延、酸洗による脱スケール処理、冷間圧延を施して、厚さ０．８ｍｍ、表面粗さＲａが０．５μｍの鋼板を準備した。準備した供試鋼板を図６に示した連続溶融亜鉛めっきラインに装入して、焼鈍後、亜鉛めっき浴に浸漬通板して亜鉛めっきを行い、ガスワイピングノズルでめっき付着量を片面当たり６０ｇ／ｍ2に調整し、さらに冷却した後、スキンパスミルでスキンパスを行って溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。
【０１０１】
亜鉛浴組成は、Ａｌ：０．１８〜０．５０％、残部実質的にＺｎとし、めっき浴侵入板温、めっき浴温度を変えてめっきを行った。一部鋼板に対して、めっき浴中で鋼板がシンクロールに接触する前に亜鉛浴を吹き付けた。
【０１０２】
前記で製造した溶融亜鉛めっき鋼板について、実施例１と同様にして、点状の表面欠陥の個数を調査し、また外観の良否を評価した。めっき浴Ａｌ濃度、めっき浴侵入板温とめっき浴温度の条件、亜鉛浴吹き付け条件および調査結果を表３に示す。
【０１０３】
【表３】
めっき浴Ａｌ濃度が本発明範囲あり、めっき浴侵入板温とめっき浴温度が本発明範囲にある本発明法で製造された溶融亜鉛めっき鋼板（本発明例１〜１８）は、点状欠陥の個数が１００個以下で表面外観が良好である。本発明例の中では、めっき浴中で亜鉛浴を吹き付けたものの方が、点状欠陥の個数がより少なく、表面外観がより優れる。
【０１０５】
これに対して、めっき浴侵入板温およびめっき浴温度の何れかが本発明範囲を外れる条件で製造された溶融亜鉛めっき鋼板（比較例１〜３）は、点状欠陥の個数が１００個超で、表面外観が劣る。
【０１０６】
（実施例４）
供試鋼板として、実施例１で溶製したＰ含有量が０．０１％の鋼を用い、さらに熱間圧延、酸洗による脱スケール処理、冷間圧延を施して、厚さ０．８ｍｍ、表面粗さＲａが０．５μｍの鋼板を準備した。準備した供試鋼板を図６に示した連続溶融亜鉛めっきラインに装入して、焼鈍後、亜鉛めっき浴に浸漬通板して亜鉛めっきを行い、ガスワイピングノズルでめっき付着量を片面当たり６０ｇ／ｍ2に調整し、さらに冷却した後、スキンパスミルでスキンパスを行って溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。
【０１０７】
亜鉛浴組成は、Ａｌ：０．１８％、残部実質的にＺｎとし、めっき浴侵入板温、めっき浴温度はいずれも４４０℃とし、ガスワイピング後冷却するまでの時間を変えた。一部鋼板に対して、めっき浴中で鋼板がシンクロールに接触する前に亜鉛浴を吹き付けた。
【０１０８】
前記で製造した溶融亜鉛めっき鋼板について、実施例１と同様にして点状の表面欠陥の個数を調査し、さらにスパングル模様、サザナミ模様の状態を目視観察で評価した。スパングル模様、サザナミ模様は下記基準で評価した。
（スパングル模様）上記溶融亜鉛めっき鋼板において、表面を光学顕微鏡で観察し、写真撮影を行った後に、その写真上でスパングルの粒径を測定した。
微小：０．２ｍｍ未満
小：０．２〜０．５ｍｍ
大：０．５ｍｍ超
（サザナミ模様）上記溶融亜鉛めっき鋼板において、ストリップ進行方向に８ｍｍの長さに渡って測定し、その高低差をさざなみ高さとした。
優：１μｍ未満
良：１〜２μｍ
劣：２μｍ超
めっき浴Ａｌ濃度、めっき浴侵入板温とめっき浴温度の条件、亜鉛浴吹き付け条件および調査結果を表４に示す。
【０１０９】
【表４】
めっき浴Ａｌ濃度とめっき浴侵入板温とめっき浴温度が本発明範囲にあり、さらにガスワイピング後の冷却時間が本発明範囲内にある条件で製造された溶融亜鉛めっき鋼板（本発明例１〜６）は、点状欠陥の個数が１００個以下でスパングル模様が小さく且つサザナミ模様も少なく、表面外観が良好である。本発明例の中では、めっき浴中で亜鉛浴を吹き付けたものの方が、点状欠陥の個数がより少なく、表面外観がより優れる。
