JP6237657B2 - 亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、主として自動車用や家電用の電気亜鉛めっき鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板などの亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関するものである。

自動車用や家電用として用いられる鋼板は、通常、プレス成形が施されて製品となる。近年、これらの製品の製造コスト削減等のために、より大きな鋼板を用いて成形する一体成形化の傾向が進み、より一層深絞り性に優れた鋼板が必要とされるようになってきている。このような深絞り用の鋼板としては、一般に、極低炭素鋼にＴｉやＮｂといった炭窒化物形成元素を添加したいわゆるＩＦ（Ｉｎｔｅｒｓｔｉｔｉａｌ Ｆｒｅｅ）鋼が用いられている。このような深絞り用の極低炭素鋼板では、炭窒化物形成元素を添加していない鋼に比べて再結晶温度が大きく上昇し、鋼板表面に未再結晶が残存しやすいという問題がある。鋼板表面に未再結晶粒が残存することで、局部的な深絞り性の低下を招いたり、溶融亜鉛めっきや電気亜鉛めっき処理後にめっき表面に筋状の模様を発生させ、外観を損ねたりする場合がある。

Ｔｉ添加極低炭素溶融亜鉛めっき鋼板の筋模様を抑制し、局部的な深絞り性の低下を防止する方法に関しては、いくつかの提案がなされている。例えば、特許文献１には、Ｔｉ含有量に応じて熱間圧延前のスラブ加熱温度を低下させ、地鉄表層部の結晶粒径または集合組織を均一化することにより、深絞り性を良好にしつつ、筋ムラを防止する技術が開示されている。しかし、スラブ加熱温度が低いと、コイル全長での熱間圧延時の仕上げ温度の確保が難しく、コイル長手方向で集合組織が異なることによるめっき表面性状の差が問題となる。

また、特許文献２には、熱延仕上げ終了温度を高め、焼鈍後に未再結晶組織を残さないようにすることにより、筋模様を防止する方法が開示されている。更に、特許文献３には、同じく熱延仕上げ終了温度を高め、焼鈍後の集合組織を制御することにより、筋模様を抑制する方法が開示されている。しかし、これらの特許文献２および特許文献３に開示された技術のように熱延仕上げ温度を高くする方法は、スケール疵の発生を招くために、スケールに起因する表面欠陥が生じやすい。

このように、前述した特許文献１〜３に開示された技術では、筋模様がなく表面性状が良好で、十分な深絞り性を有する亜鉛めっき鋼板はまだ提供できずにいた。

特開平７−２２８９４４号公報 特開２００１−３４２５２２号公報 特開平１０−１８０１１号公報

本発明は、上述した問題点を解決するためになされたものであり、その目的は、筋模様がない良好な表面性状を有し、かつ優れた深絞り性を有する亜鉛めっき鋼板を提供することである。

従来の自動車の外装板用のＴｉ添加ＩＦ鋼板では外観ムラが生じる場合があった。そこで、このような外観ムラが生じる鋼板について詳細に調査した。その結果、外観ムラが生じる鋼板の板厚表層部には｛１００｝面の集合組織を持つ未再結晶粒（以下、｛１００｝未再結晶粒と記す。）が存在することを知見した。また、｛１００｝未再結晶粒が表層付近に残存した場合には、合金化処理時に合金化速度が局部的に異なるため外観ムラが生じることもわかった。｛１００｝未再結晶粒が残存する部分には粒径が２０ｎｍ未満のごく微細な析出物が多く存在することがわかった。このような微細な析出物は、自動車外装板用鋼板に施される一般的な焼鈍条件では溶解せずに残存し、残存することでいわゆるピン止め効果によって表層付近では再結晶が容易に進まず、｛１００｝未再結晶粒が残存するものと考えられる。そこで本発明では、鋼板表面に高い転位密度を与えることで再結晶を促進させ、鋼板表層の｛１００｝未再結晶粒の発生を抑制できることを見出した。

