(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
熱延鋼板表面に溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板であって、
前記鋼板が、質量％で、
Ｃ：0.0040％以下、            Mn：0.6 〜1.50％、
Al：0.150 ％以下
を含み、さらに
Ti：｛（48/14 ）Ｎ（％）＋ 0.002｝〜｛６×（48/12 ）Ｃ（％）＋（48/14）Ｎ（％）｝％
を含有し、不純物であるSi、Ｐ、Ｓ、Ｎ、NbがSi：0.05％以下、Ｐ：0.02％以下、Ｓ：0.02％以下、Ｎ：0.0050％以下、Nb：0.005 ％以下を満足し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成とフェライト相の平均結晶粒径が15μm 以上である組織とを有し、降伏点伸びの発生がなく、引張強さが340MPa以下であることを特徴とする板厚2.6mm 以下の加工性に優れた薄物溶融亜鉛めっき軟鋼板。
【請求項２】
前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｂ：0.0001〜0.0030％を含有することを特徴とする請求項１に記載の薄物溶融亜鉛めっき軟鋼板。
【請求項３】
前記組成に加えてさらに、質量％で、Ni：0.01〜１％、Cr：0.01〜0.2 ％のうちから選ばれた１種または２種を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の薄物溶融亜鉛めっき軟鋼板。
【請求項４】
請求項１ないし３のいずれかに記載の鋼板表面に溶融亜鉛めっき層を有する薄物溶融亜鉛めっき軟鋼板を製造する方法であって、質量％で、
Ｃ：0.0040％以下、            Mn：0.6 〜1.50％、
Al：0.150 ％以下
を含み、さらに
Ti：｛（48/14 ）Ｎ（％）＋ 0.002｝〜｛６×（48/12 ）Ｃ（％）＋（48/14）Ｎ（％）｝％
を含有し、あるいはさらにＢ：0.0001〜0.0030％および／またはNi：0.01〜１％、Cr：0.01〜0.2 ％のうちから選ばれた１種または２種を含有し、不純物であるSi、Ｐ、Ｓ、Ｎ、NbがSi：0.05％以下、Ｐ：0.02％以下、Ｓ：0.02％以下、Ｎ：0.0050％以下、Nb：0.005 ％以下を満足し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成の鋼スラブを、スラブ加熱温度：1000℃以上に加熱し、粗圧延してシートバーとし、該シートバーに仕上圧延出側温度： 800〜 950℃とする仕上げ圧延を施し、巻取り温度： 800〜450 ℃で巻き取る、熱間圧延を施し熱延板とし、ついで該熱延板を原板とし、酸洗後、700 〜900 ℃に加熱する加熱処理と、溶融亜鉛めっきを施し前記熱延板表面に溶融亜鉛めっき層を形成する溶融亜鉛めっき処理とを順次行うことを特徴とする板厚2.6mm 以下の加工性に優れた薄物溶融亜鉛めっき軟鋼板の製造方法。
【請求項５】
前記酸洗後で、前記加熱処理の前に、700 〜900 ℃に加熱し焼鈍する連続焼鈍処理を行うことを特徴とする請求項４に記載の薄物溶融亜鉛めっき軟鋼板の製造方法。
【請求項６】
請求項１ないし３のいずれかに記載の鋼板表面に合金化溶融亜鉛めっき層を有する薄物溶融亜鉛めっき軟鋼板を製造する方法であって、質量％で、
Ｃ：0.0040％以下、            Mn：0.6 〜1.50％、
Al：0.150 ％以下
を含み、さらに
Ti：｛（48/14 ）Ｎ（％）＋ 0.002｝〜｛６×（48/12 ）Ｃ（％）＋（48/14）Ｎ（％）｝％
を含有し、あるいはさらにＢ：0.0001〜0.0030％および／またはNi：0.01〜0.2 ％、Cr：0.01〜１％のうちから選ばれた１種または２種を含有し、不純物であるSi、Ｐ、Ｓ、Ｎ、NbがSi：0.05％以下、Ｐ：0.02％以下、Ｓ：0.02％以下、Ｎ：0.0050％以下、Nb：0.005 ％以下を満足し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成の鋼スラブを、スラブ加熱温度：1000℃以上に加熱し、粗圧延してシートバーとし、該シートバーに仕上圧延出側温度： 800〜 950℃とする仕上げ圧延を施し、巻取り温度：800 〜450 ℃で巻き取る、熱間圧延を施し熱延板とし、ついで該熱延板を原板とし、酸洗後、700 〜900 ℃に加熱する加熱処理と、溶融亜鉛めっきを施し前記熱延板表面に溶融亜鉛めっき層を形成する溶融亜鉛めっき処理とを連続して行い、さらに該溶融亜鉛めっき層の合金化を行う合金化処理を行うことを特徴とする板厚2.6mm 以下の加工性および耐パウダリング性に優れた薄物合金化溶融亜鉛めっき軟鋼板の製造方法。
【請求項７】
前記酸洗後で、前記加熱処理の前に、700 〜900 ℃に加熱し焼鈍する連続焼鈍処理を行うことを特徴とする請求項６に記載の薄物合金化溶融亜鉛めっき軟鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、溶融亜鉛めっき鋼板または合金化溶融亜鉛めっき鋼板に係り、とくに冷延鋼板を原板とする溶融亜鉛めっき鋼板の代替えとして使用できる、熱延鋼板を原板とする板厚2.6mm 以下の薄物溶融亜鉛めっき軟鋼板または薄物合金化溶融亜鉛めっき軟鋼板およびその製造方法に関する。本発明でいう薄物溶融亜鉛めっき軟鋼板または薄物合金化溶融亜鉛めっき軟鋼板は、板厚2.6mm 以下で、引張強さ（TS）が340MPa以下で、比較的厳しい絞り成形用として好適なめっき鋼板である。
【０００２】
【従来の技術】
薄物のめっき鋼板は、例えば、自動車用部品、電気関係部品、家具、建材など、種々の用途で多用され、需要も多い。これら薄物めっき鋼板には、材質的に特に厳しい要求はなく、また構造部材的な意味合いが小さい用途に使用されることが多い。このような用途に用いられる薄物めっき鋼板には、とくに高い強度は必要でなく、生産性、成形性の観点から、引張強さ340MPa以下と、できるだけ低強度で加工性に優れためっき鋼板であることが望まれている。低強度で加工性に優れためっき鋼板とするためには、まず、めっき鋼板の原板として、低強度で加工性に優れた薄物鋼板を必要とする。
【０００３】
