JP2017166057A - 高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】めっき密着性、加工性、耐疲労特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を提供する。【解決手段】鋼板に対して、前段で、Ｏ２濃度１０００体積ｐｐｍ以上、Ｈ２Ｏ濃度１０００体積ｐｐｍ以上の雰囲気中で、４００〜７５０℃の温度で加熱し、後段で、Ｏ２濃度１０００体積ｐｐｍ未満、Ｈ２Ｏ濃度１０００体積ｐｐｍ以上の雰囲気中で、６００〜８５０℃の温度で加熱する酸化処理を施す。次いで、加熱帯で、Ｈ２濃度が５〜３０体積％、Ｈ２Ｏ濃度が１０〜１０００体積ｐｐｍ、残部がＮ２および不可避的不純物からなるからなる雰囲気中で、昇温速度が０．１℃／ｓｅｃ以上で、６５０〜９００℃の温度に加熱した後に、均熱帯で、Ｈ２濃度が５〜３０体積％、Ｈ２Ｏ濃度が５００〜５０００体積ｐｐｍ、残部がＮ２および不可避的不純物からなる雰囲気中で、均熱帯での温度変化が±２０℃以内で、１０〜３００秒間均熱保持する還元焼鈍を施す。【選択図】なし

Description

本発明は、Ｓｉを含む高強度鋼板を母材とする、高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に関するものである。

近年、自動車、家電、建材等の分野において素材鋼板に防錆性を付与した表面処理鋼板、中でも防錆性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板が使用されている。また、自動車の燃費向上および自動車の衝突安全性向上の観点から、車体材料の高強度化によって薄肉化を図り車体そのものを軽量化かつ高強度化するために、高強度鋼板の自動車への適用が促進されている。

一般的に、溶融亜鉛めっき鋼板は、スラブを熱間圧延や冷間圧延した薄鋼板を母材として用い、母材鋼板をＣＧＬの焼鈍炉で再結晶焼鈍し、その後、溶融亜鉛めっき処理を行い製造される。また、合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、溶融亜鉛めっき後、さらに合金化処理を行い製造される。

鋼板の強度を高めるためには、ＳｉやＭｎの添加が有効である。しかし、連続焼鈍の際に、ＳｉやＭｎは、Ｆｅの酸化が起こらない（Ｆｅ酸化物を還元する）還元性のＮ_２＋Ｈ_２ガス雰囲気でも酸化し、鋼板最表面にＳｉやＭｎの酸化物を形成する。ＳｉやＭｎの酸化物はめっき処理時に溶融亜鉛と下地鋼板との濡れ性を低下させるため、ＳｉやＭｎが添加された鋼板では不めっきが多発するようになる。また、不めっきに至らなかった場合でも、めっき密着性が悪いという問題がある。

ＳｉやＭｎを多量に含む高強度鋼板を母材とした溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法として、特許文献１には、鋼板表面酸化膜を形成させた後に還元焼鈍を行う方法が開示されている。しかしながら、特許文献１では良好なめっき密着性が安定して得られない。

これに対して、特許文献２〜８では、酸化速度や還元量を規定したり、酸化帯での酸化膜厚を実測し、実測結果から酸化条件や還元条件を制御して効果を安定化させようとした技術が開示されている。

また、特許文献９〜１１では、酸化−還元工程における雰囲気中のＯ_２、Ｈ_２、Ｈ_２Ｏなどのガス組成を規定している。

特開昭５５−１２２８６５号公報 特開平４−２０２６３０号公報 特開平４−２０２６３１号公報 特開平４−２０２６３２号公報 特開平４−２０２６３３号公報 特開平４−２５４５３１号公報 特開平４−２５４５３２号公報 特開平７−３４２１０号公報 特開２００４−２１１１５７号公報 特開２００５−６０７４２号公報 特開２００７−２９１４９８号公報

特許文献１〜８に示されている溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を適用した場合、連続焼鈍において鋼板表面にＳｉやＭｎの酸化物が形成することで、十分なめっき密着性が必ずしも得られないことが分かった。

また、特許文献９、１０に記載の製造方法を適用した場合には、めっき密着性は改善するものの、酸化帯での過剰な酸化により、炉内ロールに酸化スケールが付着し鋼板に押し疵が発生する、いわゆるピックアップ現象が発生する課題があった。

特許文献１１に記載の製造方法では、ピックアップ現象の抑制には効果があるものの、良好な加工性や耐疲労特性が必ずしも得られないことが分かった。また、良好なめっき密着性も得られないことが分かった。

本発明は、かかる事情に鑑みてなされたものであって、めっき密着性、加工性および耐疲労特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を提供することを目的とする。

