JPH07228944A - 合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【目的】プレス成形性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼
板の外観上の美麗さを更に向上させる。 【構成】wt％でC:0.0035％以下、N:0.0035％以下で、T
i: 0.01〜0.15％を含む鋼板で、鋼板上のある１点にお
ける最表層の平均フェライト粒径ｄ₁ と、その点から少
なくとも10ｍｍ以上離れた点における最表層の平均フェ
ライト粒径ｄ₂ の比をＲとし、同一板幅方向の少なくと
も２箇所以上のＲの平均値Ｒ_meanが0.9 〜1.1 である、
又は鋼板最表層のフェライトの(200) 面と(222) 面のＸ
線ピーク強度比Ｉ₍₂₀₀₎ ，Ｉ₍₂₂₂₎ の比をｘ＝Ｉ₍₂₂₂₎
／Ｉ₍₂₀₀₎ とし、鋼板上のある１点におけるｘの値（ｘ
₁ ）と、その点から板幅方向に少なくとも10mm以上離れ
た点におけるｘの値（ｘ₂ ）の比をＲとして、同一板幅
方向の少なくとも２箇所以上のＲの平均値Ｒ_meanが0.5
以上2.0 以下である合金化溶融亜鉛めっき鋼板。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、表面外観に優れ、かつ
プレス成形性にも優れた合金化溶融亜鉛めっき用鋼板及
びその製造方法に関する。

【０００２】

【従来の技術】近年、自動車の防錆性能の向上を目的と
して、自動車車体には合金化溶融亜鉛めっき用鋼板が多
用されるようになってきている。とくに最近では、外板
材にも使用されるようになってきているため、外観上の
美しさがとくに重要になってきている。一方、車体軽量
化の観点から、車体部品の一体成形化や鋼板の板厚減少
が要求されるようになってきたために、今まで以上にプ
レス成形性が高い鋼板が必要とされ、鋼中の固溶Ｃ、Ｎ
をＴｉなどで炭窒化物として析出固定したいわゆるＩＦ
（Interstitial Free ）鋼が使われるようになった。し
かし、Ｔｉを添加したＩＦ鋼（以下、Ｔｉ−ＩＦ鋼と略
称する）を合金化溶融亜鉛めっき用鋼板の下地として用
いた場合、Ｔｉ添加鋼に特有の線状の合金化ムラ（以
下、スジムラ）が発生し、表面外観が著しく劣化するこ
とが知られている。

【０００３】例えば、特開平２−３４７２２号に開示さ
れているように、ＩＦ鋼を用いることによって、従来低
炭素アルミキルド鋼に比べて、そのプレス成形性は飛躍
的に向上する。しかし、この技術はプレス成形性のみに
着目した技術であって、表面外観の向上に関しては、何
ら記載がない。また、Ｔｉ−ＩＦ鋼の表面外観に着目し
た技術は、特開平２−３８５５０号公報に開示されてい
る。この公報には、スジムラの原因は表面の微細結晶粒
の影響によるものであって、スジムラの解消方法とし
て、表面の結晶粒をプレ焼鈍などによって粗大化させる
方法と、熱延板・冷間圧延板の表面を研削する方法が開
示されている。いずれの方法においても、通常の合金化
溶融亜鉛めっき用鋼板の製造工程に、さらに工程を増や
すものであって、製造コストが著しく高くなる問題があ
る。さらに、プレ焼鈍による方法では、内層部まで結晶
粒が粗大化するため、加工性の低下や加工時に肌荒れの
問題を起こす可能性が高くなる。一方、表面を研削する
方法では、研削屑による工場内の環境悪化や、歩留低下
・生産性の著しい低下などを招く。従って、この技術は
表面外観に優れた合金化溶融亜鉛めっき用鋼板を製造す
る方法としては問題がある。また、これらＩＦ鋼の高強
度化の手段としては、特開平２−１８５９４９号に開示
されているように、鋼中にＳｉ，Ｍｎ，Ｐ等の固溶強化
元素を添加するのが一般的である。しかし、鋼中にＰを
添加してＩＦ鋼を強化した場合、圧延方向に長いスジ状
模様（以下、スジムラ）が発生することがしばしばあ
る。このスジムラが発生するため、自動車外板用途には
使用できないこと多々ある。前記開示技術においては、
鋼板の高強度化と成形性の向上のみに主眼をおいてお
り、外観の美麗さの向上に関しては何ら意図されていな
い。いずれにしても、従来の技術においては、プレス成
形性と表面外観の両者を同時に満足する技術にはなって
いない。

【０００４】

【発明が解決しようとする課題】上述したように、ほと
んどの従来技術においては、プレス成形性の向上を第１
に考えられており、表面外観の向上についてはあまり意
図されていない。表面外観の問題を解決しようとする技
術もあるが、必然的にコスト高を招き、工業的に製造す
るには問題がある。

【０００５】従って、本発明はプレス成形性に優れた合
金化溶融亜鉛めっき用鋼板の表面外観を、さらに向上さ
せて、しかも低コストで製造することを目的としてなさ
れたものである。

【０００６】

【課題を解決するための手段】本発明者らは、かかる目
的を達成するために研究した結果、以下の知見を見出だ
し、本発明を完成するに至った。すなわち、 (1) 表面外観の美麗な高強度合金化溶融亜鉛めっき用鋼
板を得るために重要なことは、焼鈍後のめっき直前の下
地鋼板の最表面のフェライト粒の粒度分布が重要である
ことを発見した。すなわち、スジムラが発生した鋼板の
めっき皮膜を希硫酸で溶解除去して、表面よりフェライ
ト粒の分布を調べたところ、スジムラのあった部分直下
の鋼板表面にある結晶粒の平均粒径は、正常部と比べて
大きいことがわかった。また、正常部とスジムラ部の平
均フェライト粒径の差が小さくなるほど、スジムラとし
て目立たなくなることが判明したのである。以上の結果
から本発明者らは、このようなスジムラは下地鋼板表面
のフェライト結晶粒径の分布が均一でなく、特に結晶粒
径の大きい領域がスジ状に存在するため、正常部と比べ
て合金化速度が遅くなり、最終的にできるめっき皮膜の
表面形態が異なるために発生することを新規に知見し
た。

【０００７】この知見に基づく発明は、以下の通りであ
る。重量％で、Ｃ：０．００４０％以下、Ｎ：０．００
４０％以下、Ｔｉ：０．０１〜０．１５％を含有する鋼
板において、鋼板上のある１点における最表面の平均フ
ェライト粒径ｄ₁ と、その点から少なくとも１０ｍｍ以
上離れた点における最表面の平均フェライト粒径ｄ₂ の
比をＲ（＝ｄ₁ ／ｄ₂ ）と定義して、同一板幅方向の少
なくとも２箇所以上のＲの平均値Ｒ_meanが０．９以上、
１．１以下であることを特徴とする合金化溶融亜鉛めっ
き用鋼板である。

【０００８】ここで、鋼板は、重量％で、さらにＳｉ：
０．０５％以下、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｐ：０．０
２〜０．１００％、Ｓ：０．０１５％以下、ｓｏｌ．Ａ
ｌ：０．０２〜０．１％を含有するものでもよいし、ま
た鋼板が、重量％で、さらにＳｉ：０．０５％以下、Ｍ
ｎ：０．５％未満、Ｐ：０．０２％未満、Ｓ：０．０１
５％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２〜０．１％を含有す
るでもよい。また、重量％で０．００１〜０．０２０％
のＮｂをさらに含有するものでもよいし、重量％で０．
０００１〜０．００２０％のＢをさらに含有するもので
もよい。これらの鋼板は焼鈍後溶融亜鉛めっきを施さ
れ、合金化処理されて合金化溶融亜鉛メッキ鋼板となる
が、その表面にＦｅ含有率が５０％以上のＦｅ−Ｚｎ系
めっき層などの溶融亜鉛めっき層を形成すれば、一段と
優れたプレス成形性を発揮することができる。