以上の検討結果を踏まえて、本発明では、Ｔｉを含有するＩＦ鋼であって、深絞り性を良好にすると共に、ＩＦ鋼で発生しやすい表面欠陥を抑制することで表面外観を良好にした亜鉛めっき鋼板を得るために、鋼板原板表面において、板面に平行な方向の｛１００｝面Ｘ線強度をランダム強度比で０．８以下、かつ未再結晶粒の占める面積率を０．１０％以下とする。

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。測定方法の詳細条件については、後述する。

本発明は、このような知見に基づきなされたものであり、その要旨は次のとおりである。
［１］質量％で、Ｃ：０．０００５％以上０．００５０％以下、Ｓｉ：０．２０％以下、Ｍｎ：０．４０％以下、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ａｌ：０．０１０％以上０．０８０％以下、Ｎ：０．００５０％以下、Ｔｉ：０．００５％以上０．１００％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
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０．８以下であり、未再結晶粒の占める面積率が０．１０％以下である鋼板原板と、
該鋼板原板表面に形成された亜鉛めっき被膜と、を有する亜鉛めっき鋼板。
［２］前記成分組成として、更に、質量％で、Ｎｂ：０．００１％以上０．０１０％以下を含有することを特徴とする前記［１］に記載の亜鉛めっき鋼板。
［３］前記成分組成として、更に、質量％で、Ｂ： ０．０００２％以上０．００３０％以下を含有することを特徴とする前記［１］または［２］に記載の亜鉛めっき鋼板。
［４］前記成分組成として、更に、質量％で、Ｓｂ：０．００１％以上０．１００％以下および／またはＳｎ：０．００１％以上０．１００％以下を含有することを特徴とする前記［１］〜［３］のいずれか１つに記載の亜鉛めっき鋼板。
［５］前記［１］〜［４］のいずれか１つに記載の成分組成からなるスラブを、加熱温度１０００℃以上１３００℃以下で加熱し、８００℃以上１０００℃以下の仕上げ温度で熱間圧延し、６００℃以上８００℃以下の温度で巻取り、酸洗、冷間圧延後、表面から深さ方向に２００μｍまでの相当転位密度ρが１．０×１０^１５ｍ^−２以上である鋼板に対して７００℃以上９００℃以下の焼鈍を行い、前記鋼板表面に亜鉛めっき処理を行う亜鉛めっき鋼板の製造方法。ここで、前記相当転移密度ρは、１４．４ε^２／ｂ^２を示す（εは鋼板の不均一歪を表し、ｂは２．５×１０^−１０ｍである。）。

本発明によれば、筋状模様がなく表面性状が良好で、かつ優れた深絞り性を有する亜鉛めっき鋼板を提供することができる。また、本発明の亜鉛めっき鋼板は、スラブ加熱温度を低下させたり、仕上げ圧延温度を高くしたりせずに製造することができる。

本発明に係る亜鉛めっき鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０００５％以上０．００５０％以下、Ｓｉ：０．２０％以下、Ｍｎ：０．４０％以下、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ａｌ：０．０１０％以上０．０８０％以下、Ｎ：０．００５０％以下、Ｔｉ：０．００５％以上０．１００％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、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０．８以下であり、未再結晶粒の占める面積率が０．１０％以下である鋼板原板と、該鋼板原板表面に形成された亜鉛めっき被膜と、を有する。以下、本発明に係る亜鉛めっき鋼板について、亜鉛めっき被膜が施された鋼板原板の成分組成および組織、亜鉛めっき被膜、亜鉛めっき鋼板の製造方法に分けて詳細に説明する。

（鋼板原板について）
［成分組成］
まず、本発明に係る亜鉛めっきが施される鋼板原板の成分組成について説明する。なお、以下において成分量の％表示は、特にことわらない限り質量％を意味する。

＜Ｃ：０．０００５％以上０．００５０％以下＞
Ｃは、優れたプレス加工性、特に、優れた深絞り性を得るためには、できるだけ低減する必要があり、Ｃ含有量は０．００５０％以下に規制する。また、Ｃ含有量は０．００３０％以下にすることが好ましい。一方、Ｃ含有量が０．０００５％未満では、結晶粒径が著しく粗大化して降伏強度が顕著に低下し、面内剛性が低下して腰折れなどの表面欠陥が発生しやすくなるため、０．０００５％以上とする。