【０１１１】
これに対して、ガスワイピング後の冷却時間が本発明範囲を外れる条件で製造された溶融亜鉛めっき鋼板（比較例１、２）は、スパングル模様、サザナミ模様の何れかが目立ち、表面外観が劣る。
【０１１２】
（実施例５）
ＧＡ製造期間からＧＩ製造期間に変更されたＧＩ製造期間において、ＧＩ製造開始以降のめっき浴中のＡｌ濃度、Ｆｅ濃度を調査し、同時にその時に製造されていた溶融亜鉛めっき鋼板について、実施例１と同様にして、点状の表面欠陥の発生個数を調査し、さらに表面外観の良否を評価した。なお、一部鋼板に対して、めっき浴中で亜鉛浴を吹き付けた。調査に供した溶融亜鉛めっき鋼板はいずれもスキンパス後のものである。なお、調査に供する鋼板は、鋼中Ｐ含有量が０．０１％で下地鋼板粗さＲａが０．５μｍである鋼板を選んだ。
【０１１３】
調査結果を表５に示す。
【０１１４】
【表５】
めっき浴Ａｌ濃度が本発明範囲内にあり、Ｆｅ濃度が、Ａｌ濃度に対して、下記の関係式を満足する条件で製造された溶融亜鉛めっき鋼板（本発明例１〜６）は、点状欠陥の個数が１００個以下で、表面外観が良好である。本発明例の中では、めっき浴中で亜鉛浴を吹き付けたものの方が、点状欠陥の個数がより少なく、表面外観がより優れる。
【０１１６】
これに対して、Ｆｅ濃度が、Ａｌ濃度に対して、下記の関係を満足しない条件で製造された溶融亜鉛めっき鋼板（比較例１〜３）は、点状欠陥の個数が１００個超で、表面外観が劣る。
［Ｆｅ％］≦５ｘ［Ａｌ％］2−３．２５ｘ［Ａｌ％］＋０．５７５
【０１１７】
【発明の効果】
本発明によれば、めっき浴に浸漬直後に鋼板表面に強固なＦｅ−Ａｌ層を形成し、及び／又はＦｅ−Ａｌ層が欠落した場合に、該部分におけるＦｅ−Ｚｎ合金化反応（Ｏｕｔｂｕｒｓｔ反応）の速度を抑制できる。そのため、点状の表面欠陥、特に「ドロス状欠陥」に起因する点状の表面欠陥の発生を防止して、表面外観に優れる溶融亜鉛めっき鋼板を製造できる。
【０１１８】
また、本発明によれば、溶融亜鉛めっき鋼板と合金化溶融亜鉛めっき鋼板が同一の溶融亜鉛めっきラインで製造される場合において、合金化溶融亜鉛めっき製造期間から溶融亜鉛めっき鋼板製造期間に変更された際に、溶融亜鉛めっき鋼板製造期間で溶融亜鉛めっき鋼板に発生しやすいドロス性欠陥やドロス状欠陥の発生を確実に防止して、表面外観に優れた溶融亜鉛めっき鋼板を安定製造できる。
【０１１９】
本発明によれば、「スパングル模様」や「サザナミ模様」が低減されるので、表面外観に優れた溶融亜鉛めっき鋼板を安価に製造できる。
【０１２０】
本発明の溶融亜鉛めっき鋼板は、建材、家電等の用途に使用できるだけでなく、特に自動車用途への使用に好適である。
【図面の簡単な説明】
【図１】めっき浴中でドロス粒子が浮遊している状態を説明する図である。
【図２】「ドロス性欠陥」の発生原因を説明するめっき鋼板の断面模式図で、（ａ）はドロス粒子がトラップされたスキンパス工程前のめっき層の状態を示し、（ｂ）はスキンパス工程後のめっき層の状態を示す。
【図３】「ドロス状欠陥」の発生メカニズムを説明する模式図で、（ａ）〜（ｄ）はめっき浴、（ｅ）と（ｆ）はガスワイピング工程〜スキンパス工程でのメカニズムを説明する。
【図４】下地鋼板表面粗さによる「ドロス状欠陥」の抑制メカニズムを説明する模式図で、（Ａ）は表面粗さＲａが０．８μｍ超の場合、（Ｂ）は表面粗さＲａが０．８μｍ以下の場合を示す。
【図５】鋼板中のＰ含有量がＦｅ−Ｚｎ合金化速度に及ぼす影響を示す図である。
【図６】連続溶融亜鉛めっきラインの要部構成例を示す図である。