【０００９】(2) さらに本発明者は、表面外観の美麗な
合金化溶融亜鉛めっき用鋼板を得るためには、焼鈍後の
下地鋼板の最表面の集合組織を制御することが重要であ
ることも新規に知見した。すなわち、スジムラの発生し
た鋼板のめっき皮膜を希塩酸で溶解除去し、皮膜直下の
結晶粒の集合組織をＸ線回折により測定したところ、正
常部とスジムラ部では鋼板最表面の集合組織に差がある
ことが判明した。とくに、（２２２）面と（２００）面
の回折強度に差が大きいほど、スジムラとして目立つよ
うになることが判明したのである。このように、下地鋼
板の最表面フェライトの集合組織が板幅方向に不均一で
あると各フェライト結晶粒上での合金化速度に差が生
じ、全体としてスジムラと認識されるようになること，
それによって、表面外観の向上のためには、下地鋼板表
面の集合組織を均一にすることが重要であることを見出
だした。

【００１０】この知見に基づく発明は、以下の通りであ
る。重量％で、Ｃ：０．００４０％以下、Ｎ：０．００
４０％以下、Ｔｉ：０．０１〜０．１５％を含有する鋼
板において、鋼板最表面のフェライトの（２００）面と
（２２２）面のＸ線ピーク強度比（Ｉ／Ｉ₀ ）をそれぞ
れＩ₍₂₀₀₎ ，Ｉ₍₂₂₂₎ とするとき、それらの比をｘ＝Ｉ
₍₂₂₂₎ ／Ｉ₍₂₀₀₎ と定義し、鋼板上のある１点における
ｘの値（ｘ₁ ）と、その点から板幅方向に少なくとも１
０ｍｍ以上離れた点におけるｘの値（ｘ₂ ）の比をＲ
（＝ｘ₁ ／ｘ₂ ）と定義して、同一板幅方向の少なくと
も２箇所以上のＲの平均値Ｒ_meanが０．５以上、２．０
以下であることを特徴とする、表面外観およびプレス成
形性に優れた合金化溶融亜鉛めっき用鋼板である。

【００１１】ここで、鋼板が、重量％で、さらにＳｉ：
０．０５％以下、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｐ：０．０
２〜０．１００％、Ｓ：０．０１５％以下、ｓｏｌ．Ａ
ｌ：０．０２〜０．１％を含有するものでもよいし、鋼
板が、重量％で、さらにＳｉ：０．０５％以下、Ｍｎ：
０．５％未満、Ｐ：０．０２％未満、Ｓ：０．０１５％
以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２〜０．１％を含有するも
のでもよい。また、鋼板は、重量％で０．００１〜０．
０２０％のＮｂをさらに含有するもの、又は重量％で
０．０００１〜０．００２０％のＢをさらに含有するも
のでもよい。これらの鋼板は焼鈍後溶融亜鉛めっきを施
され合金化処理されて、合金化溶融亜鉛メッキ鋼板とな
るが、その表面にはＦｅ含有率が５０％以上のＦｅ−Ｚ
ｎ系めっき層などを形成すれば、一段と優れたプレス成
形性を発揮することができる。

【００１２】(3) さらに本発明者は、焼鈍後の下地鋼板
のフェライト粒径分布及び集合組織の不均一性が起こる
原因を調査し、以下の知見を得た。すなわち、Ｔｉ−Ｉ
Ｆ鋼では、鋼中のＴｉはＣ、Ｓ、Ｎ，Ｐと結びついてＴ
ｉＣ、Ｔｉ₄ Ｃ₂ Ｓ₂ ，ＴｉＳ、ＴｉＮ，ＦｅＴｉＰ等
の析出物となる。これらの析出物は、スラブ鋳造時すで
に析出しているが、その量・大きさには鋳造組織に起因
する場所的なばらつきが存在する。スラブ加熱の時点
で、これらの析出物は、再溶解したり粗大化したりし、
場所的なばらつきがいっそう顕著になる。これらの析出
物の不均一な再溶解・再析出挙動によって、析出物の析
出形態（大きさ）が場所的に異なる結果、フェライト粒
成長性に差が生じ、冷圧・焼鈍後の表層再結晶粒径、あ
るいは結晶方位分布にムラが生じることが新たに判明し
た。

【００１３】一般に、Ｔｉ−ＩＦ鋼では、低炭素アルミ
キルド鋼に比べて結晶粒界の清浄度が高いため、合金化
処理時にアウトバースト反応と呼ばれる、結晶粒界での
急激なＦｅ−Ｚｎ反応が起こりやすく、合金化速度はこ
の反応に律速されている。しかし、本発明者らの研究に
よれば、このアウトバースト反応はすべての結晶粒界で
同時に発生するのでなく、（１００）面とそれに結晶学
的に近い方位を持った結晶の周りの結晶粒界で起こりや
すいことを発見した。従って、上述のように、再結晶焼
鈍後の鋼板表層に存在する結晶粒径或いは結晶方位にム
ラが存在すると、合金化反応が均一に起こらず、局部的
に合金化の速度が異なることになる。合金化処理が終了
した後に、局部的な合金化度のムラが残存し、スジムラ
として観察されるのである。以上の検討結果から本発明
者らは、このムラを生じさせないためには鋼板中の析出
物の析出形態（大きさ）を均一にすればよく、そのため
には適切なスラブ加熱温度が存在し、しかもその加熱温
度はＴｉ添加量或いはＴｉ，Ｐ添加量によって適正範囲
が異なることを、新規に知見した。

【００１４】この知見に基づく発明は、以下の通りであ
る。重量％で、Ｃ：０．００４０％以下、Ｓｉ：０．０
５％以下、Ｍｎ：０．５％未満、Ｐ：０．０２％未満、
Ｓ：０．０１５％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２〜０．
１％、Ｎ：０．００４０％以下、Ｔｉ：０．０１〜０．
１５％を含有するスラブを下式Ａで規定された温度Ｔ
で、３０分以上均熱した後、熱間圧延して５００℃以上
７００℃以下の温度でコイルに巻取り、次いで圧下率：
６０％以上で冷間圧延し、更に再結晶温度以上Ａｃ₃ 変
態点以下で焼鈍した後、溶融亜鉛めっきを施し、しかる
後４５０〜６００℃の温度で合金化処理を行うことを特
徴とする表面外観およびプレス成形性に優れた合金化溶
融亜鉛めっき用鋼板の製造方法。

【００１５】 −６１５［％Ｔｉ］＋１１６０≦Ｔ≦−３８５［％Ｔｉ］＋１２３０ …（Ａ） 若しくは、重量％で、Ｃ：０．００４０％以下、Ｓｉ：
０．０５％以下、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｐ：０．０
２〜０．１％、Ｓ：０．０１５％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：
０．０２〜０．１％、Ｎ：０．００４０％以下、Ｔｉ：
０．０１〜０．１５％を含有するスラブを１１００℃以
上、−４００（［％Ｔｉ］＋［％Ｐ］）＋１２５０℃以
下で、３０分以上均熱処理した後、熱間圧延して５００
℃以上７００℃以下の温度でコイルに巻取り、次いで圧
下率：６０％以上で冷間圧延し、更に再結晶温度以上Ａ
ｃ₃ 変態点以下で焼鈍した後、溶融亜鉛めっきを施し、
しかる後、４５０〜６００℃の温度で合金化処理を行う
ことを特徴とする、表面外観およびプレス成形性に優れ
た高強度合金化溶融亜鉛めっき用鋼板の製造方法であ
る。