＜Ｓｉ：０．２０％以下＞
Ｓｉは、加工性を劣化させることなく固溶強化により鋼を強化するのに有用な元素であるが、その含有量が０．２０％を超えると、焼鈍時に表面に濃化して亜鉛めっき性を阻害し、表面外観が劣化するため、Ｓｉ含有量は０．２０％以下とする。

＜Ｍｎ：０．４０％以下＞
Ｍｎは、鋼を強化する作用があり、所望の強度に応じて必要量を含有させるが、その含有量が０．４０％を超えると、微細なＭｎＳが生じて｛１００｝面集合組織が残留しやすくなるため、Ｍｎ含有量は０．４０％以下とする。好ましくは０．３０％以下とする。

＜Ｐ：０．０５０％以下＞
Ｐは、鋼を強化する作用があり、所望の強度に応じて必要量を含有させるが、その含有量が０．０５０％を超えると、めっき性や外観を劣化させるため、Ｐ含有量は０．０５０％以下とする。好ましくは０．０３０％以下とする。

＜Ｓ：０．０３０％以下＞
Ｓは、不可避的不純物として鋼中に存在し、Ｓ含有量が０．０３０％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、鋼中で多量の硫化物が発生し、再結晶を抑制するため、表面欠陥が発生しやすくなる。そのため、Ｓ含有量は０．０３０％以下とする。

＜Ａｌ：０．０１０％以上０．０８０％以下＞
Ａｌは、脱酸剤として添加する元素であり、０．０１０％以上必要である。一方、０．０８０％を超えて含有させると窒化物のピン止め効果による未再結晶粒が多く残存し、表面欠陥が発生しやすくなる。よって、Ａｌ含有量は０．０１０％以上０．０８０％以下とする。

＜Ｎ：０．００５０％以下＞
Ｎは、ＡｌやＴｉと窒化物を形成し、ピン止め効果による未再結晶粒が残存することで表面欠陥が発生しやすくなるため、Ｎ含有量は０．００５０％以下とする。好ましくは０．００３０％以下とする。

＜Ｔｉ：０．００５％以上０．１００％＞
Ｔｉは、炭窒化物形成元素であり、深絞り性を向上させるために必要に応じて含有させる。Ｔｉは０．００５％未満ではその効果が不十分なので、Ｔｉ含有量は０．００５％以上とする。０．１００％を超えて含有させると鋼板原板の窒化物形成による未再結晶粒の残存や異常組織の形成を促進し、表面外観が劣化する。そのためＴｉ含有量は０．１００％以下とする。なお、好ましくはＴｉを０．０１０％以上含有させる。また、好ましくはＴｉを０．０６０％以下含有させる。

以上の成分以外の残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。また、本発明においては、Ｎｂ、Ｂ、Ｓｂ、Ｓｎは必須成分ではないが、必要に応じて以下の範囲で含有することができる。

＜Ｎｂ：０．００１％以上０．０１０％以下＞
Ｎｂは、Ｔｉと同様に、炭窒化物を形成して加工性を向上させるのに有利な元素である。加工性向上効果を得るためにＮｂを含有させる場合は、０．００１％以上とする。しかし、０．０１０％を超えて含有すると、再結晶温度が大きく上昇し、未再結晶粒の残存を招く場合がある。よって、Ｎｂを含有する場合は、Ｎｂ含有量は０．００１％以上０．０１０％以下とする。

＜Ｂ：０．０００２％以上０．００３０％以下＞
Ｂは軟質ＩＦ鋼板の粒界強化に有効な元素であり、耐二次加工脆性が必要とされる場合に０．０００２％以上含有させると効果的である。しかし、０．００３０％を超えてＢを含有すると、鋼板製造時の表面性状の劣化や再結晶温度の上昇を引き起こす場合がある。よって、Ｂを含有する場合は、Ｂ含有量は０．０００２％以上０．００３０％以下とする。