鋼の高強度化には上述したようにＳｉやＭｎ等の固溶強化元素の添加が有効である。そして、自動車用途に使用される高強度鋼板については、プレス成形が必要になるために強度と延性のバランスの向上が要求される。これらに対しては、Ｓｉ、Ｍｎは鋼の延性を損なわずに高強度化ができる利点があるため、Ｓｉ含有鋼は高強度鋼板として非常に有用である。しかしながら、Ｓｉ含有鋼、Ｓｉ・Ｍｎ含有鋼を母材とした高強度溶融亜鉛めっき鋼板を製造する場合、以下の問題がある。

ＳｉやＭｎは焼鈍雰囲気中で鋼板最表面にＳｉおよび／またはＭｎの酸化物を形成し、鋼板と溶融亜鉛との濡れ性を劣化させる。その結果、不めっきなどの表面欠陥が発生する。また、不めっきに至らなかった場合でもめっき密着性が著しく劣ってしまう。これは、鋼板表面に形成されたＳｉおよび／またはＭｎの酸化物が、めっき層と鋼板の界面に残存するために、めっき密着性を劣化させているものと考えられる。

また、Ｓｉ含有鋼では溶融めっき処理した後の合金化処理において、ＦｅとＺｎの反応が抑制される。そのため、合金化を正常に進行させるには比較的高温での合金化処理が必要となる。しかし、高温で合金化処理を行うと、十分な加工性が得られない。

高温で合金化処理を行うと十分な加工性が得られない問題に対しては、延性を確保するために必要な鋼中の残留オーステナイト相がパーライト相に分解されるために、十分な加工性が得られないことがわかった。また、溶融めっき前に、Ｍｓ点以下まで一旦冷却して再加熱した後に溶融めっき処理および合金化処理を行った場合では、強度を確保するためのマルテンサイト相の焼き戻しが起こり、十分な強度が得られないことが分かった。このようにＳｉ含有鋼においては、合金化温度が高温になるが故に所望する機械特性値が得られないという問題がある。

更には、Ｓｉの鋼板最表面での酸化を防ぐには、酸化処理を行った後に還元焼鈍を行う方法が有効であるが、その時にＳｉの酸化物が鋼板表層の内部の粒界に沿って形成する。すると、耐疲労特性が劣ることが分かった。これは粒界に形成した酸化物を起点として、疲労亀裂が進展するために起こるものと考えられる。

上記をもとに検討を重ねた結果、以下の知見を得た。ＳｉやＭｎを含む高強度鋼板を母材とした場合、鋼板と溶融亜鉛の濡れ性の低下の原因となるＳｉやＭｎの鋼板最表面での酸化を抑制するため、酸化処理を行った後に還元焼鈍を行うことが有効である。この時、酸化処理を行う雰囲気のＯ_２濃度を前段と後段で変化させることで、ＳｉやＭｎの鋼板表面での酸化を抑制するために必要な鉄酸化物量を十分確保しつつ、鉄酸化物によるピックアップを防止することができる。更には、還元焼鈍工程における加熱帯でのＨ_２Ｏ濃度を低濃度とすることで、鉄酸化物の還元反応を更に促進して、ピックアップを防止することができる。一方で、Ｓｉ含有鋼での高温での合金化処理に対しては、内部酸化反応が促進される高温域である還元焼鈍工程における均熱帯でのＨ_２Ｏ濃度を高濃度に制御し、さらに好ましくは合金化温度を均熱帯でのＨ_２Ｏ濃度との関係から規定することで、合金化温度を低下させ、加工性および耐疲労特性を向上させることができる。また、めっき密着性を改善することができる。更に均熱帯での温度変化を制御することで、優れた機械特性値も併せ持つことができる。

すなわち、Ｏ_２濃度を制御した酸化処理を行い、かつＨ_２Ｏ濃度を制御した還元焼鈍を行い、好ましくは均熱帯でのＨ_２Ｏ濃度に応じた温度での合金化処理を行うことによって、めっき密着性、加工性および耐疲労特性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られることが分かった。