【００１６】ここで、スラブは、重量％で０．００１〜
０．０２０％のＮｂを含有するもの、重量％で０．００
０１〜０．００２０％のＢをさらに含有するものでもよ
い。こ；れらの鋼板には、焼鈍後溶融亜鉛めっきを施さ
れ合金化処理されて、合金化溶融亜鉛メッキ鋼板となる
が、その表面にはＦｅ含有率が５０％以上のＦｅ−Ｚｎ
系めっき層などを形成すれば、一段と優れたプレス成形
性を発揮することができるＦｅ含有率が５０％以上のＦ
ｅ−Ｚｎ系めっき層が形成されている。

【００１７】

【作用】

(1) 鋼成分の限定理由 Ｃ：Ｃは高ｒ値を達成するためには低い方がよいが、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
０．００４％とした。

【００１８】Ｎ：Ｎは高ｒ値を得るためには、少ないほ
うが望ましいが、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０．００４％とした。 Ｔｉ：Ｔｉは鋼中の固溶Ｃ，Ｎを析出物として固定し、
高ｒ値を得るために添加するが、含有量が多すぎると本
発明の目的であるスジムラの発生防止を図ることが困難
となる。従ってＴｉ含有量を限定した理由は、０．０１
％未満では高ｒ値を得るという効果がなく、０．１５％
を越えて含有してもその効果が飽和するばかりか、スジ
ムラを抑制することが難しくなるためである。好適なＴ
ｉ含有量は、０．０２〜０．１５％である。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（atomic ratio）≧４の範囲に限定するこ
とが望ましい。ただし、Ｔｉ^* ＝Ｔｉ−４８／３２Ｓ−
４８／１４Ｎ Ｎｂ：Ｎｂもスジムラの軽減に対して効果がある。これ
は、少量のＮｂ添加により鋼中にはＮｂＣが形成され、
これが焼鈍時にフェライト中に再固溶するため、一部の
Ｃがフェライト粒界に偏析するようになり、粒界におけ
るアウトバースト反応を抑制するためである。しかし、
０．００１％未満ではその効果がなく、０．０２０％を
越えて含有しても、効果が飽和するばかりか、鋼板の成
形性を低下させるため、この範囲に限定した。

【００１９】Ｓｉ：Ｓｉは強化元素として、鋼板の降伏
強度および引張強度の上昇に有効な元素であるが、０．
０５％を越えて含有すると、鋼板のｒ値を劣化させるば
かりか、合金化時に鋼中Ｓｉに起因するスジムラが生
じ、外観特性を劣化させるため、０．０５％以下に限定
した。

【００２０】Ｍｎ：ＭｎもＳｉと同様に、鋼板の強度上
昇に対して有効であるが、その含有量が多くなると鋼板
のｒ値を劣化させる。従って、その含有量を２．５％以
下とする。なお、優れた深絞り性が要求される軟質材で
は、０．５％未満とすることが望ましいが、深絞り性と
共に強度が要求される高強度材向けには０．５％〜２．
５％の範囲で添加すれば良い。

【００２１】Ｐ：Ｐは、最も安価に鋼を強化できるが、
その含有量が多くなると合金化を抑制して合金化ムラを
生じさせ、表面特性を劣化させる。従って、その含有量
を０．１％以下とする。

【００２２】ただし、後述するように、Ｍｎ、Ｐの含有
量に応じて、均熱温度の制御を変えるのが望ましい。す
なわち、Ｍｎ：０．５％未満、Ｐ：０．０２％未満の場
合は、Ｔｉ含有量に応じて均熱温度範囲を設定し、Ｍ
ｎ：０．５％〜２．５％、Ｐ：０．０２％〜０．１％の
場合は、Ｔｉ，Ｐの含有量に応じて均熱温度範囲を設定
するのが好ましい。

【００２３】Ｓ：Ｓは鋼板の延性を劣化させるため、で
きる限り低減したほうが望ましい。しかし、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０．０１
５％とした。

【００２４】ｓｏｌ．Ａｌ：Ａｌは脱酸のために０．０
２％以上必要であるが、あまり多量に添加するとコスト
の上昇を招くため、その上限を０．１０％とした。 Ｂ：Ｂは本発明の中で、重要な添加元素の一つである。
すなわち、Ｂ添加によりフェライト結晶粒界における反
応性が低下するためアウトバースト反応が抑制され、ス
ジムラを軽減することができる。粒径分布の制御或いは
表層集合組織の制御によるスジムラの軽減が不可能な場
合、Ｂを添加することによって、スジムラを解消でき
る。０．０００１％未満ではその効果がなく、０．００
２０％を超えて含有すると鋼板の成形性を著しく低下さ
せるため、この範囲に限定した。

【００２５】(2) 結晶粒径の限定理由 本発明において、結晶粒径の比は以下の実験等に基づい
て限定された。表１、表２に示す成分の鋼を１１５０〜
１２５０℃で加熱した後、熱間圧延して板厚を３．２ｍ
ｍとし、５５０〜７００℃でコイルに巻き取った。酸洗
後、０．７ｍｍまで冷間圧延して、８００〜８８０℃で
連続焼鈍した後、片面当たり６０ｇ／ｍ² の溶融亜鉛め
っきを施し、その後４６０〜５５０℃で合金化処理を行
った。得られた鋼板に０．７％の調質圧延を施し、供試
材とした。得られた鋼板の外観上の美しさを美麗度とし
て５段階評価した。ただし、最高の外観を５点（スジム
ラ全くなし）、最低の外観を１点（スジムラ顕著）とし
た。また、外観上の特徴から判断できる正常合金化部と
異常合金化部において、めっき皮膜を５％ＨＣｌ水溶液
で溶解除去後、直下の鋼板表面のフェライト粒を観察
し、平均粒径を測定した。平均粒径の測定方法は、ＪＩ
Ｓ Ｇ０５５２の切断法に準拠し、粒度番号から平均粒
径に換算した。ただし、正常部の最表層の平均粒径をｄ
₁ 、スジムラ部の最表層の平均粒径をｄ₂ としてＲを求
めた。また、スジムラの発生しなかった場合は、便宣的
にコイル長手方向の中央部で、かつ板幅方向の中央部に
おけるｄ₁ と、その点からライン進行方向に向かって右
側に３０ｍｍ離れた点におけるｄ₂ とを測定し、Ｒ₁ を
求めた。さらにＲ₁ を測定した点と同一の板幅方向にお
いて、ｄ₂ を測定したサンプルを採取した場所からライ
ン進行方向に向かって右側に３０ｍｍ離れた点における
ｄと、その点からさらにライン進行方向に向かって右側
に３０ｍｍ離れた点におけるｄを測定し、Ｒ₂ を求め
た。この操作をライン進行方向に向かって右側に７回繰
り返し、全てのＲ値から平均のＲ値（Ｒ_mean）を求め
た。

【００２６】Ｒ_meanで外観上の美麗度を整理すると、図
１（表１の鋼組成の場合）、図２（表２の鋼組成の場
合）のようになる。いずれもＲ_meanの値が０．９〜１．
１の範囲で、表面外観の美しい合金化溶融亜鉛めっき鋼
板が得られている。

【００２７】本発明者らは、表１、表２の鋼の他、種々
の鋼について検討を重ねた結果、本発明範囲の鋼成分範
囲では、Ｒ_meanの値が０．９〜１．１の範囲にあれば、
表面外観を美麗なものにすることができることを新規に
知見した。このため、粒径比Ｒ_meanを０．９〜１．１の
範囲に限定した。