＜Ｓｂ：０．００１％以上０．１００％以下＞
Ｓｂは０．００１％以上含有させることにより鋼板原板の最表層に濃化し、窒化を抑制することによって未再結晶粒の残存を抑制する。しかし、含有量が０．１００％を超えると｛１１１｝面集合組織を有する未再結晶粒が減少し、｛１００｝面集合組織を有する未再結晶粒が残存しやすくなる。よって、Ｓｂを含有する場合は、Ｓｂ含有量は０．００１％以上０．１００％以下とする。

＜Ｓｎ：０．００１％以上０．１００％以下＞
Ｓｎは０．００１％以上含有させることにより鋼板原板の最表層に濃化し、窒化を抑制することによって未再結晶粒の残存を抑制する。しかし、含有量が０．１００％を超えると｛１１１｝面集合組織を有する未再結晶粒が減少し、｛１００｝面集合組織を有する未再結晶粒が残存しやすくなる。よって、Ｓｎを含有する場合は、Ｓｎ含有量は０．００１％以上０．１００％以下とする。

［物性］
次に本発明の表面外観および深絞り性に優れた亜鉛めっき鋼板において、亜鉛めっき被膜が施される鋼板原板の物性について説明する。

＜板面に平行な方向の｛１００｝面Ｘ線強度がランダム強度比で０．８以下＞
鋼板原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で０．８以下であれば、鋼板原板の表面における板面に平行な方向での｛１００｝面の未再結晶粒の面積比率が十分に低くなり、亜鉛めっき処理後の表面外観に優れた亜鉛めっき鋼板を得ることができる。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できる。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（標準試料）の｛１００｝面Ｘ線強度（ランダム強度）を測定し、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線強度の比によりランダム強度比を算出できる。Ｘ線強度は、Ｘ線源に白色Ｘ線を用い、｛１００｝面Ｘ線の検出にはＧｅ半導体検出器を用いて測定することができる。この｛１００｝面Ｘ線強度のランダム強度比は、後述する焼鈍前の鋼板の相当転位密度を制御することにより０．８以下に調整することができる。

＜鋼板原板表面の未再結晶粒の割合が０．１０％以下＞
鋼板原板表面の未再結晶粒の割合を０．１０％以下とすることで、亜鉛めっき処理被膜処理後の表面外観に優れた亜鉛めっき鋼板を得ることが出来る。亜鉛めっき鋼板の原板表層の未再結晶率を求めるには、めっき層をインヒビタ入りの１５％塩酸で溶解除去した後、鋼板原板の表面を観察し、組織全体に対する未再結晶組織の占める割合（面積率）を求めて、これを未再結晶粒の割合とすればよい。この鋼板原板表面の未再結晶粒の割合は、後述する焼鈍前の鋼板の相当転位密度を制御することにより０．１０以下に調整することができる。

また、鋼板原板は、フェライト単相組織とすることができる。鋼板の組織については、走査型電子顕微鏡を用いて観察することができる。具体的には、まず、鋼板表面を研磨後ナイタール（硝酸を含有するアルコール液）で腐食させる。次いで、走査型電子顕微鏡にて倍率３０００倍の組織写真を撮影し、得られた組織写真データにおいて所望の領域を画像解析により抽出し、画像解析ソフト（日本ローパー社製、Ｉｍａｇｅ−Ｐｒｏ ｖｅｒ．７）を用い、暗色のコントラストを持つ領域をフェライトと判定することができる。

（亜鉛めっき被膜）
本発明では、鋼板原板表面に亜鉛めっき被膜が形成される。本発明の亜鉛めっき鋼板は、電気亜鉛めっき鋼板（ＥＧ）、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）のいずれであってもよい。また、特に限定されるものではないが、亜鉛被膜の組成は、例えば、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）の場合、Ｚｎと、Ｆｅ：７〜１５質量％と、Ａｌ：０．０８〜０．２２質量％とを含有するものとすることができ、片面あたり２０〜１５０ｇ／ｍ^２のめっき層とすることができる。また、電気亜鉛めっき鋼板（ＥＧ）の場合、Ｚｎの付着量が０．５〜１０００ｇ／ｍ^２のめっき層とすることができる。本発明の亜鉛めっき鋼板では、亜鉛めっきが施される鋼板原板が、前述した成分組成を有し、板面に平行な方向の｛１００｝面Ｘ線強度がランダム強度比で０．８以下であり、かつ未再結晶粒の割合が０．１０％以下であるため、｛１００｝未再結晶粒が鋼板原板表層付近に発生することを抑制でき、筋模様がなく表面性状を良好にすることができると共に、深絞り性を優れたものとすることができる。