本発明は上記知見に基づくものであり、特徴は以下の通りである。
［１］質量％で、Ｃ：０．３％以下、Ｓｉ：０．１〜２．５％、Ｍｎ：０．５〜３．０％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０１００％以下を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼板に対して、酸化処理を行い、次いで還元焼鈍を行った後に溶融めっき処理を施すに際し、前記酸化処理では、前段で、Ｏ_２濃度が１０００体積ｐｐｍ以上、Ｈ_２Ｏ濃度が１０００体積ｐｐｍ以上の雰囲気中で、４００〜７５０℃の温度で加熱し、後段で、Ｏ_２濃度が１０００体積ｐｐｍ未満、Ｈ_２Ｏ濃度が１０００体積ｐｐｍ以上の雰囲気中で、６００〜８５０℃の温度で加熱し、前記還元焼鈍では、加熱帯で、Ｈ_２濃度が５〜３０体積％、Ｈ_２Ｏ濃度が１０〜１０００体積ｐｐｍ、残部がＮ_２および不可避的不純物からなる雰囲気中で、昇温速度が０．１℃／ｓｅｃ以上で、６５０〜９００℃の温度に加熱した後に、均熱帯で、Ｈ_２濃度が５〜３０体積％、Ｈ_２Ｏ濃度が５００〜５０００体積ｐｐｍ、残部がＮ_２および不可避的不純物からなる雰囲気中で、均熱帯での温度変化が±２０℃以内で、１０〜３００秒間均熱保持することを特徴とする高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［２］前記均熱帯のＨ_２Ｏ濃度＞前記加熱帯のＨ_２Ｏ濃度であることを特徴とする上記［１］に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［３］前記加熱帯のＨ_２Ｏ濃度が１０体積ｐｐｍ以上５００体積ｐｐｍ未満、前記均熱帯のＨ_２Ｏ濃度が１０００体積ｐｐｍ超５０００体積ｐｐｍ以下であることを特徴とする上記［１］または［２］に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［４］前記酸化処理は、直火バーナー炉（ＤＦＦ）もしくは無酸化炉（ＮＯＦ）により、前記前段では空気比１．０以上１．３未満で、前記後段では空気比０．７以上０．９未満で、行うことを特徴とする上記［１］〜［３］のいずれかに記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［５］前記還元焼鈍における均熱帯では、焼鈍炉内の上部と下部のＨ_２Ｏ濃度の差が２０００体積ｐｐｍ以下であることを特徴とする上記［１］〜［４］のいずれかに記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［６］前記溶融亜鉛めっき処理は、浴中有効Ａｌ濃度：０．０９５〜０．１７５質量％、残部はＺｎおよび不可避的不純物からなる成分組成の溶融亜鉛めっき浴中で行うことを特徴とする上記［１］〜［５］のいずれかに記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［７］前記溶融亜鉛めっき処理は、浴中有効Ａｌ濃度：０．０９５〜０．１１５質量％、残部はＺｎおよび不可避的不純物からなる成分組成の溶融亜鉛めっき浴中で行い、次いで、下式を満足する温度Ｔ（℃）で、１０〜６０秒間の合金化処理を行うことを特徴とする上記［１］〜［５］のいずれかに記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
−５０ｌｏｇ（［Ｈ_２Ｏ］）＋６５０≦Ｔ≦−４０ｌｏｇ（［Ｈ_２Ｏ］）＋６８０
但し、［Ｈ_２Ｏ］は還元焼鈍時の均熱帯のＨ_２Ｏ濃度（体積ｐｐｍ）を表す。
［８］成分組成として、さらに、質量％で、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｃｕ：０．０５〜１．０％、Ｎｉ：０．０５〜１．０％、Ｃｒ：０．０１〜０．８％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ｓｂ：０．００１〜０．１０％、Ｓｎ：０．００１〜０．１０％の１種または２種以上を含有することを特徴とする上記［１］〜［７］のいずれかに記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。

なお、本発明における高強度とは、引張強度ＴＳが４４０ＭＰａ以上である。また、本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、冷延鋼板を母材とする場合、熱延鋼板を母材とする場合のいずれも含み、溶融亜鉛めっき処理を施したもの、溶融亜鉛めっき処理に加えてさらに合金化処理を施したもの、いずれも含むものである。

本発明によれば、めっき密着性、加工性および耐疲労特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。

還元焼鈍時の均熱帯のＨ_２Ｏ濃度変化と合金化温度との関係を示す図である。

以下、本発明について具体的に説明する。
なお、以下の説明において、鋼成分組成の各元素の含有量、めっき層成分組成の各元素の含有量の単位はいずれも「質量％」であり、特に断らない限り単に「％」で示す。また、Ｏ_２濃度、Ｈ_２Ｏ濃度、Ｈ_２濃度の単位はいずれも「体積％」「体積ｐｐｍ」であり、特に断らない限り単に「％」「ｐｐｍ」で示す。

鋼成分組成について説明する。
Ｃ：０．３％以下
Ｃは、０．３％を超えると溶接性が劣化するため、Ｃ量は０．３％以下とする。一方、鋼組織として、残留オーステナイト相（以下、残留γ相と称することもある）やマルテンサイト相などを形成させることで加工性を向上しやすくする。そのため、Ｃ量は０．０２５％以上が好ましい。