従来は、熱間圧延の圧延精度が低く、板厚が厚くしかも冷延鋼板に比べて幅狭の熱延鋼板しか高精度に製造できなかった。このため、上記したような薄物めっき鋼板では、原板としては主として冷延鋼板が用いられてきた。しかし、冷延鋼板は、製造プロセスとして、酸洗・冷間圧延・焼鈍というプロセスが付加されるため、熱延鋼板にくらべ、製品価格が高くなることは避けられない。
【０００４】
加工性に優れた低強度の熱延鋼板の例として、例えば、特開平２-175838 号公報には、Ｃ：0.0040％以下と極低Ｃ量とし、Mn：0.05〜3.50％、TiをＣ、Ｎ、Ｓの関係式で限定する範囲内で含み、さらにＢ：0.0002〜0.0015％を含み、Al、Ｎ、Ｐ、Ｓを制限して含有する、耐２次加工脆性および引張特性に優れた超深絞り用熱延鋼板が提案されている。特開平２-175838 号公報に記載された熱延鋼板は、引張強さが30kg/mm2（294MPa）以下と340MPa以下の低強度を有し、しかも深絞り性に優れた熱延鋼板であるとされるが、高い仕上げ圧延温度、低い巻き取り温度など、板厚が３mmを超える厚い熱延鋼板を対象としており、変形抵抗が高く、薄物の圧延が困難であり、さらに低温巻き取りのため形状が乱れる危険性が高い。
【０００５】
このように、特開平２-175838 号公報に記載された技術では、熱間圧延性の観点から薄物・幅広の鋼板の製造には問題を残していた。
薄物・幅広の熱延鋼板を製造するにあたっては、まず鋼板厚みの減少に伴うロール偏平のため圧延荷重が顕著に増大し、大きな圧延負荷となり圧延が困難になるという問題がある。また、鋼板厚みの減少に伴い、加熱・粗圧延ついで仕上圧延という熱延工程中で鋼板温度の低下が大きくなるため、安定して十分高い圧延温度を確保することが困難になるという問題がある。
【０００６】
このような問題に対しては、スラブ加熱段階での加熱時間の増加、熱延時間の短縮、圧延速度の増大等によって対処することが考えられるが、薄物においては、熱延所要時間の短縮ができにくく、圧延中の温度低下が大きいため十分高い圧延温度を確保することができていなかったのが実情であった。
このような問題に対し、例えば、特開平５-345954 号公報には、Ｃ：0.0080％以下と極低Ｃ化し、Si：1.0 ％以下、Mn：0.2 〜2.0 ％、Ｐ：0.15％以下、Ｓ：0.015 ％以下、Al：0.01〜0.10％を含み、合金元素をＣeq（％）≧65を満足するように含有した鋼としたうえで、該鋼を、熱間圧延仕上げ温度：750 〜880 ℃、圧延後冷却速度：10〜100 ℃/s、巻取り温度：300 〜730 ℃とする熱間圧延により、ポリゴナルフェライト組織を有する板厚1.4mm 以下の薄鋼板とする、薄物熱延鋼板の製造方法が開示されている。特開平５-345954 号公報に記載された技術では、熱間圧延仕上げ温度が880 ℃以下となっても、優れた伸び特性を付与できるとしている。
【０００７】
しかしながら、特開平５-345954 号公報に記載された技術により製造された薄物熱延鋼板は、引張強さ（TS）：35kgf/mm2 （340MPa）以上、降伏点（YS）：23kgf/mm2 （225MPa）以上と高強度の材料しか製造できず、このような高いTS、YSのため加工性が十分でなく、プレス成形時に発生する不具合を回避できないという問題があった。また、特開平５-345954 号公報に記載された技術により製造された薄物熱延鋼板をめっき原板として使用する場合には、溶融亜鉛めっきを施すにあたり、再加熱温度を650 ℃以下とし、かつ短時間処理とする必要があり、強度、耐パウダリング性が十分に安定したものとならず溶融亜鉛めっき鋼板としては問題を残していた。
【０００８】
一般に、仕上板厚が2.6mm 以下の薄物熱延鋼板では、全圧下歪が増加し、さらに熱間圧延後の冷却速度が増加するため、鋼板組織が微細化し、さらに組織が低強度の組織（フェライトとパーライトからなる組織）から高強度の組織（例えば、フェライトとべイナイト、マルテンサイトからなる組織）に変化しやすい。このため、鋼板強度が増加し、加工性が劣化する傾向となり、強度と加工性を適正に制御することが難しく、安定してTS：340MPa以下の加工性に優れた薄物熱延鋼板とすることが難しく、加工性に優れた溶融亜鉛めっき軟鋼板の原板としては問題を残していた。また、TSのみならずYSが大きく増加することも問題である。
【０００９】
また、特開昭63-195222 号公報には、Ｃ：0.013 ％以下、Mn：0.05〜0.35％、Al：0.005 〜0.080 ％含有し、Tiを0.02％以上で、かつTi* ／Ｃが0.8 〜３となる量含有する鋼を、1100〜1250℃に加熱し、仕上げ温度をＡr3点-50 ℃〜Ａr3点-100℃とする熱間圧延を行い、450 〜750 ℃で巻き取り、酸洗し、500 〜800 ℃で均熱保持したのち、冷却し溶融亜鉛めっき浴に浸漬する、耐たてわれ性に優れた深絞り用溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法が開示されている。しかし、特開昭63-195222 号公報に記載された鋼では、Ａr3点が高温となるため、板厚2.6mm 以下の薄物では、圧延中の温度低下が大きく上記した範囲の仕上げ温度で熱間圧延することが困難となる。したがって、特開昭63-195222 号公報に記載された技術は、板厚2.6mm 以下の薄物溶融亜鉛めっき軟鋼板の製造には適用しがたい技術であるといわざるをえない。
【００１０】
また、特開平６-108157 号公報には、Ｃ：0.01％以下とし、Mn：0.05〜1.0 ％、solAl ：0.01〜0.08％、Ｎ：0.005 ％を含み、Ti：｛(48/32) Ｓ＋(48/14) Ｎ｝〜0.08％およびNb：0.01〜0.08％含み、１≦（Ti−（(48/32) Ｓ＋(48/14) Ｎ）／48＋(Nb/93)/(C/12)を満足するようにTi、Nbを単独または複合して含有する鋼を熱間圧延し、酸洗したのち、浸炭ガス雰囲気中で再結晶温度以上の温度で連続焼鈍し、固溶Ｃ量を制御し、冷却過程で溶融亜鉛めっきを行う、深絞り用溶融亜鉛めっき熱延鋼板の製造方法が開示されている。しかしながら、特開平６-108157 号公報に記載された技術では、酸洗後に浸炭雰囲気で焼鈍する特殊な処理を行うため、製品としてストレッチャーストレインの発生を完全に抑制することが困難であるという問題があった。また、耐二次加工脆性の改善、焼付け硬化性の向上を目的としており、伸びが低下する傾向となり、加工性に問題を残していた。