（亜鉛めっき鋼板の製造方法）
続いて、本発明の亜鉛めっき鋼板の製造方法について説明する。本発明の亜鉛めっき鋼板の製造方法では、前述した成分組成からなるスラブを、加熱温度１０００℃以上１３００℃以下で加熱し、８００℃以上１０００℃以下の仕上げ圧延温度で熱間圧延し、６００℃以上８００℃以下の温度で巻取り、酸洗、冷間圧延後、表面から深さ方向に２００μｍまでの相当転位密度ρが１．０×１０^１５ｍ^−２以上の鋼板に対して、７００℃以上９００℃以下の焼鈍を行い、鋼板原板表面に亜鉛めっき処理を行う。

＜１０００℃以上１３００℃以下の温度でスラブ加熱＞
本発明において、鋼素材の溶製方法は特に限定されず、転炉、電気炉等、公知の溶製方法を採用することができる。また、溶製後、偏析等の問題から連続鋳造法によりスラブ（鋼素材）とするのが好ましいが、造塊−分塊圧延法、薄スラブ連鋳法等、公知の鋳造方法でスラブとしても良い。得られたスラブを粗圧延した後又は直接熱間仕上げ圧延機に装入し熱間圧延を行う。スラブ加熱温度は後述の仕上げ温度確保の観点から１０００℃以上とする。スラブ加熱温度が１３００℃以上では窒化物が多量に発生し、焼鈍後未再結晶粒の残存を招くため１３００℃以下とする。

＜８００℃以上１０００℃以下の仕上げ圧延温度で熱間圧延＞
熱間圧延では、必要に応じて粗圧延を行った後、仕上げ圧延温度８００℃以上１０００℃以下で仕上げ圧延を行う。仕上げ圧延温度が８００℃を下回ると、鋼板原板の組織が不均一になり、加工性や表面外観が劣化するため、８００℃以上とする。また、１０００℃を超えて圧延するとスケール疵などの原因となり表面外観を損ねるため、１０００℃以下とする。

＜６００℃以上８００℃以下の温度で巻き取り＞
巻取り温度が６００℃を下回ると、析出物の成長速度が小さくなり、微細析出物量が増加することで深絞り性が劣化し、再結晶温度が上昇する。このため巻取り温度は６００℃以上とする。また、８００℃を超えると表層のスケールが成長して表面欠陥の原因となりやすいため、８００℃以下とする。

＜焼鈍前の鋼板の鋼板表面から深さ方向に２００μｍまでの相当転位密度を１×１０^１５ｍ^−２以上に制御＞
巻取り後、酸洗、冷間圧延、洗浄をしてから、焼鈍を行うが、焼鈍前の鋼板表面から深さ方向に２００μｍまでの相当転位密度を１×１０^１５ｍ^−２以上とすることで、鋼板表層の再結晶が促進され、｛１００｝未再結晶粒の残存を抑制することが出来る。より好ましくは１×１０^１６ｍ^−２以上とする。鋼板表層の相当転位密度を１×１０^１５ｍ^−２以上とする方法は特に規定されるものではないが、自動車用外板や家電用外板を製造する際に通常行われている５０％〜９５％程度の冷延圧下率の範囲では鋼板表層に１×１０^１５ｍ^−２以上の相当転位密度を得ることは難しく、例えば冷間圧延後のショットブラスト処理又は高強度ブラシによるひずみ付与処理や冷間圧延最終段、もしくは冷間圧延後に高粗度ロールによる低圧下率圧延を施すことで実現することが出来る。