Ｓｉ：０．１〜２．５％
Ｓｉは鋼を強化して良好な材質を得るのに有効な元素である。Ｓｉ量が０．１％未満では高強度を得るために高価な合金元素が必要になり、経済的に好ましくない。一方、Ｓｉ含有鋼では、酸化処理時の酸化反応が抑制されることが知られている。そのため、２．５％を超えると酸化処理での酸化皮膜形成が抑制されてしまう。また、合金化温度も高温化するために、所望の機械特性を得ることが困難になる。したがって、Ｓｉ量は０．１％以上２．５％以下とする。

Ｍｎ：０．５〜３．０％
Ｍｎは鋼の高強度化に有効な元素である。機械特性や強度を確保するためには０．５％以上含有する。一方、３．０％を超えると溶接性やめっき密着性、強度と延性のバランスの確保が困難になる場合がある。したがって、Ｍｎ量は０．５％以上３．０％以下とする。

Ｐ：０．１００％以下
Ｐは、鋼の強化に有効な元素である。ただし、Ｐ量が０．１００％を超えると、粒界偏析により脆化を引き起こし、耐衝撃性を劣化させる場合がある。したがって、Ｐ量は０．１００％以下とする。

Ｓ：０．０１００％以下
Ｓは、ＭｎＳなどの介在物となって、耐衝撃性の劣化や溶接部のメタルフローに沿った割れの原因となる。このため、Ｓ量は極力少ない方がよい。したがって、Ｓ量は０．０１００％以下とする。

残部はＦｅおよび不可避的不純物である。

なお、強度と延性のバランスを制御するため、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｃｕ：０．０５〜１．０％、Ｎｉ：０．０５〜１．０％、Ｃｒ：０．０１〜０．８％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ｓｂ：０．００１〜０．１０％、Ｓｎ：０．００１〜０．１０％のうちから選ばれる元素の１種または２種以上を必要に応じて添加してもよい。

これらの元素を添加する場合における適正添加量の限定理由は以下の通りである。
Ａｌは熱力学的に最も酸化しやすいため、Ｓｉ、Ｍｎに先だって酸化し、Ｓｉ、Ｍｎの鋼板表面での酸化を抑制し、鋼板内部での酸化を促進する効果がある。この効果は０．０１％以上で得られる。一方、０．１％を超えるとコストアップになる。したがって、添加する場合、Ａｌ量は０．０１％以上０．１％以下が好ましい。

Ｍｏは０．０５％未満では強度調整の効果やＮｂ、Ｎｉ、Ｃｕとの複合添加時におけるめっき密着性改善効果が得られにくい。一方、１．０％超えではコストアップを招く。したがって、添加する場合、Ｍｏ量は０．０５％以上１．０％以下が好ましい。

Ｎｂは０．００５％未満では強度調整の効果やＭｏとの複合添加時におけるめっき密着性改善効果が得られにくい。一方、０．０５％超えではコストアップを招く。したがって、添加する場合、Ｎｂ量は０．００５％以上０．０５％以下が好ましい。

Ｔｉは０．００５％未満では強度調整の効果が得られにくく、０．０５％超えではめっき密着性の劣化を招く。したがって、添加する場合、Ｔｉ量は０．００５％以上０．０５％以下が好ましい。

Ｃｕは０．０５％未満では残留γ相形成促進効果やＮｉやＭｏとの複合添加時におけるめっき密着性改善効果が得られにくい。一方、１．０％超えではコストアップを招く。したがって、添加する場合、Ｃｕ量は０．０５％以上１．０％以下が好ましい。

Ｎｉは０．０５％未満では残留γ相形成促進効果やＣｕとＭｏとの複合添加時におけるめっき密着性改善効果が得られにくい。一方、１．０％超えではコストアップを招く。したがって、添加する場合、Ｎｉ量は０．０５％以上１．０％以下が好ましい。

Ｃｒは０．０１％未満では焼き入れ性が得られにくく強度と延性のバランスが劣化する場合がある。一方、０．８％超えではコストアップを招く。したがって、添加する場合、Ｃｒ量は０．０１％以上０．８％以下が好ましい。

Ｂは鋼の焼入れ性を向上させるのに有効な元素である。０．０００５％未満では焼き入れ効果が得られにくく、０．００５％を超えるとＳｉの鋼板最表面の酸化を促進させる効果があるため、めっき密着性の劣化を招く。したがって、添加する場合、Ｂ量は０．０００５％以上０．００５％以下が好ましい。

Ｓｂ、Ｓｎは脱窒、脱硼等を抑制して、鋼の強度低下抑制に有効な元素である。こうした効果を得るにはそれぞれ０．００１％以上とすることが好ましい。一方、Ｓｂ、Ｓｎの含有量がそれぞれ０．１０％を超えると耐衝撃性が劣化する。したがって、添加する場合、Ｓｂ、Ｓｎ量はそれぞれ０．００１％以上０．１０％以下が好ましい。