【００１１】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記した問題点を解決し、一般の広い分野で使用可能で、加工性に優れた板厚：2.6mm 以下の薄物溶融亜鉛めっき軟鋼板、および該薄物溶融亜鉛めっき軟鋼板を安定して製造できる、薄物溶融亜鉛めっき軟鋼板の製造方法を提案することを目的とする。なお、本発明の薄物溶融亜鉛めっき軟鋼板は、熱延鋼板をめっき原板とし、引張強さTSが340MPa以下の軟質で加工性に優れた鋼板であり、冷延鋼板を原板とする溶融亜鉛めっき鋼板の代替が可能なめっき鋼板である。
【００１２】
さらに、本発明で目標とする成形性に優れた薄物溶融亜鉛めっき軟鋼板は、非時効性であり、連続溶融亜鉛めっきライン出側での腰折れ発生の防止、外観不良の原因となるプレス成形時のストレッチャーストレインの発生を回避でき、また当然、従来の鋼板と同様の溶接性を具備する。
【００１３】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記した課題を達成するため、薄物溶融亜鉛めっき鋼板の原板である、薄物熱延軟鋼板の特性におよぼす化学成分、製造法の影響について研究した。その結果、Ｃを極低Ｃ域まで低減し、さらに熱間変形抵抗を増加させず、かつめっき性を阻害することなく変態点を有効に低下する元素を加えた組成とし、さらに熱間圧延条件を適正に制御することにより、薄物溶融亜鉛めっき鋼板の原板として好適な、薄物熱延軟鋼板を安定して製造できることを見いだした。さらに、溶融亜鉛めっき条件あるいはさらに合金化条件を、このような薄物熱延軟鋼板に合致した条件とすることにより、引張強さ：340MPa以下で、加工性に優れた薄物溶融亜鉛めっき軟鋼板および加工性、耐パウダリング性に優れた薄物合金化溶融亜鉛めっき軟鋼板が得られることも見いだした。
【００１４】
本発明は、上記した知見に基づき、さらに検討を加え完成されたものである。
すなわち、第１の本発明は、熱延鋼板表面に溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板であって、前記鋼板が、質量％で、Ｃ：0.0040％以下、Mn：0.6 〜1.50％、Al：0.150 ％以下を含み、さらにTi：｛（48/14 ）Ｎ（％）＋ 0.002｝〜｛６×（48/12 ）Ｃ（％）＋（ 48/14）Ｎ（％）｝％を含有し、不純物であるSi、Ｐ、Ｓ、Ｎ、NbがSi：0.05％以下、Ｐ：0.02％以下、Ｓ：0.02％以下、Ｎ：0.0050％以下、Nb：0.005 ％以下を満足し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成とフェライト相の平均結晶粒径が15μm 以上である組織とを有し、降伏点伸びの発生がなく、引張強さが340MPa以下であることを特徴とする板厚2.6mm 以下の加工性に優れた薄物溶融亜鉛めっき軟鋼板であり、第１の本発明では、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｂ：0.0001〜0.0030％を含有することが好ましく、また、第１の本発明では、前記各組成に加えてさらに、質量％で、Ni：0.01〜１％、Cr：0.01〜0.2 ％のうちから選ばれた１種または２種を含有することが好ましい。
【００１５】
また、第２の本発明は、第１の本発明である鋼板表面に溶融亜鉛めっき層を有する薄物溶融亜鉛めっき軟鋼板を製造する方法であって、質量％で、Ｃ：0.0040％以下、Mn：0.6 〜1.50％、Al：0.150 ％以下を含み、さらにTi：｛（48/14 ）Ｎ（％）＋ 0.002｝〜｛６×（48/12 ）Ｃ（％）＋（ 48/14）Ｎ（％）｝％を含有し、あるいはさらにＢ：0.0001〜0.0030％および／またはNi：0.01〜１％、Cr：0.01〜0.2 ％のうちから選ばれた１種または２種を含有し、不純物であるSi、Ｐ、Ｓ、Ｎ、NbがSi：0.05％以下、Ｐ：0.02％以下、Ｓ：0.02％以下、Ｎ：0.0050％以下、Nb：0.005 ％以下を満足し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成の鋼スラブを、スラブ加熱温度：1000℃以上に加熱し、粗圧延してシートバーとし、該シートバーに仕上圧延出側温度： 800〜 950℃とする仕上げ圧延を施し、巻取り温度： 800〜450 ℃で巻き取る、熱間圧延を施し熱延板とし、ついで該熱延板を原板とし、酸洗後、あるいはさらに700 〜900 ℃に加熱し焼鈍する連続焼鈍処理を行ったのち、700 〜900 ℃に加熱する加熱処理と、溶融亜鉛めっきを施し前記熱延板表面に溶融亜鉛めっき層を形成する溶融亜鉛めっき処理とを順次行うことを特徴とする板厚2.6mm 以下の加工性に優れた薄物溶融亜鉛めっき軟鋼板の製造方法である。
【００１６】
また、第２の本発明では、前記粗圧延と前記仕上げ圧延の間で、相前後するシートバー同士を接合することが好ましく、また、第２の本発明では、前記粗圧延と前記仕上げ圧延の間で、前記シートバーの幅端部を加熱するシートバーエッジヒーター、前記シートバーの長さ端部を加熱するシートバーヒーターのいずれか一方または両方を使用することが好ましく、また、第２の本発明では、前記仕上げ圧延後巻き取りまでの間で、鋼板エッジ部に過冷却を防止するため冷却水のマスキングを施すことが好ましく、また第２の発明では、前記仕上げ圧延の一部または全パスを潤滑圧延とすることが好ましい。
【００１７】
また、第３の本発明は、第１の本発明である鋼板表面に合金化溶融亜鉛めっき層を有する薄物溶融亜鉛めっき軟鋼板を製造する方法であって、質量％で、Ｃ：0.0040％以下、Mn：0.6 〜1.50％、Al：0.150 ％以下を含み、さらにTi：｛（48/14 ）Ｎ（％）＋ 0.002｝〜｛６×（48/12 ）Ｃ（％）＋（ 48/14）Ｎ（％）｝％を含有し、あるいはさらにＢ：0.0001〜0.0030％および／またはNi：0.01〜１％、Cr：0.01〜0.2 ％のうちから選ばれた１種または２種を含有し、不純物であるSi、Ｐ、Ｓ、Ｎ、NbがSi：0.05％以下、Ｐ：0.02％以下、Ｓ：0.02％以下、Ｎ：0.0050％以下、Nb：0.005 ％以下を満足し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成の鋼スラブを、スラブ加熱温度：1000℃以上に加熱し、粗圧延してシートバーとし、該シートバーに仕上圧延出側温度： 800〜 950℃とする仕上げ圧延を施し、巻取り温度： 800〜450 ℃で巻き取る、熱間圧延を施し熱延板とし、ついで該熱延板を原板とし、酸洗後、あるいはさらに700 〜900 ℃に加熱し焼鈍する連続焼鈍処理を行ったのち、700 〜900 ℃に加熱する加熱処理と、溶融亜鉛めっきを施し前記熱延板表面に溶融亜鉛めっき層を形成する溶融亜鉛めっき処理とを連続して行い、さらに該溶融亜鉛めっき層の合金化を行う合金化処理を行うことを特徴とする板厚2.6mm 以下の加工性および耐パウダリング性に優れた薄物合金化溶融亜鉛めっき軟鋼板の製造方法である。