〔相当転位密度〕
相当転位密度は以下の方法によって測定することが出来る。各々の鋼板から、１０ｍｍ×１０ｍｍの試験片を採取し、試験片の裏面から板厚２００μｍとなるまで研磨を行った後、フッ酸にて裏面表層の研磨歪層を除去する。この試験片を用いてＸ線回折実験を行い、鋼板の（１１０）、（２１１）、（２２０）結晶面のピークの半値幅を求める。この半値幅を用いてＷｉｌｌｉａｍｓｏｎ−Ｈａｌｌ法により試験片の不均一歪εを求める。この不均一歪εを、非特許文献１（中島ら「Ｘ線回折を利用した転位密度の評価法」、ＣＡＭＰ−ＩＳＩＪ、Ｖｏｌ．１７、２００４、ｐ．３９６）中に記載の式：ρ＝１４．４ε^２／ｂ^２に代入し、相当転位密度ρを求める。なお、ｂは、バーガースベクトルの大きさ（ｍ）であり、ｂの値は２．５×１０^−１０ｍである。

＜７００℃以上９００℃以下の温度で焼鈍＞
焼鈍は、連続焼鈍炉、連続溶融亜鉛めっきラインのいずれでも良い。焼鈍温度が７００℃未満では、未再結晶粒残存の恐れがある。一方、９００℃を超える高温域で焼鈍を行うと異常粗大粒が発生し、表面外観を損なう。そのため、焼鈍温度は７００℃以上９００℃以下とする。

＜亜鉛めっき処理＞
焼鈍後、亜鉛めっき処理を行うがその方法は特に限定されるものでなく、例えば電気亜鉛めっき、溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっきなどの方法によりめっき処理を行えばよい。めっき処理後、表面粗度の調整などのため調質圧延を行うことが好ましい。この際、調質圧延の圧延率（伸長率）は、０．５％〜１．５％程度とすることが好ましい。

以下、本発明の実施例について説明する。

まず、表１に示す成分組成からなる溶鋼を、真空脱ガス処理後、連続鋳造によりスラブとした。次いで上記スラブを１２００℃で加熱し、スケール除去後、板厚４０ｍｍまで粗圧延した。次いで、スケール除去装置で鋼板表層を冷却した後、３．５ｍｍ厚まで仕上げ圧延し、所定の温度でコイルに巻き取った。

次いで、巻取り後の鋼板を酸洗し、冷間圧延した。その後、一部のサンプルは、相当転移密度を調整するために、ロール粗さＲａ＝０．２〜７．４μｍのロールを用いて追加圧延を施し、鋼板全体を０．７ｍｍ厚（冷間圧延率：８０％）とした。なお、追加圧延の圧延率は１％とした。冷延板は前処理として脱脂、酸洗した後、溶融亜鉛めっきラインで焼鈍、溶融亜鉛めっき処理、一部のサンプルは合金化処理、伸長率１．０％の調質圧延を行い、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）を得た。また、一部のサンプルは連続焼鈍ラインで焼鈍後、電気亜鉛めっきラインにて電気亜鉛めっき鋼板（ＥＧ）とした。この時の仕上げ圧延温度、巻取り温度、追加圧延時のロール粗さＲａを表２に示す。なお、前記焼鈍時の雰囲気は水素を含む非酸化性ガスとした。溶融亜鉛めっき処理としては、Ａｌを０．１２％含む４６０℃亜鉛めっき浴を用いて、侵入板温４６０℃、浸漬時間３秒にて行った。合金化処理は、めっき後、Ｎ_２ガスワイパーを用いて亜鉛付着量を片面当たり６０ｇ／ｍ^２に調整し、５１０℃で２０秒で行った。電気亜鉛めっき処理は、浴温５０℃、ｐＨ１．５、Ｚｎ^２＋を１．５ｍｏｌ／ｌ含む硫酸浴で流速１．５ｍｍ／ｓ、電流密度１００Ａ／ｄｍ^２で行った。得られた亜鉛めっき鋼板については機械特性評価、｛１００｝面ランダム強度比測定、表層未再結晶率測定および外観評価を行った。評価結果を表２に示す。

上記の相当転移密度は、前述の方法に従って測定した。

機械特性評価では、引張試験により、引張強度（ＴＳ）および伸び（ＥＬ）を評価した。引張特性は、ＪＩＳ Ｚ２２０１記載の５号試験片に加工した後、ＪＩＳ Ｚ２２４１記載の試験方法に従って行った。