次に、本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法について説明する。本発明では、上記成分組成からなる鋼板に対して、酸化処理を行い、次いで還元焼鈍を行った後に溶融めっき処理を施す。または、さらに、合金化処理を施す。

酸化処理では、前段で、Ｏ_２濃度が１０００体積ｐｐｍ以上、Ｈ_２Ｏ濃度が１０００体積ｐｐｍ以上の雰囲気中で、４００〜７５０℃の温度で加熱し、後段で、Ｏ_２濃度が１０００体積ｐｐｍ未満、Ｈ_２Ｏ濃度が１０００体積ｐｐｍ以上の雰囲気中で、６００〜８５０℃の温度で加熱する。還元焼鈍では、加熱帯で、Ｈ_２濃度が５〜３０体積％、Ｈ_２Ｏ濃度が１０〜１０００体積ｐｐｍ、残部がＮ_２および不可避的不純物からなるからなる雰囲気中で、昇温速度が０．１℃／ｓｅｃ以上で、６５０〜９００℃の温度に加熱した後に、均熱帯で、Ｈ_２濃度が５〜３０体積％、Ｈ_２Ｏ濃度が５００〜５０００体積ｐｐｍ、残部がＮ_２および不可避的不純物からなる雰囲気中で、均熱帯での温度変化が±２０℃以内で、１０〜３００秒間均熱保持する。

溶融亜鉛めっき処理は、浴中有効Ａｌ濃度：０．０９５〜０．１７５質量％、残部はＺｎおよび不可避的不純物からなる成分組成の溶融亜鉛めっき浴中で行うことが好ましい。

合金化処理では、下式を満足する温度Ｔで、１０〜６０秒間処理を行うことが好ましい。
−５０ｌｏｇ（［Ｈ_２Ｏ］）＋６５０≦Ｔ≦−４０ｌｏｇ（［Ｈ_２Ｏ］）＋６８０
但し、［Ｈ_２Ｏ］は還元焼鈍時の均熱帯のＨ_２Ｏ濃度（ｐｐｍ）を表す。

まず、酸化処理について説明する。鋼板を高強度化するためには、上述したように鋼にＳｉ、Ｍｎなどを添加することが有効である。しかし、これらの元素を添加した鋼板は、溶融亜鉛めっき処理を施す前に実施する焼鈍過程（酸化処理＋還元焼鈍）において、鋼板表面に、Ｓｉ、Ｍｎの酸化物が生成され、めっき性を確保することが困難になる。

検討したところ、溶融亜鉛めっき処理を施す前の焼鈍条件（酸化処理＋還元焼鈍）を変化させ、ＳｉおよびＭｎを鋼板内部で酸化させ、鋼板表面での酸化を防ぐことで、めっき性が向上し、更にはめっきと鋼板の反応性を高めることができ、めっき密着性が改善することがわかった。

そして、ＳｉおよびＭｎを鋼板内部で酸化させ、鋼板表面での酸化を防ぐためには、酸化処理を行い、その後、還元焼鈍、溶融めっき、必要に応じて合金化処理を行うことが有効であり、さらに、酸化処理で一定量以上の鉄酸化物量を得ることが必要であることがわかった。

しかしながら、酸化処理で一定量以上の鉄酸化物が形成したまま、還元焼鈍を行うと、ピックアップ現象が発生する問題がある。そのため、酸化処理を前段と後段に分けて、それぞれで雰囲気のＯ_２濃度を制御することが重要になる。特に、後段の酸化処理を低Ｏ_２濃度で行うことは重要である。以下、前段の酸化処理と後段の酸化処理について説明する。

前段処理
鋼板表面で、ＳｉおよびＭｎ酸化を抑制し、鉄酸化物を生成させるために、積極的に酸化処理を行う。そのため、十分な量の鉄酸化物を得るためには、Ｏ_２濃度は１０００ｐｐｍ以上が必要となる。上限は特に設けないが、酸素導入コストの経済的な理由から大気中Ｏ_２濃度の２０％以下が好ましい。また、Ｈ_２Ｏも酸素と同様に、鉄の酸化を促進させる効果があるため、１０００ｐｐｍ以上とする。上限は特に設けないが、加湿コストの経済的な理由から３０％以下が好ましい。更に、加熱温度は、鉄の酸化を促進させるために、４００℃以上が必要となる。一方で、７５０℃を超えると鉄の酸化が過剰に起こり、次工程でのピックアップの原因となるため、４００℃以上７５０℃以下とする。