また、第３の本発明では、前記粗圧延と前記仕上げ圧延の間で、相前後するシートバー同士を接合することが好ましく、また、第３の本発明では、前記粗圧延と前記仕上げ圧延の間で、前記シートバーの幅端部を加熱するシートバーエッジヒーター、前記シートバーの長さ端部を加熱するシートバーヒーターのいずれか一方または両方を使用することが好ましく、また、第３の本発明では、前記仕上げ圧延後巻き取りまでの間で、鋼板エッジ部に過冷却を防止するため冷却水のマスキングを施すことが好ましく、また第３の発明では、前記仕上げ圧延の一部または全パスを潤滑圧延とすることが好ましい。
【００１８】
【発明の実施の形態】
本発明の薄物溶融亜鉛めっき軟鋼板は、熱延鋼板を原板とし、板厚：2.6mm 以下で、引張強さTS：340MPa以下の低強度で、比較的厳しい絞り成形用として好適な、成形性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板である。
製品板厚が2.6mm を超えると、高い仕上げ圧延温度等の熱間圧延条件の規制を回避することが容易となり、さらに加えて熱延時の変形抵抗も低く、製造条件の規制が少なく、大きな問題もなく、溶融亜鉛めっき鋼板の原板である熱延鋼板を製造できる。また、板厚が2.6mm を超えるような溶融亜鉛めっき鋼板は、複雑なプレス成形を施されることもなく、またストレッチャーストレインの発生が問題となることも少なくなることから、本発明では、板厚：2.6mm 以下の薄物溶融亜鉛めっき鋼板に限定した。
【００１９】
本発明の薄物溶融亜鉛めっき軟鋼板は、薄物熱延軟鋼板をめっき原板とし、種々のプレス成形に好適に供することができる薄物めっき鋼板であり、降伏点伸びの発生がなく、引張強さTS：340MPa以下、好ましくは320MPa以下の軟鋼板である。なお、降伏点はプレス品の形状凍結性の観点から220MPa以下とすることが好ましく、より好ましくは200MPa以下である。
【００２０】
まず、本発明の薄物溶融亜鉛めっき軟鋼板の化学成分限定理由について説明する。なお、以下、質量％は単に％で記す。
Ｃ：0.0040％以下
Ｃは、鋼板の強度を増加させる元素であり、本発明では低強度とするため、0.0040％以下に低減する。Ｃを0.0040％以下に低減することにより、硬質なパーライト、あるいはセメンタイト等を低減でき、鋼の強度を引張強さ：340MPa以下に低下することができる。また、これらパーライトあるいはセメンタイトが減少することにより、粒の成長性が増加するため、とくに低YS化を有利に達成することができる。なお、とくに良好な伸び特性が要求される場合には、0.0030％以下とすることが望ましい。また、Ｃの下限は特に規定しないが、0.0005％未満では、結晶粒が顕著に粗大化するため、プレス成形時に肌荒れなどの不具合を生ずる場合があり、Ｃは0.0005％以上とすることが好ましい。
【００２１】
Mn：0.6 〜1.50％
Mnは、Ｓによる熱間割れを防止する有効な元素であり、含有するＳ量に応じて含有する必要がある。また、Mnは、熱間変形抵抗をほとんど変えずに、変態点を大きく低下させるという好ましい作用を有し、さらに、本発明のような極低Ｃ系では、鋼の強化能が小さいという特徴がある。さらに、Mnを含有することでスポット溶接性が改善される。これはスポット溶接時の電気抵抗がMnの含有で適度に上昇するためである。またMnはめっき性を阻害しない。したがって、めっき原板として熱延鋼板を用いる本発明では、熱間圧延性に優れ、高成形性を有する熱延軟鋼板を製造するために、0.6 ％以上のMn含有を必要とする。一方、1.50％を超えて含有すると、変態点が極めて低下するため、変態組織強化が顕著となり、目標とする低いTS、YSを安定して確保することが困難となるうえ、めっき品質、溶接性、および溶接部の成形性も悪化する傾向となる。このため、Mnは0.6 〜1.50％に限定した。なお、耐食性と成形性が要求される場合には、Mnは1.40％以下とするのが望ましい。また、変態点の低位安定化の観点からは、0.8 ％以上の含有が好ましい。
【００２２】
Al：0.150 ％以下
Alは、脱酸剤として作用し、鋼の清浄度を向上させるのに有効な元素であるが、多量に含有すると表面性状の悪化につながるが、概ね0.150 ％以下であればこのような不具合を生ずることはない。このため、Alは0.150 ％以下に限定した。なお、材質の安定性という観点から、0.005 〜0.080 ％の範囲とするのがさらに望ましい。
【００２３】
Ti：｛（48/14 ）Ｎ（％）＋ 0.002｝〜｛６×（48/12 ）Ｃ（％）＋（ 48/14）Ｎ（％）｝％
Tiは、本発明で最も重要な添加元素のひとつである。Tiは、鋼中のＮを固定し、さらにＣを固定して、時効劣化を低減する作用を有している。特に、ＣをTi炭化物として固定することにより、固溶Ｃ量を低減し、強度、特に降伏点（YS）を顕著に低減することができる。本発明におけるように、極低Ｃ系で、Mnを多量に含有する場合には、Ｃを固定し、TS 340MPa 以下の熱延軟鋼板とするうえでTiは重要である。TiはＮ、Ｃ以外にＳとも結合する傾向をもつが、本発明では、Mnが比較的多量に含有されているため、TiS の生成を考慮しないほうが、特性と良く対応することが、本発明者らの種々の検討から明らかになった。
【００２４】
鋼中のＮを完全に固定するためには、Ti含有量は、Timin ＝｛（48／14）Ｎ（％）＋0.002 ｝％以上とする必要がある。Ｎを完全に固定するためにTiは、少なくともＮとの当量、（48／14）Ｎ（％）、含有する必要はあるが、さらに0.002 ％過剰に含有することにより安定してＮを固定できる。Ti含有量がTimin 未満では、Ｃが鋼中に固溶状態で存在し、降伏点YSが顕著に増加する。
【００２５】