【図７】亜鉛めっき浴中で鋼板に亜鉛浴を吹き付ける場所の例を説明する図で、（ａ）は従来法、（ｂ）はめっき浴に浸漬された直後から浴中ロールに接触するまでの間で、鋼板表面に亜鉛浴を吹き付ける場合、（ｃ）は浴中ロールに接触した直後の鋼板表面に亜鉛浴を吹き付ける場合、（ｄ）はめっき浴に浸漬された直後から浴中ロールに接触するまでの間で、鋼板表面に亜鉛浴を吹き付け、さらに、浴中ロールに接触した直後の鋼板表面に亜鉛浴を吹き付ける場合を示す。
【図８】同一の連続溶融亜鉛めっきラインでＧＡとＧＩを製造する場合のめっき浴のＡｌ濃度、及びめっき浴中のドロスの存在状態を説明する概念図である。
【符号の説明】
Ｓ 鋼板
１ 熱処理炉（連続焼鈍炉）
２ スナウト
３ めっき槽
４ 溶融亜鉛浴
５ シンクロール
６ サポートロール
７ ガスワイピングノズル
８ 冷却装置
９ ドロス粒子
１１ 下地鋼板
１２ Ｆｅ−Ａｌ層（Ｆｅ−Ａｌ合金層）
１３ Ｆｅ−Ｚｎ合金
１４ めっき層
１５ 浴中ロール
２１、２２ 亜鉛浴吹き付け装置
Claims (12)
- Ｐ含有量が０．０１〜０．１質量％で、表面粗さがＲａで０．１〜０．８μｍである下地鋼板表面に、Ｚｎを９８質量％以上含有するめっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板であって、鋼板表面のＦｅ−Ａｌ層が破壊され、Ｆｅ−Ｚｎ合金化反応（Ｏｕｔｂｕｒｓｔ反応）が起こることに起因するドロス状欠陥の数が１平方メートル当たり１００個以下であることを特徴とする表面外観に優れた溶融亜鉛めっき鋼板。
- Ｚｎを９８質量％以上含有するめっき層は、Ｐｂ含有量が０．０２質量％以下であることを特徴とする請求項１に記載の表面外観に優れた溶融亜鉛めっき鋼板。
- 鋼板を、還元性あるいは非酸化性の雰囲気で焼鈍した後、大気に接触させること無く溶融亜鉛浴中に通板せしめて亜鉛めっき処理する溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法において、溶融亜鉛浴として、Ｚｎを９８質量％以上含み、該溶融亜鉛浴中に添加されるＡｌの濃度が０．１８〜０．５質量％である浴を用い、かつ、鋼板が溶融亜鉛浴に浸漬された直後から浴中ロールに接触するまでの間で、鋼板表面に、Ｚｎを９８質量％以上、Ａｌを０．１８〜０．５質量％含み、板面位置での板面に垂直方向の流速が１．０〜５ｍ／秒の範囲内にある亜鉛浴を吹き付けることを特徴とする表面外観に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- 鋼板を、還元性あるいは非酸化性の雰囲気で焼鈍した後、大気に接触させること無く溶融亜鉛浴中に通板せしめて亜鉛めっき処理する溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法において、溶融亜鉛浴として、Ｚｎを９８質量％以上含み、該溶融亜鉛浴中に添加されるＡｌの濃度が０．１８〜０．５質量％である浴を用い、かつ、浴中ロールに接触した直後の鋼板表面に、Ｚｎを９８質量％以上、Ａｌを０．１８〜０．５質量％含み、板面位置での板面に垂直方向の流速が１．０〜５ｍ／秒の範囲内にある亜鉛浴を吹き付けることを特徴とする表面外観に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- 鋼板を、還元性あるいは非酸化性の雰囲気で焼鈍した後、大気に接触させること無く溶融亜鉛浴中に通板せしめて亜鉛めっき処理する溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法において、溶融亜鉛浴として、Ｚｎを９８質量％以上含み、該溶融亜鉛浴中に添加されるＡｌの濃度が０．１８〜０．