後段処理
ピックアップを防止して、押し疵などのない美麗な表面外観を得るために本発明において重要な要件である。ピックアップを防止するためには、一旦酸化された鋼板表面の一部（表層）を還元処理することが重要である。このような還元処理を行うには、Ｏ_２濃度を１０００ｐｐｍ未満に制御することが必要である。Ｏ_２濃度を低下させることで鉄酸化物の表層が一部還元され、次工程の還元焼鈍時に、焼鈍炉のロールと鉄酸化物の直接接触を避け、ピックアップを防止することができる。Ｏ_２濃度が１０００ｐｐｍ以上になるとこの還元反応が起こりにくくなるため、Ｏ_２濃度は１０００ｐｐｍ未満とする。また、Ｈ_２Ｏ濃度は後述するＳｉやＭｎの内部酸化を促進させるために、１０００ｐｐｍ以上とする。上限は特に設けないが、前段酸化処理と同様に、加湿コストの経済的な理由から３０％以下が好ましい。加熱温度は６００℃未満では還元反応が起こりにくく、８５０℃を超えると効果が飽和し、加熱コストもかかるため、６００℃以上８５０℃以下とする。

以上のように、酸化炉は上記条件を満たすために、少なくとも２つ以上の個別に雰囲気を制御できるゾーンから構成されている必要がある。酸化炉が２つのゾーンから構成される場合は、それぞれを前段および後段として上記の通りに雰囲気制御を行えばよく、３つ以上のゾーンから構成される場合は、連続する任意のゾーンを同様に雰囲気制御することで１つのゾーンとみなすことが出来る。また、前段と後段をそれぞれ別々の酸化炉で行うことも可能である。しかし工業的な生産性や現行の製造ラインの改善で実施すること等を考慮すると、同一炉内を２ゾーン以上に分割し、それぞれで雰囲気制御することが好ましい。

また、前段酸化処理および後段酸化処理は直火バーナー炉（ＤＦＦ）もしくは無酸化炉（ＮＯＦ）を使用することが好ましい。ＤＦＦやＮＯＦは溶融亜鉛めっきラインに多く用いられており、空気比の制御によるＯ_２濃度の制御も容易に行える。また、鋼板の昇温速度が速いため、加熱炉の炉長を短くしたり、ラインスピードを速く出来る利点があるため、生産効率等の点からＤＦＦやＮＯＦの使用が好ましい。直火バーナー炉（ＤＦＦ）や無酸化炉（ＮＯＦ）は、例えば、製鉄所の副生ガスであるコークス炉ガス（ＣＯＧ）等の燃料と空気を混ぜて燃焼させて鋼板を加熱する。そのため、燃料に対する空気の割合を多くすると、未燃の酸素が火炎中に残存し、その酸素で鋼板の酸化を促進することが可能となる。そのため、空気比を調整すれば、雰囲気の酸素濃度を制御することが可能である。前段酸化処理では、空気比が１．０未満になると上記の雰囲気条件から外れる場合があり、空気比が１．３以上となると過剰な鉄の酸化が起こる可能性があるため、空気比は１．０以上１．３未満が好ましい。また、後段酸化処理では、空気比が０．９以上となると上記の雰囲気条件から外れる場合があり、０．７未満となると加熱のための燃焼ガスの使用比率が増え、コストアップに繋がるため、空気比は０．７以上０．９未満が好ましい。

次に、酸化処理に続いて行われる還元焼鈍について説明する。
還元焼鈍では、酸化処理で鋼板表面に形成された鉄酸化物を還元するとともに、鉄酸化物から供給される酸素によって、ＳｉやＭｎの合金元素を鋼板内部に内部酸化物として形成する。結果として、鋼板最表面には鉄酸化物から還元された還元鉄層が形成され、ＳｉやＭｎは内部酸化物として鋼板内部に留まるため、鋼板表面でのＳｉやＭｎの酸化が抑制され、鋼板と溶融めっきの濡れ性の低下を防止し、不めっきなく良好なめっき外観を得ることができる。

しかしながら、良好なめっき外観は得られるものの、鋼鈑表面でのＳｉおよび／またはＭｎの酸化物形成の抑制が十分でなく、合金化処理を行わない溶融亜鉛めっき鋼鈑では所望のめっき密着性が得られない。また、合金化溶融亜鉛めっき鋼鈑を製造する場合は、合金化温度が高温になるため、残留オーステナイト相のパーライト相への分解や、マルテンサイト相の焼き戻し軟化が起こり、所望の機械特性が得られない。

そこで、良好なめっき密着性得るためと合金化温度を低減させるための検討を行った。その結果、ＳｉやＭｎの内部酸化を更に積極的に形成させることで、鋼鈑表面でのＳｉやＭｎの酸化物の形成を更に抑制し、合金化処理を行わない溶融亜鉛めっき鋼鈑でのめっき密着性を改善させ、更に、鋼板表層の固溶Ｓｉ量を低下させ、合金化処理を行う場合の合金化反応を促進させる技術を考案した。