一方、Ti含有量が、Timax ＝｛６×（48／12）Ｃ（％）＋（48／14）Ｎ（％）｝％を超えると、鋼の熱間変形抵抗が増加し、めっき原板である薄物軟鋼板の製造が困難となり、また、めっき表面に欠陥を生じる危険性が生ずる。このため、Tiは、｛（48／14）Ｎ（％）＋0.002 ｝〜｛６×（48／12）Ｃ（％）＋（48／14）Ｎ（％）｝％に限定した。
【００２６】
Ｂ：0.0001〜0.0030％
Ｂは、スポット溶接やアーク溶接をはじめとする種々の溶接熱影響部の組織の粗大化を抑制し、溶接部の静的強度、疲労強度を大幅に改善する作用を有し、また、Ｂは、各種のろう付作業が行われる際に問題となるろう脆性（一種の液体金属脆性）を防ぐのに有効であり、必要に応じ含有できる。このような効果は、0.0001％以上の含有で認められるが、0.0030％を超える含有は、鋼の熱間変形抵抗を増加させ、さらにめっき鋼板のｒ値、引張特性の面内異方性を顕著にし、部品板厚の局所的な変動を招きやすくする。このため、Ｂは0.0001〜0.0030％の範囲に限定するのが好ましい。なお、より好ましくは、0.0025％以下である。また、上記した効果を安定して得るためには、0.0005％以上含有するのがより好ましい。
【００２７】
Ni：0.01〜１％、Cr：0.01〜 0.2％のうちから選ばれた１種または２種
Ni、Crはいずれも、固溶強化能が小さく鋼の変態点を低下させる作用を有しており、本発明では必要に応じ選択して含有できる。このような効果は、Ni、Crそれぞれ、0.01％以上の含有で認められる。Ni、Crそれぞれ、１％以下の含有で、本発明で必要とする変態点低下効果を十分に達成でき、それ以上、すなわち１％を超えて含有しても、経済的に不利となるばかりか、逆に表面欠陥を増加させる。なお、Crは、0.2 ％を超えて含有すると、表層に形成される酸化物に起因する不めっきの発生が顕著となる。このため、Ni：0.01〜１％、Cr：0.01〜0.2 ％の範囲に限定するのが好ましい。なお、Niによる変態点低下効果は、Mnによる変態点低下効果と相乗的に作用するため、Mn含有量とバランスさせて必要量含有することが好ましい。
【００２８】
また、本発明では、不純物元素のうち、とくにSi、Ｐ、Ｓ、Ｎ、Nbについてその上限を限定する。
Si：0.05％以下
Siは、鋼の熱間変形抵抗を顕著に増大させ、また固溶強化により鋼の強度を顕著に増加させるため、薄物めっき軟鋼板の製造に際しては、好ましくない元素である。また、表面性状、特に、表面の美麗性改善という観点から、本発明ではSiはできるだけ低減するのが望ましい。0.05％を超えて含有すると、熱間変形抵抗が顕著に増加するため、Siは0.05％以下に限定した。なお、変形抵抗の低減という観点からは、0.02％以下とすることが好ましい。また、極めて美麗な外観を要求される場合には、Siは0.01％以下に限定するのがより好ましい。
【００２９】
Ｐ：0.02％以下
Ｐは、強い固溶強化元素であり、多量に含有すると、鋼を著しく硬質化させるとともに、鋼中において偏析する傾向が強く、それに起因した溶接部の脆化をもたらすため、本発明ではできるだけ低減するのが望ましい。また、Ｐは、鋼の変態点を顕著に上昇させる元素であり、この点からも、本発明のような薄鋼板においては特に低減することが望ましい。これらのことから、Ｐは0.02％以下に限定した。なお、溶接部靱性、変態点の低いことがとくに重要視される場合には、0.01％以下とするのが好ましい。
【００３０】
Ｓ：0.02％以下
Ｓは、鋼中では介在物として存在し、鋼板の延性を減少させ、さらに耐食性の劣化をもたらす元素であり、できるだけ低減するのが望ましいが、0.02％までは許容できる。このようなことから、Ｓは0.02％以下に限定した。なお、特に良好な加工性が要求される場合には、0.015 ％以下とすることが好ましい。
【００３１】
Ｎ：0.0050％以下
Ｎは、固溶強化により鋼の強度を増加する元素であり、低強度鋼を指向する本発明ではできるかぎり低減することが望ましい。しかし、Ｎは、Al、Tiを添加することで窒化物として固定できるため、その弊害を軽減することはでき、概ね0.0050％以下とすれば、固溶Ｎによる強度の上昇、ストレッチャーストレインの発生などの問題を回避することができる。このため、本発明では、Ｎは0.0050％以下に限定した。なお、安定して上記の機構を働かせるためには0.0030％以下とすることが望ましい。
【００３２】
Nb：0.005 ％以下
Nbは、鋼板強度を増加させ、熱間変形抵抗を増加させる元素であり、本発明ではできるだけ低減することが望ましく、0.005 ％以下に限定した。なお、より好ましくは0.002 ％以下である。
上記した化学成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物である。不可避的不純物として、中でもCu、Mo、Ｖは、いずれも鋼板の強度を増加させ、特にMoは同時に熱間圧延時の熱間変形抵抗を顕著に増加させるため、Cu、Moを合計で0.2 ％以下、ＶはNbとの合計で0.2 ％以下に制限することが好ましい。とくに、熱間変形抵抗低減の観点から、Cu、Moはそれぞれ0.02％以下、Ｖは0.005 ％以下に限定するのが好ましい。
【００３３】
本発明の薄物溶融亜鉛めっき軟鋼板は、上記した組成と、フェライト相の平均結晶粒径が15μm 以上である組織とを有する。なお、本発明鋼のような極低Ｃ鋼板の組織は主としてフェライト相からなり、少量の炭窒化物を含む組織である。
フェライト相の平均結晶粒径が15μm 未満では、固溶状態のＣ、Ｎ量が極限まで低減されていても、安定して目標の引張強さ340MPa以下の強度とすることができない。なお、より低強度、とくに降伏点をより低くするためには、フェライト相の平均結晶粒径は、20μm 以上とするのが好ましい。これにより、成形時のスプリングバックの低減、成形性の更なる改善が期待できる。なお、フェライト相の平均結晶粒径が50μm を超えると、プレス成形時にいわゆるオレンジピールと呼ばれる肌荒れが発生する恐れがあるため、フェライト相の平均結晶粒径は50μm 以下とするのが望ましい。
【００３４】
本発明では、平均結晶粒径は、断面組織写真からＡＳＴＭに規定の求積法により算出した値と、断面組織写真からＡＳＴＭに規定の切断法により求めた公称粒径（例えば、梅本ら：熱処理，24（1984），334 参照）のうち、いずれか大きい方を採用する。
つぎに、本発明の薄物溶融亜鉛めっき軟鋼板の好ましい製造方法について説明する。
【００３５】