【００２８】

【表１】

【００２９】

【表２】

【００３０】(3) 集合組織の限定理由 本発明において、以下の実験等に基づいて下地鋼板最表
層の集合組織を前述のごとく限定した。

【００３１】表１、表２に示す成分の鋼を１１５０〜１
２５０℃で加熱した後、熱間圧延して板厚を３．２ｍｍ
とし、５５０〜７００℃でコイルに巻き取った。酸洗
後、０．７ｍｍまで冷間圧延して、８００〜８８０℃で
連続焼鈍した後、片面当たり６０ｇ／ｍ² の溶融亜鉛め
っきを施し、その後４６０〜５５０℃で合金化処理を行
った。得られた鋼板に０．７％の調質圧延を施し、製品
とした。得られた鋼板の外観上の美しさを美麗度として
５段階評価した。ただし、最高の外観を５点（スジムラ
全くなし）、最低の外観を１点（スジムラ顕著）とし
た。また、外観上の特徴からスジムラと判断できる部分
と正常部のめっき皮膜直下の下地鋼板のＸ線回折強度を
測定した。また、スジムラの発生しなかった場合は、便
宣的にコイル長手方向の中央部で、かつ板幅方向の中央
部におけるｘ₁ と、その点からライン進行方向に向かっ
て右側に４０ｍｍ離れた点におけるｘ₂ とを測定し、Ｒ
₁ を求めた。さらにＲ₁ を測定した点と同一の板幅方向
において、ｘ₂ を測定したサンプルを採取した場所から
ライン進行方向に向かって右側に４０ｍｍ離れた点にお
けるｘと、その点からさらにライン進行方向に向かって
右側に４０ｍｍ離れた点におけるｘを測定し、Ｒ₂ を求
めた。この操作をライン進行方向に向かって右側に７回
繰り返し、全てのＲ値から平均のＲ値（Ｒ_mean）を求め
た。また、このときのＸ線回折用サンプルのサイズは２
８ｍｍφで、めっき皮膜を希塩酸で剥離した後、Ｘ線回
折を行った。

【００３２】得られた結果を図３，図４に示す。Ｒ_mean
の値が０．５〜２．０の範囲で表面外観の美麗な合金化
溶融亜鉛めっき鋼板が得られている。ここで、本明細書
において、上記Ｘ線回折強度は、Ｘ線源としてＭｏ管球
を用い、加速電圧４０ｋＶ、電流３０ｍＡの条件で測定
した値であって、Ｉ₍₂₂₂₎ ，Ｉ₍₂₀₀₎ は下記により定義
する。

【００３３】 Ｉ_(hkl) ＝［Ｉ_(hkl)m−Ｉ_B ］／Ｉ_(hkl)s Ｉ_(hkl)m：（ｈｋｌ）面の強度カウント Ｉ_B ：バックグラウンド強度 Ｉ_(hkl)s：還元Ｆｅ標準試料の（ｈｋｌ）面の積分強度 本発明者らは、表１，表２の鋼の他、種々の鋼について
同様の検討を重ねた結果、本発明の鋼成分範囲内におい
ては、Ｒ_meanが０．５〜２．０の範囲内にあれば、スジ
ムラは全く発生せず、表面外観の優れた鋼板が製造でき
ることを知見したのである。また、本発明によれば、表
層の集合組織を前述のように制御するが、板厚方向の集
合組織は従来鋼板のまま保たれるため、プレス成形性を
劣化させることはない。従って、本発明により、表面外
観の美麗さと優れたプレス成形性を兼ね備えた合金化溶
融亜鉛めっき鋼板が製造可能となるものである。

【００３４】(4) 製造方法の限定理由 4.1 Ｔｉ含有量に基づく温度制御（Ｐ：０．０２％未満
の場合） 表３に示す成分の鋼を溶製してスラブとし、１０５０〜
１３００℃の温度で６０分間均熱した後、熱間圧延して
板厚を３．２ｍｍとし、６４０℃でコイルに巻き取っ
た。得られた熱延板を酸洗して、０．８ｍｍまで冷間圧
延して、８３０℃の温度で連続焼鈍した後、片面あたり
６０ｇ／ｍ² の溶融亜鉛めっきを施し、直ちに５１０℃
の温度で合金化処理を行い、０．７％の調質圧延を行っ
た。得られた製品の外観特性を５段階で評価した（１：
悪い……５：良）。得られた結果を図５に示す。外観の
評点で４点以上のものを得るためには、適正なスラブ加
熱温度が存在することがわかる。これを回帰式で表す
と、以下のようになる。

【００３５】 −６１５［％Ｔｉ］＋１１６０≦Ｔ≦−３８５［％Ｔｉ］＋１２３０ (A) 本発明者らは、種々の成分の鋼について同様の実験を行
い、本発明の鋼成分の範囲においては、上式が成り立つ
ことを発見した。

【００３６】前述のごとく、式Ａで規定された温度範囲
内で３０分以上均熱する。ここで、スラブ均熱時間を３
０分以上とするのは、スラブ鋳造時に形成された析出物
を十分成長させることによって、均一化を図るためで、
３０分未満では析出物の析出が十分ではない。なお、上
記スラブ均熱時間は、均熱炉、均熱帯におけるスラブ滞
留時間と実質的に同等である。スラブ加熱を行った後、
熱間圧延を行う。仕上げ温度は特に規定されるものでは
ないが、望ましくはＡｒ₃ 変態点以上の温度とするのが
よい。ただし、熱間潤滑が十分になされるなどの条件が
付与される場合については、この限りではない。熱間圧
延後は５００℃から７００℃の温度範囲で巻取る。５０
０℃未満ではプレス成形性が劣化し、７００℃以上の温
度では同様にプレス成形性が劣化するのと同時に、表面
のスケール剥離性が悪化し、表面欠陥の原因となるた
め、この範囲に限定した。熱間圧延後は、常法にて酸洗
を行い、６０％以上の圧下率で冷間圧延する。これは、
６０％未満の圧下率では十分なプレス成形性が得られな
いためである。冷間圧延率の上限は、とくに限定しない
が、圧延機に対する負荷などを考慮すれば、望ましくは
９０％未満にするのがよい。冷間圧延後、再結晶焼鈍を
行うが、その温度は再結晶温度以上Ａｃ₃ 変態点未満の
温度で行うのがよい。Ａｃ₃ 変態点を越えて焼鈍する
と、プレス成形性が著しく劣化するためである。焼鈍後
は常法にて溶融亜鉛めっきを施し、目付量調整後、合金
化処理を行う。合金化温度は、４５０〜６００℃の温度
で行うのがよい。４５０℃未満では、合金化速度が遅
く、生産性を著しく劣化させるばかりか、スジムラが目
立ちやすくなるためである。一方、６００℃越えでは過
合金化しやすくなり、耐パウダリング性を劣化させるば
かりか、スジムラが目立ちやすくなるためである。合金
化処理後は、必要に応じて調質圧延を行っても良い。そ
の場合、圧下率は０．３〜２％の範囲で行うのがよい。
また、製品にさらに高いプレス成形性が必要とされる場
合には、めっき皮膜の上層にＦｅ含有率が５０％以上の
Ｆｅ−Ｚｎ合金を電気メッキしてもよい。

【００３７】

【表３】

【００３８】4.2 Ｔｉ及びＰ含有量に基づく温度制御
（Ｐ０．０２〜０．１００％の場合） 表４に示す成分の鋼を溶製してスラブとし、１１００〜
１３００℃の温度で加熱した後、熱間圧延して板厚を
３．２ｍｍとし、６４０℃でコイルに巻き取った。得ら
れた熱延板を酸洗して、０．８ｍｍまで冷間圧延して、
８３０℃の温度で連続焼鈍した後、片面あたり６０ｇ／
ｍ² の溶融亜鉛めっきを施し、直ちに５１０℃の温度で
合金化処理を行い、０．７％の調質圧延を行った。得ら
れた製品の外観特性を５段階で評価した（１：悪い……
５：良）。得られた結果を図６に示す。外観の評点で４
点以上のものを得るためには、適正なスラブ加熱上限温
度が存在し、しかも鋼中Ｔｉ量及びＰ量により変化する
ことがわかる。これを回帰式で表すと、以下のようにな
る。