ＳｉやＭｎの内部酸化物を更に積極的に形成させるためには、還元焼鈍炉内の均熱帯の雰囲気中のＨ_２Ｏ濃度を５００ｐｐｍ以上に制御することが有効であり、これは本発明において特に重要な要件である。以下、還元焼鈍の加熱帯および均熱帯について説明する。

還元焼鈍の加熱帯
還元焼鈍における加熱帯では主に前述した酸化処理で形成された鉄酸化物を還元することが必要になる。そのために、酸化−還元法を適用する本発明においてはＨ_２Ｏ濃度を１０００ｐｐｍ以下とする。好ましくは５００ｐｐｍ未満である。Ｈ_２Ｏ濃度が１０００ｐｐｍを超えると、酸化処理で形成された鉄酸化物が還元し難くなり、還元焼鈍でのピックアップの危険性がある。さらに、鉄酸化物が溶融めっき処理時にまで残存するとかえって鋼板と溶融亜鉛との濡れ性を低下させ、密着性不良を招く恐れがある。さらに過剰な脱炭層が形成して耐疲労特性を低下させる。一方で、Ｈ_２Ｏ濃度を１０ｐｐｍ未満とするには、雰囲気ガスを除湿しなければならなくなり、除湿のための設備コストが増す。よって、Ｈ_２Ｏ濃度の下限は１０ｐｐｍとする。以上より、加熱帯でのＨ_２Ｏ濃度は１０〜１０００体積ｐｐｍとする。

Ｈ_２濃度は５％以上３０％以下とする。５％未満では鉄酸化物や自然酸化被膜の還元が抑制されてピックアップおよび不めっき欠陥が発生する危険性が高まる。３０％を超えるとコストアップに繋がる。Ｈ_２Ｏ、Ｈ_２以外の残部はＮ_２および不可避的不純物である。

所望の引張り強度（ＴＳ）、伸び（Ｅｌ）などの機械特性を得るために必要な温度まで鋼板を更に加熱する必要がある。そのために、昇温速度は０．１℃／ｓｅｃ以上とする。０．１℃／ｓｅｃ未満では所望の機械特性を得るための温度域まで鋼板を加熱できない。０．５℃／ｓｅｃ以上とすると、短い設備長で短時間に加熱できるために好ましい。特に上限は設けないが、１０℃／ｓｅｃを超えると加熱のためのエネルギーコストが増加するため、１０℃／ｓｅｃ以下とすることが好ましい。

加熱温度は６５０〜９００℃とする。６５０℃未満では鉄酸化物の還元が抑制されるだけでなく、所望するＴＳ、Ｅｌなどの機械特性が得られない。９００℃を超えても所望の機械特性が得られない。

還元焼鈍の均熱帯
均熱帯のＨ_２Ｏ濃度を５００ｐｐｍ以上に制御することで、鉄酸化物が加熱帯で還元された後も、雰囲気のＨ_２Ｏから供給される酸素によってＳｉやＭｎの内部酸化が起こる。その結果、ＳｉやＭｎの内部酸化物が形成される。すると、ＳｉやＭｎは鋼板表面まで拡散することが難しくなり、鋼板表面での酸化物形成が抑制される。以上の結果、鋼板とめっき層の反応性が高まり、めっき密着性が改善される。また、内部酸化が形成された鋼板表層の領域において、固溶Ｓｉ量が低下する。固溶Ｓｉ量が低下すると、鋼板表層はあたかも低Ｓｉ鋼のような挙動を示し、その後の合金化反応が促進され、低温で合金化反応が進行する。合金化温度が低下することで、残留オーステナイト相が高分率で維持でき延性が向上する。マルテンサイト相の焼き戻し軟化が進行せずに、所望の強度が得られる。粒内での内部酸化を更に促進させる目的で１０００ｐｐｍ超えとすることが好ましい。
一方で、Ｈ_２Ｏ濃度が５０００ｐｐｍを超えると、過剰な脱炭層が形成されて、耐疲労特性の低下を招く。また、加湿のためのコストアップにも繋がる。そのため、Ｈ_２Ｏ濃度の上限は５０００ｐｐｍとする。優れた耐疲労特性を得るためには４０００ｐｐｍ以下が好ましい。

以上のように、加熱帯では、酸酸化物の還元や、耐疲労特性の低下を防いだり炉体の寿命を短くする点からＨ_２Ｏ濃度は低くする。一方、均熱帯ではＳｉやＭｎの内部酸化物を更に積極的に形成させるためＨ_２Ｏ濃度は高くする。これらの効果をより一層得るためには、還元焼鈍では均熱帯のＨ_２Ｏ濃度＞加熱帯のＨ_２Ｏ濃度であることが好ましい。