５質量％である浴を用い、かつ、鋼板が溶融亜鉛浴に浸漬された直後から浴中ロールに接触するまでの間で、鋼板表面に、Ｚｎを９８質量％以上、Ａｌを０．１８〜０．５質量％含み、板面位置での板面に垂直方向の流速が１．０〜５ｍ／秒の範囲内にある亜鉛浴を吹き付け、さらに、浴中ロールに接触した直後の鋼板表面に、Ｚｎを９８質量％以上、Ａｌを０．１８〜０．５質量％含み、板面位置での板面に垂直方向の流速が１．０〜５ｍ／秒の範囲内にある亜鉛浴を吹き付けることを特徴とする表面外観に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- 鋼板を、還元性あるいは非酸化性の雰囲気で焼鈍した後、大気に接触させること無く溶融亜鉛浴中に通板せしめて亜鉛めっき処理する溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法において、溶融亜鉛浴として、Ｚｎを９８質量％以上含み、該溶融亜鉛浴中に添加されるＡｌの濃度が０．１８〜０．５質量％である浴を用い、かつ、めっき浴温度ならびに侵入板温度を４３０〜４５５℃とするとともに、請求項３〜５の何れかの項に記載の方法で、溶融亜鉛浴中で鋼板表面に亜鉛浴を吹き付けることを特徴とする表面外観に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- 請求項３〜５の何れかの項に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法において、溶融亜鉛浴として、Ｚｎを９８質量％以上含み、該溶融亜鉛浴中に添加されるＡｌの濃度が０．１８〜０．５質量％である浴に代えて、Ｚｎを９８質量％以上含み、該溶融亜鉛浴中に添加されるＡｌの濃度が０．１８〜０．３質量％である浴を用い、また鋼板表面に吹き付ける亜鉛浴として、Ａｌを０．１８〜０．５質量％含む亜鉛浴に代えて、Ａｌを０．１８〜０．３質量％含む亜鉛浴を用い、更に、浴を分析して検出されるＦｅ濃度が、
［Ｆｅ％］≦５ｘ［Ａｌ％］２−３．２５ｘ［Ａｌ％］＋０．５７５
を満たす条件にて製造することを特徴とする表面外観に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 - 鋼板は、表面粗さがＲａで０．１〜０．８μｍであることを特徴とする請求項３〜７の何れかの項に記載の表面外観に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- 鋼板は、Ｐ含有量が０．０１〜０．１質量％であることを特徴とする請求項３〜７の何れかの項に記載の表面外観に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- 鋼板は、Ｐ含有量が０．０１〜０．１質量％で、表面粗さがＲａで０．１〜０．８μｍであることを特徴とする請求項３〜７の何れかの項に記載の表面外観に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- 溶融亜鉛浴中に含有されるＰｂの濃度を０．０２質量％以下とすることを特徴とする請求項３〜１０の何れかの項に記載の表面外観に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- ガスワイピングを行ってから２〜５秒経過後かつめっき層が凝固する以前に鋼板を冷却することを特徴とする請求項３〜１１の何れかの項に記載の表面外観に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
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