【００３９】 −４００（［％Ｔｉ］＋［％Ｐ］）＋１２５０ （Ｂ） また、１１００未満で加熱を行うと、圧延負荷が増大し
て圧延機に対する負荷が大きくなるため、その下限を１
１００℃とした。

【００４０】本発明者らは、種々の成分の鋼について同
様の実験を行い、本発明の鋼成分の範囲においては、上
式が成り立つことを発見した。ここで、Ｐ添加により適
正スラブ加熱上限温度が変化する理由は、ＰがＦｅＴｉ
Ｐなどの析出物として存在するようになるためＴｉ系の
析出物の析出形態を変化させるためと考えられる。

【００４１】前述のごとく、式Ｂで規定された温度範囲
内で３０分以上均熱する。ここで、スラブ加熱時間を３
０分以上とするのは、スラブ鋳造時にできた析出物を十
分成長させることによって、均一化を図るためで、３０
分未満では析出物の析出が十分ではない。なお、上記ス
ラブ均熱時間は、均熱炉、均熱帯におけるスラブ滞留時
間と実質的に同等である。スラブ加熱を行った後、熱間
圧延を行う。仕上げ温度は特に規定されるものではない
が、望ましくはＡｒ₃ 変態点以上の温度とするのがよ
い。ただし、熱間潤滑が十分になされるなどの条件が付
与される場合については、この限りではない。熱間圧延
後は５００℃から７００℃の温度範囲で巻取る。５００
℃未満ではプレス成形性が劣化し、７００℃以上の温度
では同様にプレス成形性が劣化するのと同時に、表面の
スケール剥離性が悪化し、表面欠陥の原因となるため、
この範囲に限定した。熱間圧延後は、常法にて酸洗を行
い、６０％以上の圧下率で冷間圧延する。これは、６０
％未満の圧下率では十分なプレス成形性が得られないた
めである。冷間圧延率の上限は、とくに限定しないが、
圧延機に対する負荷などを考慮すれば、望ましくは９０
％未満にするのがよい。冷間圧延後、再結晶焼鈍を行う
が、その温度は再結晶温度以上Ａｃ₃ 変態点未満の温度
で行うのがよい。Ａｃ₃ 変態点を越えて焼鈍すると、プ
レス成形性が著しく劣化するためである。焼鈍後は常法
にて溶融亜鉛めっきを施し、目付量調整後、合金化処理
を行う。合金化温度は、４５０〜６００℃の温度で行う
のがよい。４５０℃未満では、合金化速度が遅く、生産
性を著しく劣化させるばかりか、スジムラが目立ちやす
くなるためである。一方、６００℃越えでは過合金化し
やすくなり、耐パウダリング性を劣化させるばかりか、
スジムラが目立ちやすくなるためである。合金化処理後
は、必要に応じて調質圧延を行っても良い。その場合、
圧下率は０．３〜２％の範囲で行うのがよい。また、製
品にさらに高いプレス成形性が必要とされる場合には、
めっき皮膜の上層にＦｅ含有率が５０％以上のＦｅ−Ｚ
ｎ合金を電気メッキしてもよい。

【００４２】

【表４】

【００４３】

【実施例】つぎに、本発明を実施例によって説明する。 実施例１（Ｍｎ：０．５％未満、Ｐ：０．０２％未満、
粒径限定の場合） （実施例１−１）表５に示す成分の鋼を熱間圧延して板
厚を４．０ｍｍとし、６２０℃でコイルに巻き取った。
得られた熱延鋼帯を酸洗した後、０．８ｍｍまで冷間圧
延した。８５０℃で連続焼鈍した後、片面当たり４５ｇ
／ｍ² の溶融亜鉛めっきを施し、そのあと５１０℃で合
金化処理を行った。得られた鋼板に０．７％の調質圧延
を施し、製品とした。鋼板のプレス成形性を評価する指
標として、得られた製品より引張試験片を採取し（ＪＩ
Ｓ５号試験片）、ｒ値の測定を行った。ただし、ｒ値は
圧延方向に０，４５，９０度の方向をそれぞれ測定し、
下式により平均のｒ値（ｒ_mean）として評価した。ま
た、得られた鋼板の外観上の美麗度を前述の基準で５段
階評価した。

【００４４】ｒ_mean＝１／４（ｒ₀ ＋２ｒ₄₅＋ｒ₉₀） 得られた結果を図７に示す。Ｂは１ｐｐｍ以上添加すれ
ば、表面外観の向上に対して、非常に効果があるが、Ｂ
を２０ｐｐｍを超えて添加すると、ｒ_mean値の劣化が著
しくなる。

【００４５】

【表５】 （実施例１−２）表６，表７，表８に示す成分の鋼を溶
製し、常法にて熱間圧延を行い、熱延コイルとした。得
られた熱延鋼帯を常法にて酸洗した後、０．７ｍｍまで
冷間圧延した。その後、連続溶融亜鉛めっきラインに
て、７７０〜８８０℃で連続焼鈍した後、片面当たり６
０ｇ／ｍ² の溶融亜鉛めっきを施し、４７０〜５５０℃
で合金化処理を行い、０．７％の伸張率で調質圧延を行
った。また、さらに一部の材料については、めっき層表
面にＦｅ−Ｚｎめっきを電気めっきし、製品とした。得
られた製品の外観を前述の評価方法によって５段階評価
した。また、製品より引張試験片を採取し、機械試験に
供した。なお、ｒ_mean値の測定方法は前述した通りであ
る。また、Ｒの測定方法も前述した通りである。得られ
た結果を表６，表７，表８に併記した。

【００４６】本発明鋼（表６、表７のＮｏ．１〜２４）
においては、いずれもｒ_mean値、表面外観ともに優れた
鋼板が得られている。しかし、表７の比較鋼２５，２
７，２８では、それぞれＣ，Ｍｎ，Ｐが多いため、ｒ
_mean値が低く、比較鋼２６ではＳｉが多いため、表面外
観が劣化している。また、比較鋼２９ではＴｉが少ない
ため、ｒ_mean値が低く、比較鋼３０ではＢが多いため、
ｒ_mean値が劣化している。さらに、比較鋼３１，３２，
３３（表８）ではＲ_meanが本発明の範囲外にあるため、
表面外観が劣化している。また、表８の比較鋼３４では
Ｎｂが多いためｒ_mean値が劣化し、比較鋼３５ではＴｉ
が多いためＲ_meanが本発明範囲外となり、表面外観が劣
化している。

【００４７】

【表６】

【００４８】

【表７】

【００４９】

【表８】

【００５０】実施例２（Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｐ：
０．０２〜０．１００％、粒径限定の場合） （実施例２−１）表９に示す成分の鋼を熱間圧延して板
厚を４．０ｍｍとし、６２０℃でコイルに巻き取った。
得られた熱延鋼帯を酸洗した後、０．８ｍｍまで冷間圧
延した。８５０℃で連続焼鈍した後、片面当たり４５ｇ
／ｍ² の溶融亜鉛めっきを施し、そのあと５１０℃で合
金化処理を行った。得られた鋼板に０．７％の調質圧延
を施し、製品とした。鋼板のプレス成形性を評価する指
標として、得られた製品より引張試験片を採取し（ＪＩ
Ｓ５号試験片）、ｒ値の測定を行った。ただし、ｒ値は
圧延方向に０，４５，９０度の方向をそれぞれ測定し、
下式により平均のｒ値（ｒ_mean）として評価した。ま
た、得られた鋼板の外観上の美麗度を前述の基準で５段
階評価した。

【００５１】 ｒ_mean＝１／４（ｒ₀ ＋２ｒ₄₅＋ｒ₉₀） 得られた結果を図９に示す。Ｂは１ｐｐｍ以上添加すれ
ば、表面外観の向上に対して、非常に効果があるが、Ｂ
を２０ｐｐｍを超えて添加すると、ｒ_mean値の劣化が著
しくなる。