本発明の製造方法では、熱間圧延性に優れた鋼スラブを使用する。本発明でいう「熱間圧延性に優れた」とは、▲１▼熱間での変形抵抗が低いこと、▲２▼仕上げ圧延温度の確保が容易であること、▲３▼熱間において十分な変形能を有し圧延割れの発生がないこと、を全て満足する状態をいうものとする。なお、「▲２▼仕上げ圧延温度の確保が容易である」とは、低い変態点（オーステナイトからフェライトが生成する温度）を有し、圧延中の温度低下を考慮しても、所望の圧延温度範囲の下限を確保できることを意味する。
【００３６】
上記した組成の鋼スラブは、本発明でいうところの熱間圧延性に優れており、本発明の製造方法では、まず、上記した組成の鋼スラブを、加熱後粗圧延してシートバーとし、該シートバーに仕上げ圧延を施し、仕上げ圧延後コイル状に巻き取る、熱間圧延を施し、板厚2.6 mm以下の薄物熱延鋼板とし、この薄物熱延鋼板をめっき原板とする。
【００３７】
本発明の製造方法で使用する鋼スラブは、化学成分のマクロ偏析を防止するため連続鋳造法で製造することが望ましいが、分塊法、あるいは薄スラブ鋳造法で製造してもなんら問題はない。
また、本発明では、鋼スラブを製造後いったん室温まで冷却して再度加熱する通常のプロセスのほか、冷却せずに温片のままで加熱炉に装入したのち圧延する直送圧延、あるいは僅かの保熱を行ったのち直ちに圧延する直接圧延などの省エネルギープロセスも問題なく適用できる。
【００３８】
スラブ加熱温度：1000℃以上
スラブ加熱温度は、所定の仕上げ圧延出側温度が確保できるように設定されるが、1000℃未満では粗圧延での変形抵抗が増大するため、1000℃以上とするのが好ましい。スラブ加熱温度の上限はとくに規定しないが、スケールロスの増大を避けるという観点からは1300℃以下とするのがより好ましい。
【００３９】
上記した条件で加熱されたスラブは、粗圧延によりシートバーとされる。なお、粗圧延の条件はとくに規定する必要はなく、常法にしたがって行えばよい。
ついで、シートバーに仕上圧延を施す。
なお、本発明の製造方法では、粗圧延と仕上圧延の間で、相前後するシートバー同士を接合し、連続的に仕上圧延することが好ましい。接合手段としては、圧接法、レーザ溶接法、電子ビーム溶接法などを用いるのが好ましい。これ以外の接合方法でもなんら問題はない。
【００４０】
相前後するシートバー同士を接合することにより、仕上圧延において、コイルの先端および後端のいわゆる形状の乱れを生じやすい非定常部の存在割合が減少し、安定した圧延条件がほぼコイル全長および全幅にわたって達成でき、製品の形状・寸法精度および歩留りが向上する。また、圧延後の熱延鋼板をホットランテーブル上で冷却する場合も常に張力を付与できるため、鋼板形状の向上に有効である。
【００４１】
また、シートバー接合し連続圧延することにより従来のシートバー毎の単発圧延では通板性や噛込み性等の問題により実施が難しかった薄物・広幅に対する潤滑圧延が容易に実施できるようになり、圧延荷重およびロール面圧が低減してロールの寿命が延長する。
また、本発明では、粗圧延と仕上圧延の間で、シートバーの幅端部を加熱するシートバーエッジヒータ、シートバーの長さ端部を加熱するシートバーヒータのいずれか一方または両方を使用して、シートバーの幅方向および長手方向の温度分布を均一化することが好ましい。これにより、鋼板内の材質ばらつきをさらに小さくすることができる。また、シートバーエッジヒータ、シートバーヒータは温度の安定性、制御の容易性から誘導加熱方式のものとするのが好ましい。
【００４２】
使用手順は、まずシートバーエッジヒータにより幅方向の温度差を補償することが望ましい。このときの加熱量は、仕上圧延出側での幅方向温度分布範囲が概ね20℃以下となるように設定するのが好ましい。次いでシートバーヒータにより長手方向の温度差を補償する。このときの加熱量は、長さ端部温度が中央部温度よりも概ね20℃程度高くなるように設定するのが好ましい。
【００４３】
仕上圧延出側温度： 800〜 950℃
仕上圧延出側温度ＦＤＴは、鋼板の組織を決定する重要な因子の一つである。最終のめっき製品で平均結晶粒径15μm 以上の均一なフェライト相を得るためには、ＦＤＴを800 ℃以上とするのが好ましい。ＦＤＴが800 ℃を下回ると、組織が顕著にかつ不均一に粗大化し、プレス成形時に肌荒れおよびリジングと呼ばれれる欠陥が発生する。また、伸びEl、ｒ値の面内異方性を低減する観点からは、ＦＤＴは変態点（Ａr3変態点)以上とするのが好ましい。一方、ＦＤＴが950 ℃を上回ると、鋼板表面のスケール疵の発生が懸念される。このため、ＦＤＴは 800〜 950℃の範囲内とするのが好ましい。なお、鋼板幅方向の材質均一性からは、ＦＤＴは850 ℃以上とするのがより好ましい。
【００４４】
仕上げ圧延終了後、鋼板は巻き取られる。なお、仕上げ圧延後の冷却は軟質化のために徐冷とするのが好ましい。冷却パターンとしては、ホットランテーブルの前半部は水冷をせず、後半部で水冷を行うパターンが組織を粗大化し、軟質化するという観点から好ましい。また、仕上げ圧延後のホットランテーブル上での冷却において材質均一化の観点から鋼板エッジ部の過冷却を防止するために幅方向に冷却水のマスキングを行うことが好ましい。
【００４５】
巻取り温度：450 〜800 ℃
本発明では、巻取り温度ＣＴについてはとくに厳しい限定はない。次工程の溶融亜鉛めっき処理で700 ℃以上に加熱されるため、その際、TiC の十分な析出、凝集粗大化が起こり、ＴＳ340MPa以下という鋼板の軟質化が達成できるからである。しかし、巻取り温度が450 ℃未満となると、鋼板の形状が不安定となりこれがめっき後も残留する。また鋼板の強度もやや増加する傾向を示す。このようなことから、巻取り温度CTは450 ℃以上とした。一方、巻取り温度CTが800 ℃を超えると、スケール厚さが顕著に増加し酸洗による除去が困難となる。このため、巻取り温度CTは450 〜800 ℃に限定した。
【００４６】
また、本発明では、仕上げ圧延において、熱間圧延荷重を低減するために、潤滑圧延を行ってもよい。潤滑圧延を行うことにより、熱延板の形状・材質がより均一化されるという効果がある。なお、潤滑圧延の際の摩擦係数は0.25〜0.10の範囲とするのが好ましい。また、潤滑圧延と連続圧延とを組み合わせることによりさらに、熱間圧延の操業が安定する。
【００４７】
上記した製造方法で製造された薄物熱延軟鋼板（熱延板）を、めっき原板として、該熱延板に酸洗を施し、ついで、溶融亜鉛めっき処理前に、700 〜900 ℃に加熱する加熱処理を施す。なお、加熱処理は、その後の溶融亜鉛めっき処理とともに連続溶融亜鉛めっきラインで連続して行うのが好ましい。