また深絞り性の指標である平均ｒ値は、１５％の引張予歪を与えた後、３点法にて測定し、鋼板の圧延方向に対して、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。平均ｒ値が１．５以上のものを深絞り性に優れているものとした。

ランダム強度比は前述の方法により測定した。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。本実施例で測定した面は、｛１００｝、｛１１１｝、｛１１０｝、｛２１１｝、｛３１０｝の５面である。

表層未再結晶率はめっき層をインヒビタ入りの１５％塩酸で溶解除去した後、鋼板の表面を倍率４００倍で光学顕微鏡により観察し、１ｍｍ×１ｍｍの範囲の未再結晶組織の占める割合（面積率）を求めて、これを未再結晶粒の割合とした。

外観評価は、筋状模様の有無を目視にて観察し、筋状模様の生じたものを×、筋状模様なく均一な外観であったものを○とした。

また、表中には示していないが、鋼板の組織観察を行った。鋼板の組織については、走査型電子顕微鏡を用いて観察した。具体的には、まず、鋼板表面を研磨後ナイタール（硝酸を含有するアルコール液）で腐食させた。次いで、走査型電子顕微鏡にて倍率３０００倍の組織写真を撮影し、得られた組織写真データにおいて所望の領域を画像解析により抽出し、画像解析ソフト（日本ローパー社製、Ｉｍａｇｅ−Ｐｒｏ ｖｅｒ．７）を用い、暗色のコントラストを持つ領域をフェライトと判定し、それ以外をパーライト、ベイナイト、マルテンサイト、及び残留オーステナイトと判定した。本発明例の鋼板は、フェライト単相組織であることが確認できた。

本発明例は筋状模様無く優れた外観を持ち、深絞り性に優れており、自動車用や家電用外装板用途に適した性能を有していた。なお、本発明例では、局部的な深絞り性の劣化（表層部の微細な割れ）は見られなかった。

一方、比較例では外観が劣り、自動車用や家電用外装板用途に適した性能を満足しなかった。また、比較例では、局部的な深絞り性の劣化（表層部の微細な割れ）が見られた。

本発明の鋼板は、深絞り性および成形後の優れた表面品質を必要とする各種電気機器や自動車などの部品に対して好適に利用できる。

Claims (5)

1. 質量％で、Ｃ：０．０００５％以上０．００５０％以下、Ｓｉ：０．２０％以下、Ｍｎ：０．４０％以下、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ａｌ：０．０１０％以上０．０８０％以下、Ｎ：０．００５０％以下、Ｔｉ：０．００５％以上０．１００％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
   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０．８以下であり、未再結晶粒の占める面積率が０．１０％以下である鋼板原板と、
   該鋼板原板表面に形成された亜鉛めっき被膜と、を有する亜鉛めっき鋼板。
2. 前記成分組成として、更に、質量％で、Ｎｂ：０．００１％以上０．０１０％以下を含有することを特徴とする請求項１に記載の亜鉛めっき鋼板。
3. 前記成分組成として、更に、質量％で、Ｂ：０．０００２％以上０．００３０％以下を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の亜鉛めっき鋼板。
4. 前記成分組成として、更に、質量％で、Ｓｂ：０．００１％以上０．１００％以下および／またはＳｎ：０．００１％以上０．１００％以下を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の亜鉛めっき鋼板。
5. 請求項１〜４のいずれか１項に記載の成分組成からなるスラブを、加熱温度１０００℃以上１３００℃以下で加熱し、８００℃以上１０００℃以下の仕上げ圧延温度で熱間圧延し、６００℃以上８００℃以下の温度で巻取り、酸洗、冷間圧延後、表面から深さ方向に２００μｍまでの相当転位密度ρが１．０×１０^１５ｍ^−２以上である鋼板に対して７００℃以上９００℃以下の焼鈍を行い、前記鋼板表面に亜鉛めっき処理を行う、請求項１〜４のいずれか１項に記載された亜鉛めっき鋼板の製造方法。
   ここで、前記相当転移密度ρは、１４．４ε^２／ｂ^２を示す（εは鋼板の不均一歪を表し、ｂは２．５×１０^−１０ｍである。）。