【００５２】

【表９】 （実施例２−２）表１０，表１１，表１２に示す成分の
鋼を溶製し、常法にて熱間圧延を行い、熱延コイルとし
た。得られた熱延鋼帯を常法にて酸洗した後、０．７ｍ
ｍまで冷間圧延した。その後、連続溶融亜鉛めっきライ
ンにて、７７０〜８８０℃で連続焼鈍した後、片面当た
り６０ｇ／ｍ² の溶融亜鉛めっきを施し、４７０〜５５
０℃で合金化処理を行い、０．７％の伸張率で調質圧延
を行った。また、さらに一部の材料については、めっき
層表面にＦｅ−Ｚｎめっきを電気めっきし、製品とし
た。得られた製品の外観を前述の評価方法によって５段
階評価した。また、製品より引張試験片を採取し、機械
試験に供した。なお、ｒ_mean値の測定方法は前述した通
りである。また、Ｒの測定方法も前述した通りである。
得られた結果を、表１０，表１１，表１２に併記した。

【００５３】本発明鋼においては、いずれもｒ_mean値、
表面外観ともに優れた鋼板が得られている。しかし、比
較鋼２２，２４では、それぞれＣ，Ｍｎが多いため、ｒ
_mean値が低くなっている。また、比較鋼２５ではＰが多
いため、ｒ_mean値が劣化しているだけでなく、表面特性
も劣化している。比較鋼２３ではＳｉが多いため、表面
外観が劣化している。また、比較鋼２６ではＮｂが多い
ため、ｒ_mean値が低く、比較鋼２７ではＢが多いため、
ｒ_mean値が劣化している。さらに、比較鋼２８，２９で
はＲ_meanが本発明の範囲外にあるため、表面外観が劣化
しており、比較鋼３０ではＴｉが多いため、Ｒ_meanが本
発明範囲外となり表面外観が劣化している。また、比較
鋼３１ではＮｂが多いためｒ_mean値が劣化し、比較鋼３
２ではＴｉが多いためＲ_meanが本発明範囲外となり、表
面外観が劣化している。

【００５４】

【表１０】

【００５５】

【表１１】

【００５６】

【表１２】 実施例３（Ｍｎ：０．５％未満、Ｐ：０．０２％未満、
集合組織限定の場合） （実施例３）表１３，表１４，表１５に示す成分の鋼
（表６，表７、表８と同じ）、を溶製し、常法にて熱間
圧延を行い、熱延コイルとした。得られた熱延鋼帯を常
法にて酸洗した後、０．７ｍｍまで冷間圧延した。その
後、連続溶融亜鉛めっきラインにて、７７０〜８８０℃
で連続焼鈍した後、片面当たり６０ｇ／ｍ² の溶融亜鉛
めっきを施し、４７０〜５５０℃で合金化処理を行い、
０．７％の伸張率で調質圧延を行った。また、さらに一
部の材料については、めっき層表面にＦｅ−Ｚｎめっき
を電気めっきし、製品とした。得られた製品の外観を前
述の評価方法によって５段階評価した。また、製品より
引張試験片を採取し、機械試験に供した。なお、ｒ_mean
値の測定方法は前述した通りである。また、Ｒ_meanの測
定方法も前述した通りである。得られた結果を、表１３
に併記した。

【００５７】本発明鋼においては、いずれもｒ_mean値、
表面外観ともに優れた鋼板が得られている。しかし、比
較鋼２５，２７，２８では、それぞれＣ，Ｍｎ，Ｐが多
いため、ｒ_mean値が低く、比較鋼２６ではＳｉが多いた
め、表面外観が劣化している。また、比較鋼２９ではＴ
ｉが少ないため、ｒ_mean値が低く、比較鋼３０ではＢが
多いため、ｒ_mean値が劣化している。さらに、比較鋼３
１，３２，３３ではＲ_meanが本発明の範囲外にあるた
め、表面外観が劣化している。また、比較鋼３４ではＮ
ｂが多いためｒ_mean値が劣化し、比較鋼３５ではＴｉが
多いため表面外観が劣化している。

【００５８】

【表１３】

【００５９】

【表１４】

【００６０】

【表１５】

【００６１】実施例４（Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｐ：
０．０２〜０．１００％、集合組織限定の場合） 表１６，表１７，表１８に示す成分の鋼（表１０、表１
１、表１２と同じ）を溶製し、常法にて熱間圧延を行
い、熱延コイルとした。得られた熱延鋼帯を常法にて酸
洗した後、０．７ｍｍまで冷間圧延した。その後、連続
溶融亜鉛めっきラインにて、７７０〜８８０℃で連続焼
鈍した後、片面当たり６０ｇ／ｍ² の溶融亜鉛めっきを
施し、４７０〜５５０℃で合金化処理を行い、０．７％
の伸張率で調質圧延を行った。また、さらに一部の材料
については、めっき層表面にＦｅ−Ｚｎめっきを電気め
っきし、製品とした。得られた製品の外観を前述の評価
方法によって５段階評価した。また、製品より引張試験
片を採取し、機械試験に供した。なお、ｒ_mean値の測定
方法は前述した通りである。また、Ｒ_meanの測定方法も
前述したとおりである。得られた結果を、表１６，表１
７，表１８に併記した。

【００６２】本発明鋼においては、いずれもｒ_mean値、
表面外観ともに優れた鋼板が得られている。しかし、比
較鋼２２，２４では、それぞれＣ，Ｍｎが多いため、ｒ
_mean値が低く、比較鋼２５ではＰが多いため、外観が劣
化している。また、比較鋼２３ではＳｉが多いため、表
面外観が劣化している。また、比較鋼２６ではＮｂが多
いため、ｒ_mean値が低く、比較鋼２７ではＢが多いた
め、ｒ_mean値が劣化している。さらに、比較鋼２８，２
９，３０ではＲ_meanが本発明の範囲外にあるため、表面
外観が劣化している。また、比較鋼３１ではＴｉが少な
いためｒ_mean値が劣化している。

【００６３】

【表１６】

【００６４】

【表１７】

【００６５】

【表１８】

【００６６】実施例５（Ｍｎ：０．５％未満、Ｐ：０．
０２％未満、均熱温度制御の場合） （実施例５−１）表１９に示す成分の鋼を溶製してスラ
ブとし、１１８０℃で６０分間均熱した後、熱間圧延し
て板厚を３．６ｍｍとし、６４０℃でコイルに巻き取っ
た。得られた熱延板を酸洗した後、０．７ｍｍまで冷間
圧延した。引き続いて、８５０℃で連続焼鈍した後、直
ちに片面あたり６０ｇ／ｍ² の溶融亜鉛めっきを施し、
５００℃で合金化処理を行い、０．７％の調質圧延を行
って製品とした。得られた製品の外観評点を前述の基準
に従って評価した。また、製品によりＪＩＳ５号試験片
を採取し、ｒ値（深絞り性）の測定を行った。得られた
結果を図９に示す。本発明範囲内においては、外観特性
及び深絞り加工性にも優れた鋼板が得られている。

【００６７】

【表１９】

【００６８】（実施例５−２）表２０に示す成分の鋼を
溶製してスラブとし、１１８０℃で５０分間均熱した
後、熱間圧延して板厚を３．６ｍｍとし、６８０℃でコ
イルに巻き取った。得られた熱延板を酸洗した後、０．
７ｍｍまで冷間圧延した。引き続いて、８５０℃で連続
焼鈍した後、直ちに片面あたり６０ｇ／ｍ² の溶融亜鉛
めっきを施し、４２０〜６３０℃で合金化処理を行い、
０．７％の調質圧延を行って製品とした。得られた製品
の外観評点を前述の基準に従って評価した。得られた結
果を図１０に示す。本発明範囲内においては、外観特性
に優れた鋼板が得られている。