溶融亜鉛めっき処理前の加熱処理では、めっき原板である熱延板は、加熱温度：700 〜900 ℃に加熱される。めっき処理前に、この温度域に加熱することにより鋼板表面が活性化され、めっきの均一性、めっき密着性、耐パウダリング性等のめっき品質が良好となるとともに、引張強さが安定して低下し、溶融亜鉛めっき処理後に良好な引張特性が付与される。加熱温度が700 ℃未満では、めっきの密着性が低下する。一方、900 ℃を超えると、結晶粒の粗大化が顕著となり、また粗大粒と微細粒の混合組織となりフェライト相を均一な平均結晶粒径15μm 以上とすることができず、プレス成形後の外観品質が劣化する。このため、加熱処理の加熱温度は700 〜900 ℃の範囲の温度に限定するのが好ましい。なお、加熱処理の保持時間は、20〜120 ｓとするのが好ましい。
【００４８】
加熱処理を施された熱延板は、ついで、溶融亜鉛めっき処理を施される。
加熱処理後、溶融亜鉛めっき処理までの冷却速度（平均冷却速度）は、２〜50℃／ｓとするのが好ましい。冷却速度が２℃／ｓ未満では、操業の効率が低下することとなり、一方、50℃／ｓを超えると、降伏点が増加することとなる。
本発明における溶融亜鉛めっき処理は、通常、溶融亜鉛めっきラインで行われる条件と同様に、450 〜550 ℃の温度範囲で溶融亜鉛めっきを施し、鋼板表層に溶融亜鉛めっき層を形成する。なお、亜鉛浴は、0.10〜0.15％Alを含有するZn浴とするのが望ましい。また、めっき処理後、必要に応じ目付量調整のためのワイピングを行ってよいのはいうまでもない。
【００４９】
なお、本発明では、外観性状、耐パウダリング性等めっき品質の更なる改善のためには、上記した加熱処理の前に、熱延板を、700 〜900 ℃の範囲の温度に加熱し焼鈍する連続焼鈍処理を施すことが好ましい。
この連続焼鈍処理は、連続焼鈍ライン（ＣＡＬ）で行うのが好ましい。連続焼鈍処理の雰囲気は、還元性雰囲気である、２〜５vol ％のＨ2 ガスを含む窒素ガス中とするのが好ましい。連続焼鈍処理の温度は、板温で700 ℃以上、900 ℃以下とするのが好ましい。溶融亜鉛めっき処理前の加熱処理に先立って連続焼鈍処理を行うことにより、溶融亜鉛めっき処理前の加熱処理を行う際の鋼板表面への合金元素の濃化が軽減されるため、めっき性が顕著に向上する。連続焼鈍処理の温度が700 ℃未満では、この濃化の軽減効果が充分でないため、めっき品質が劣化することがある。一方、900 ℃を超えると、組織の粗大化が顕著となり、プレス成形時の肌荒れ等の欠陥が生じる危険性が増大する。このため、連続焼鈍処理の加熱温度は700 〜900 ℃の範囲の温度に限定するのが好ましい。なお、連続焼鈍処理の保持時間は、20〜120 ｓとするのが好ましい。なお、連続焼鈍後、溶融亜鉛めっき処理前の加熱処理を行う前に酸洗処理を施すことが耐パウダリング性改善の点で好ましい。
【００５０】
また、本発明では、溶融亜鉛めっき処理後、めっき層を合金化する合金化処理を施してもよい。合金化処理における加熱温度は、470 〜(AC1変態点) の温度とするのが好ましい。加熱温度が470 ℃未満では、合金化の進行が遅く生産性が低下する。一方、加熱温度が、 AC1変態点を超えるとめっき層の合金化が進行しすぎてめっき層が脆化する。このため、本発明では、合金化処理の加熱温度を470 〜(AC1変態点) の温度とするのが好ましい。
【００５１】
なお、合金化処理後の冷却速度は、80℃まで５〜50℃／ｓの範囲とするのが生産性、材質均一性の観点から好ましい。
また、めっき処理後、あるいは合金化処理後の鋼板には形状矯正、表面粗さ等の調整のため調質圧延を加えてもよい。
【００５２】
【実施例】
（実施例１）
表１に示す組成の溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法でスラブとした。これらスラブを表２に示す条件で加熱し、粗圧延してシートバーとし、ついで該シートバーに表２に示す条件の仕上圧延を施し、板厚：1.4mm の薄物熱延鋼板とした。なお、各熱延鋼板について、仕上げ圧延の最終パスで圧延荷重を測定し、これより被圧延材の変形抵抗を算出した。得られた変形抵抗は、通常のＣ量が0.05％程度の低炭素アルミキルド鋼の熱間変形抵抗に対する比で表３に示した。
【００５３】
また、変態点（Ａr3変態点）は、加工変態測定装置（富士電波工機（株）製）を用いて、1000℃加熱後１パスで50％の圧縮加工を行い、２℃／ｓで冷却する条件にて測定し、表２に示した。
得られた各熱延鋼板に、酸洗を施したのち、連続溶融亜鉛めっきラインで、表２に示す条件の加熱処理と、表２に示す条件の溶融亜鉛めっき処理を施し薄物溶融亜鉛めっき鋼板とした。また、多くの鋼板では、溶融亜鉛めっき処理後に表２に示す条件で合金化処理を施し、薄物合金化溶融亜鉛めっき鋼板とした。
【００５４】
溶融亜鉛めっき処理は、溶融亜鉛めっき浴に鋼板を浸漬して行い、浸漬した鋼板を引上げたのちガスワイピングにより目付量を調整した。溶融亜鉛めっき処理の条件は、
板温：475 ℃
めっき浴：0.13％Al-Zn
浴温：475 ℃
浸漬時間：３ｓ
目付量：45g/m2
とした。
【００５５】
得られた薄物めっき鋼板について、鋼板形状および寸法精度、微視組織、引張特性、耐パウダリング性および肌あれ・リジング模様の発生を調査した。
（１）めっき鋼板形状および寸法精度
得られた薄物めっき鋼板について、鋼板形状（具体的には、日本鉄鋼連盟規格（JFS A 3011）に準拠した波高さ）を観察した。波高さが10mm以下のものを鋼板形状：きわめて良好とし、波高さが10mm超20mm以下の場合を鋼板形状：良好、波高さが20mmを上まわる場合を鋼板形状：劣るとした。
【００５６】
また、得られた熱延鋼板の長手方向で３箇所、幅方向で５箇所の計15箇所で、板厚を測定した。測定値の目標値からのずれ（偏差）を求め、板厚偏差が５％以下の場合を板厚精度：きわめて良好とし、板厚偏差が５％超10％未満の場合を板厚精度：良好、10％以上の場合を板厚精度：劣ると評価した。また、板クラウンが15μm 未満の場合をクラウン精度：きわめて良好とし、15μm 以上25μm 未満の場合をクラウン精度：良好、25μm 以上の場合をクラウン精度：劣ると評価した。なお、クラウンは鋼板端部から25mm位置と中央部の板厚差である。
（２）微視組織