【００６９】

【表２０】

【００７０】（実施例５−３）表２１、表２３、表２５
に示す成分の鋼を溶製してスラブとし、１１８０℃で４
５〜７０分間均熱した後、熱間圧延して板厚を３．２ｍ
ｍとした（資料Ｎｏ．１〜３０は実施例、Ｎｏ．４０〜
５３は組成範囲が外れている比較例、Ｎｏ．５４〜５９
は製造条件が外れている比較例）。得られた熱延板を酸
洗した後、０．８ｍｍまで冷間圧延した。引き続いて、
７８０〜９３０℃で連続焼鈍した後、４４０〜６１０℃
で合金化処理を行った後、０．５〜１．０％の調質圧延
を行って製品とした。その製造条件を表２２、表２４、
表２６に示す。また、製品の一部については、めっき層
の上層にＦｅ−Ｚｎ合金めっきを電気メッキした。得ら
れた製品により、ＪＩＳ５号試験片を採取し、引張試験
を行うと同時に、前述の基準によって製品の外観を５段
階評価した。得られた結果を表２２、表２４、表２６に
に併記した。これら表から、本発明によれば、外観特性
および成形性に優れた鋼板が製造できていることがわか
る。それに対して、比較鋼４０，４２，４３，４４で
は、それぞれＣ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓが多いため、鋼板のｒ値
が劣化しており、比較鋼４１ではＳｉが多いため、表面
外観が劣化している。また、比較鋼４５，４６では、そ
れぞれＡｌが本発明範囲外のため、ｒ値が劣化してお
り、比較鋼４７ではＮが多いため、ｒ値が劣化してい
る。また、比較鋼４８ではＴｉ量が少ないため、ｒ値が
劣化しており、比較鋼４９でｈＴｉ量が多いため、外観
が劣化している。比較鋼５０，５２は、それぞれＮｂ、
Ｂが少ないため、外観が劣化しており、比較鋼５１，５
３ではそれぞれＮｂ、Ｂが多いため、ｒ値が劣化してい
る。比較鋼５４では、加熱温度が高いため外観が劣化し
ており、比較鋼５５，５６では、巻取温度が本発明範囲
外のためｒ値が劣化している。また、比較鋼５７では、
焼鈍温度がＡｒ₃ 変態点を越えているため、ｒ値が劣化
しており、比較鋼５８，５９では合金化温度が本発明範
囲外のため、外観特性が劣化している。

【００７１】

【表２１】

【００７２】

【表２２】

【００７３】

【表２３】

【００７４】

【表２４】

【００７５】

【表２５】

【００７６】

【表２６】

【００７７】実施例６（Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｐ：
０．０２〜０．１００％、均熱温度制御の場合） （実施例６−１）表２７に示す成分の鋼を溶製してスラ
ブとし、１１８０℃で５０分間均熱した後、熱間圧延し
て板厚を３．６ｍｍとし、６４０℃でコイルに巻き取っ
た。得られた熱延板を酸洗した後、０．７ｍｍまで冷間
圧延した。引き続いて、８５０℃で連続焼鈍した後、直
ちに片面あたり６０ｇ／ｍ² の溶融亜鉛めっきを施し、
５００℃で合金化処理を行い、０．７％の調質圧延を行
って製品とした。得られた製品の外観評点を前述の基準
に従って評価した。また、製品によりＪＩＳ５号試験片
を採取し、ｒ値の測定を行った。得られた結果を図１１
に示す。本発明範囲内においては、外観特性及び深絞り
加工性にも優れた鋼板が得られている。

【００７８】

【表２７】

【００７９】（実施例６−２）表２８に示す成分の鋼を
溶製してスラブとし、１１９０℃で４０分間加熱した
後、熱間圧延して板厚を３．２ｍｍとし、６８０℃でコ
イルに巻き取った。得られた熱延板を酸洗した後、０．
８ｍｍまで冷間圧延した。引き続いて、８４０℃で連続
焼鈍した後、直ちに片面あたり６０ｇ／ｍ² の溶融亜鉛
めっきを施し、４２０〜６３０℃で合金化処理を行い、
０．７％の調質圧延を行って製品とした。得られた製品
の外観評点を前述の基準に従って評価した。得られた結
果を図１２に示す。本発明範囲内においては、外観特性
に優れた鋼板が得られている。

【００８０】

【表２８】

【００８１】（実施例６−３）表２９、表３１、表３３
に示す成分の鋼を溶製してスラブとし、所定の加熱温度
で３５〜７０分間加熱した後、熱間圧延して板厚を３．
２ｍｍとした。得られた熱延板を酸洗した後、０．８ｍ
ｍまで冷間圧延した。引き続いて、７８０〜９３０℃で
連続焼鈍した後、４４０〜６１０℃で合金化処理を行っ
た後、０．５〜１．０％の調質圧延を行って製品とし
た。その製造条件を表３０，表３２、表３４に示す。ま
た、製品の一部については、めっき層の上層にＦｅ−Ｚ
ｎ合金めっきを電気メッキした。得られた製品により、
ＪＩＳ５号試験片を採取し、引張試験を行うと同時に、
前述の基準によって製品の外観を５段階評価した。得ら
れた結果を表３０，表３２、表３４に併記した。本発明
（Ｎｏ．１〜３９）によれば、外観特性および成形性に
優れた鋼板が製造できていることがわかる。それに対し
て、比較鋼４０，４３，４５では、それぞれＣ、Ｍｎ、
Ｐが多いため、鋼板のｒ値が劣化しており、比較鋼４
２，４４ではＭｎ、Ｐが少ないため、強度が低下してい
る。また、比較鋼４１ではＳｉが多いため、表面外観が
劣化しており、比較鋼４６では、それぞれＡｌが本発明
範囲外のため、ｒ値が劣化していおり、比較鋼４７では
Ｎが多いため、ｒ値が劣化している。また、比較鋼４８
ではＴｉ量が少ないため、ｒ値が劣化しており、比較鋼
４９ではＴｉ量が多いため、外観が劣化している。比較
鋼５０，５２は、それぞれＮｂ、Ｂが少ないため、外観
が劣化しており、比較鋼５１，５３ではそれぞれＮｂ、
Ｂが多いため、ｒ値が劣化している。比較鋼５４では、
加熱温度が高いため外観が劣化しており、比較鋼５５，
５６では、巻取温度が本発明範囲外のためｒ値が劣化し
ている。また、比較鋼５７では、焼鈍温度がＡｒ₃ 変態
点を越えているため、ｒ値が劣化しており、比較鋼５
８，５９では合金化温度が本発明範囲外のため、外観特
性が劣化している。

【００８２】

【表２９】

【００８３】

【表３０】

【００８４】

【表３１】

【００８５】

【表３２】

【００８６】

【表３３】

【００８７】

【表３４】

【００８８】

【発明の効果】以上詳述したように本発明によれば、プ
レス成形性に優れ、かつ表面外観も美しい合金化溶融亜
鉛めっき鋼板が、初めて製造可能となるものであって、
この工業的な価値は高い。

【図面の簡単な説明】

【図１】表１の鋼種の外観上の美麗度とＲ_mean（平均粒
度）との関係を示す図面。

【図２】表２の鋼種の外観上の美麗度とＲ_mean（平均粒
度）との関係を示した図面。

【図３】表１の鋼種の外観上の美麗度とＲ_mean（平均Ｘ
線強度比）の関係を示す図面。

【図４】表２の鋼種の外観上の美麗度とＲ_mean（平均Ｘ
線強度比）との関係を示した図面。

【図５】合金化後の表面外観とＴｉ含有量・スラブ加熱
温度との間の関係を示す図。

【図６】合金化後の表面外観とＴｉ含有量・スラブ加熱
温度との間の関係を示す図。

【図７】Ｂ添加量の増加に伴う美麗度とｒ_mean値の変化
を示す図面。

【図８】Ｂ添加量の増加に伴う美麗度とｒ_mean値の変化
を示す図面。

【図９】合金化後の外観とｒ値を鋼中Ｂ含有量で整理し
た図。

【図１０】合金化後の外観を合金化温度で整理した結果
を示す図。

【図１１】合金化後の外観とｒ値を鋼中Ｂ含有量で整理
した図。

【図１２】合金化後の外観を合金化温度で整理した結果
を示す図。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (31)優先権主張番号 特願平5−320028 (32)優先日 平５(1993)12月20日 (33)優先権主張国 日本（ＪＰ） (72)発明者 山下 正明 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内

Claims (19)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量％で、Ｃ：０．００４０％以下、
   Ｎ：０．００４０％以下、Ｔｉ：０．０１〜０．１５％
   を含有する鋼板において、鋼板上のある１点における最
   表面の平均フェライト粒径ｄ₁ と、その点から少なくと
   も１０ｍｍ以上離れた点における最表面の平均フェライ
   ト粒径ｄ₂ の比をＲ（＝ｄ₁ ／ｄ₂ ）と定義して、同一
   板幅方向の少なくとも２箇所以上のＲの平均値Ｒ_meanが
   ０．９以上、１．１以下であることを特徴とする合金化
   溶融亜鉛めっき用鋼板。
2. 【請求項２】 鋼板が、重量％で、さらにＳｉ：０．０
   ５％以下、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｐ：０．０２〜
   ０．１００％、Ｓ：０．０１５％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：
   ０．０２〜０．１％を含有する請求項１に記載の合金化
   溶融亜鉛めっき用鋼板。
3. 【請求項３】 鋼板が、重量％で、さらにＳｉ：０．０
   ５％以下、Ｍｎ：０．５％未満、Ｐ：０．０２％未満、
   Ｓ：０．０１５％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２〜０．
   １％を含有する請求項１に記載の合金化溶融亜鉛めっき
   用鋼板。
4. 【請求項４】 重量％で０．００１〜０．０２０％のＮ
   ｂをさらに含有する請求項１乃至３のいずれか１に記載
   の合金化溶融亜鉛めっき用鋼板。
5. 【請求項５】 重量％で０．０００１〜０．００２０％
   のＢをさらに含有する請求項１乃至４のいずれか１に記
   載の合金化溶融亜鉛めっき用鋼板。
6. 【請求項６】 表面に合金化溶融亜鉛めっき層が形成さ
   れていることを特徴とする請求項１乃至５のいずれか１
   に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
7. 【請求項７】 合金化処理後の鋼板の表面にＦｅ含有率
   が５０％以上のＦｅ−Ｚｎ系めっき層が形成されている
   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。
8. 【請求項８】 重量％で、Ｃ：０．００４０％以下、
   Ｎ：０．００４０％以下、Ｔｉ：０．０１〜０．１５％
   を含有する鋼板において、鋼板最表面のフェライトの
   （２００）面と（２２２）面のＸ線ピーク強度比（Ｉ／
   Ｉ₀ ）をそれぞれＩ₍₂₀₀₎ ，Ｉ₍₂₂₂₎ とするとき、それ
   らの比をｘ＝Ｉ₍₂₂₂₎ ／Ｉ₍₂₀₀₎ と定義し、鋼板上のあ
   る１点におけるｘの値（ｘ₁ ）と、その点から板幅方向
   に少なくとも１０ｍｍ以上離れた点におけるｘの値（ｘ
   ₂ ）の比をＲ（＝ｘ₁ ／ｘ₂ ）と定義して、同一板幅方
   向の少なくとも２箇所以上のＲの平均値Ｒ_meanが０．５
   以上、２．０以下であることを特徴とする合金化溶融亜
   鉛めっき用鋼板。
9. 【請求項９】 鋼板が、重量％で、さらにＳｉ：０．０
   ５％以下、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｐ：０．０２〜
   ０．１００％、Ｓ：０．０１５％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：
   ０．０２〜０．１％を含有する請求項８に記載の合金化
   溶融亜鉛めっき用鋼板。
10. 【請求項１０】 鋼板が、重量％で、さらにＳｉ：０．
    ０５％以下、Ｍｎ：０．５％未満、Ｐ：０．０２％未
    満、Ｓ：０．０１５％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２〜
    ０．１％を含有する請求項８に記載の合金化溶融亜鉛め
    っき用鋼板。
11. 【請求項１１】 重量％で０．００１〜０．０２０％の
    Ｎｂをさらに含有する請求項８乃至１０のいずれか１に
    記載の合金化溶融亜鉛めっき用鋼板。
12. 【請求項１２】 重量％で０．０００１〜０．００２０
    ％のＢをさらに含有する請求項８乃至１１のいずれか１
    に記載の合金化溶融亜鉛めっき用鋼板。
13. 【請求項１３】 表面に合金化溶融亜鉛めっき層が形成
    されていることを特徴とする請求項８乃至１２のいずれ
    か１に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
14. 【請求項１４】 合金化処理後の鋼板表面にＦｅ含有率
    が５０％以上のＦｅ−Ｚｎ系めっき層が形成されている
    ことを特徴とする請求項１３に記載の合金化溶融亜鉛め
    っき鋼板。
15. 【請求項１５】 重量％で、Ｃ：０．００４０％以下、
    Ｓｉ：０．０５％以下、Ｍｎ：０．５％未満、Ｐ：０．
    ０２％未満、Ｓ：０．０１５％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：
    ０．０２〜０．１％、Ｎ：０．００４０％以下、Ｔｉ：
    ０．０１〜０．１５％を含有するスラブを下式Ａで規定
    された温度Ｔで、３０分以上均熱加熱した後、熱間圧延
    して５００℃以上７００℃以下の温度でコイルに巻取
    り、次いで圧下率：６０％以上で冷間圧延し、更に再結
    晶温度以上Ａｃ₃ 変態点以下で焼鈍した後、溶融亜鉛め
    っきを施し、しかる後４５０℃〜６００℃の温度で合金
    化処理を行う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。 −６１５［％Ｔｉ］＋１１６０≦Ｔ≦−３８５［％Ｔｉ］＋１２３０…（Ａ）
16. 【請求項１６】 重量％で、Ｃ：０．００４０％以下、
    Ｓｉ：０．０５％以下、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｐ：
    ０．０２〜０．１％、Ｓ：０．０１５％以下、ｓｏｌ．
    Ａｌ：０．０２〜０．１％、Ｎ：０．００４０％以下、
    Ｔｉ：０．０１〜０．１５％を含有するスラブを１１０
    ０℃以上、−４００（［％Ｔｉ］＋［％Ｐ］）＋１２５
    ０℃以下で、３０分以上均熱処理した後、熱間圧延して
    ５００℃以上７００℃以下の温度でコイルに巻取り、次
    いで圧下率：６０％以上で冷間圧延し、更に再結晶温度
    以上Ａｃ₃ 変態点以下で焼鈍した後、溶融亜鉛めっきを
    施し、しかる後、４５０℃〜６００℃の温度で合金化処
    理を行うことを特徴とする、合金化溶融亜鉛めっき鋼板
    の製造方法。
17. 【請求項１７】 重量％で０．００１〜０．０３０％の
    Ｎｂをさらに含有する請求項１５又は１６に記載の合金
    化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
18. 【請求項１８】 重量％で０．０００１〜０．００２０
    ％のＢをさらに含有する請求項１５乃至１７のいずれか
    １に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
19. 【請求項１９】 合金化処理後の鋼板表面にＦｅ含有率
    が５０％以上のＦｅ−Ｚｎ系めっき層が形成されている
    ことを特徴とする請求項１８に記載の合金化溶融亜鉛め
    っき鋼板の製造方法。