各薄物めっき鋼板から試験片を採取し、圧延方向に平行な断面（Ｌ断面）について、光学顕微鏡あるいは走査型電子顕微鏡を用いて微視組織を観察し、画像解析装置を用いてフェライトの平均粒径を求めた。
【００５７】
フェライトの平均結晶粒径は、圧延方向に平行な断面（Ｌ断面）についての組織写真からＡＳＴＭに規定の求積法により算出した値またはＡＳＴＭに規定の切断法により求めた公称粒径のうち、いずれか大きい方を採用した。
（３）引張特性
各薄物めっき鋼板からJIS ５号試験片を圧延方向に採取し、JIS Z 2241の規定に準拠してクロスヘッド速度10／min で引張試験を実施し、降伏強さＹＳ、引張強さＴＳ、伸びＥｌ、降伏点伸びＹ．Ｅｌを求めた。なお、降伏点伸びは腰折れやストレッチャーストレイン発生の目安とすることができ、降伏点伸びが認められる場合、腰折れやストレッチャーストレイン発生の危険がある。
（４）耐パウダリング性
各薄物合金化溶融亜鉛めっき鋼板から試験片を採取し、試験片にセロハン粘着テープを貼付し、該セロハン粘着テープ貼付部に曲げ半径：１mmR で90゜曲げた後、もとの状態に曲げ戻しを施したのち、セロハン貼付テープを引き剥がし、テープ上に付着した亜鉛粉の量を蛍光Ｘ線により測定した。なお、亜鉛粉量は係数管のカウント数（cps ）で表示した。なお、耐パウダリング性は500cps以下であれば良好と判断される。
（５）肌あれ・リジング模様
各薄めっき鋼板から試験片を採取し、引張試験により15％の引張歪を与え目視で表面の性状を観察し、肌あれとリジング模様の発生の有無を調査した。
【００５８】
これらの結果を表３に示す。
【００５９】
【表１】
0004534332.tif 000002
【００６０】
【表２】
0004534332.tif 000003
【００６１】
【表３】
0004534332.tif 000004
【００６２】
本発明例では、いずれも鋼板形状および寸法精度も良好な薄物溶融亜鉛めっき軟鋼板となっており、TS：340MPa以下の低強度で優れた延性を有し、かつ肌あれ、リジング模様の発生も認められなかった。また、溶融亜鉛めっき層の合金化処理を行った場合には、耐パウダリング性にも優れた薄物合金化溶融亜鉛めっき軟鋼板となっている。一方、本発明の範囲を外れる比較例では、強度が増加し、延性・成形性が低下するか、耐パウダリング性が劣化するか、あるいは通常の低炭素アルミキルド鋼にくらべ変形抵抗が15〜20％増加し、このため鋼板形状が乱れ、板厚偏差やクラウン量が大きくなって、寸法精度が劣化していた。また、肌あれやリジング模様が発生したものもあった。鋼板形状は連続溶融亜鉛めっき工程で改善される傾向があるが、板厚偏差やクラウンについては、改善されないまま、めっき鋼板となる。なお、いずれの場合も熱間圧延において圧延割れは発生しなかった。
【００６３】
（実施例２）
表４に示す組成の溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法でスラブとした。これらスラブを表５に示す条件で加熱し、粗圧延してシートバーとし、ついで該シートバーに表５に示す条件の仕上圧延を施し、板厚：1.0 〜2.6mm の薄物熱延鋼板とした。なお、一部については、相前後するシートバーを溶融圧接法で接合し連続圧延を行った。また、一部については、シートバーの長さ方向端部、幅方向端部を誘導加熱方式のシートバーヒーター、エッジヒーターを使用してシートバーの温度を調整した。また、一部については、仕上圧延で潤滑圧延を行った。なお、実施例１と同様に、各熱延鋼板について、仕上げ圧延の最終パスで圧延荷重を測定し、これから被圧延材の変形抵抗を算出した。なお、得られた変形抵抗は、Ｃ量が0.05％程度の通常の低炭素アルミキルド鋼の熱間変形抵抗に対する比で表６に示した。
【００６４】
また、変態点（Ａr3変態点）は、実施例１と同様に、加工変態測定装置（富士電波工機（株）製）を用いて、1000℃加熱後、50％の圧縮歪を加え、２℃／ｓで冷却する条件にて測定し、表５に示した。
得られた各熱延鋼板に、酸洗を施したのち、連続溶融亜鉛めっきラインで、表５に示す条件の加熱処理と、表５に示す条件の溶融亜鉛めっき処理を施し薄物溶融亜鉛めっき鋼板とした。また、一部の鋼板には、溶融亜鉛めっき処理後に表５に示す条件で合金化処理を施し、薄物合金化溶融亜鉛めっき鋼板とした。
【００６５】
また、一部の鋼板には、上記した加熱処理前に別途、連続焼鈍処理を施した。連続焼鈍処理は、連続焼鈍ラインで実施し、５vol ％Ｈ2 ＋Ｎ2 雰囲気（露点：−40℃）で、表２に示す温度で行った。なお、保持時間は40ｓとした。なお、連続焼鈍後、連続溶融亜鉛めっき処理前に軽酸洗を行った。
得られた薄物めっき鋼板について、実施例１と同様に、鋼板形状および寸法精度、微視組織、引張特性、耐パウダリング性、および肌あれとリジング模様の発生状況を調査した。
【００６６】
それらの結果を表６に示す。
【００６７】
【表４】
0004534332.tif 000005
【００６８】
【表５】
0004534332.tif 000006
【００６９】
【表６】
0004534332.tif 000007
【００７０】
本発明例では、いずれも鋼板形状および寸法精度が良好な薄物溶融亜鉛めっき軟鋼板となっており、TS：340MPa以下の低強度で優れた延性を有し、かつ肌あれ、リジング模様の発生も認められなかった。また、溶融亜鉛めっき層の合金化処理を行った場合には、耐パウダリング性にも優れた薄物合金化溶融亜鉛めっき軟鋼板となっている。また、めっき後に降伏点伸びが発生しないため、腰折れ等の不具合も皆無である。また、加熱処理前に連続焼鈍処理を行ったものは、いずれも連続焼鈍処理を施さないものに比べ、より良好な表面外観を示した。
【００７１】
一方、本発明の範囲を外れる比較例では、強度が増加し、延性が低下するか、あるいは肌あれ、リジング模様が発生するか、その他の特性が劣化している。
また、相前後するシートバーを接合し連続圧延を行うと、鋼板の幅方向、および長手方向の板厚精度が顕著に向上する。また、シートバーヒーター、シートバーエッジヒーターを使用してシートバー端部の温度調節を行うと板厚精度が向上する。なお、いずれの場合も熱間圧延において圧延割れは発生しなかった。
【００７２】
【発明の効果】
本発明によれば、熱延軟鋼板をめっき原板とし、低強度で成形性に優れた、板厚：2.6mm 以下の薄物溶融亜鉛めっき軟鋼板を安定して製造でき、広い分野で使用されている冷延鋼板をめっき原板とする溶融亜鉛めっき鋼板に代えて使用可能となり、製造コストの低減など産業上格段の効果を奏する。