Ｈ_２濃度は５％以上３０％以下とする。５％未満では加熱帯で還元しきれなった鉄酸化物や自然酸化被膜の還元が抑制されてピックアップおよび不めっき欠陥が発生する危険性が高まる。３０％を超えるとコストアップに繋がる。Ｈ_２Ｏ、Ｈ_２以外の残部はＮ_２および不可避的不純物である。

均熱帯での温度変化が±２０℃の範囲を超えると所望のＴＳ、Ｅｌなどの機械特性が得られないため、均熱帯での温度変化は±２０℃以内とする。例えば、焼鈍炉の加熱に用いられる複数のラジアントチューブの温度を個別制御することにより、均熱帯での温度変化は±２０℃以内とすることができる。

均熱帯での均熱時間は１０〜３００秒間とする。１０秒未満では所望のＴＳ、Ｅｌなどの機械特性を得るための、金属組織の形成が不十分となる。また、３００秒を超えると、生産性の低下を招いたり、長い炉長が必要になる。

還元焼鈍における均熱帯では、炉内の上部と下部のＨ_２Ｏ濃度の差が２０００ｐｐｍ以下であることが好ましい。

還元焼鈍炉内のＨ_２Ｏ濃度分布は焼鈍炉の構造にもよるが一般に焼鈍炉の上部で濃度が高く、下部で濃度が低い傾向がある。溶融亜鉛めっきラインの主流である縦型の焼鈍炉の場合、この上部と下部のＨ_２Ｏ濃度差が大きいと、鋼板はＨ_２Ｏが高濃度と低濃度の領域を交互に通過することになり、均一に結晶粒内に内部酸化を形成することが困難になる。極力均一なＨ_２Ｏ濃度分布を作り出すためには、焼鈍炉内の上部と下部のＨ_２Ｏ濃度の差が２０００ｐｐｍ以下であることが好ましい。上部と下部のＨ_２Ｏ濃度の差が２０００ｐｐｍを超えると、均一な内部酸化の形成が困難になる場合がある。Ｈ_２Ｏ濃度が低い下部の領域のＨ_２Ｏ濃度を本発明範囲内のＨ_２Ｏ濃度に制御しようとすると過剰なＨ_２Ｏの導入が必要となり、コストアップを招く。なお、焼鈍炉内の上部および下部のＨ_２Ｏ濃度とは、焼鈍炉の全高に対して、それぞれ上部２０％、下部２０％の領域内で測定されるＨ_２Ｏ濃度とする。

還元焼鈍炉内のＨ_２Ｏ濃度を制御する方法は特に制限されるものではないが、加熱蒸気を炉内に導入する方法や、バブリングなどによって加湿したＮ_２および／またはＨ_２ガスを炉内に導入する方法がある。また、中空糸膜を利用した膜交換式の加湿方法は更に露点の制御性が増すために好ましい。

次に溶融めっき処理および合金化処理について説明する。
前述したように酸化処理時の条件、還元焼鈍時の条件を制御することにより、積極的にＳｉの内部酸化物を形成させると、合金化反応が促進することが分かった。そこで、Ｃを０．１２％、Ｓｉを１．５％、Ｍｎを２．７％含む鋼板を用いて、Ｏ_２濃度１０００ｐｐｍ以上、Ｈ_２Ｏ濃度１０００ｐｐｍ以上の雰囲気中で、６５０℃の温度で前段の酸化処理、および、Ｏ_２濃度１０００ｐｐｍ未満、Ｈ_２Ｏ濃度１０００ｐｐｍ以上の雰囲気中で、７００℃の温度で後段の酸化処理を行い、次いで、還元焼鈍炉の加熱帯のＨ_２Ｏ濃度を３００ｐｐｍ、Ｈ_２濃度１５％、昇温速度を１．５℃／ｓｅｃ、加熱温度を８５０℃とし、均熱帯のＨ_２Ｏ濃度を変化させて、Ｈ_２濃度１５％、均熱帯での温度変化−１０℃で、均熱保持１３０秒間の還元焼鈍を行った。次いで、溶融めっき処理、４５０〜６００℃で２５秒間の合金化処理を行い、均熱帯のＨ_２Ｏ濃度変化と合金化温度との関係について調べた。図１に得られた結果を示す。図１において、◆印は合金化前に形成しているη相が完全にＦｅ−Ｚｎ合金に変化して合金化反応が完了した温度を示している。また、■印は後述する実施例に記載の方法でめっき密着性を評価した際のランク３が得られる温度の上限を示している。また、図中の線は下式で示される合金化温度の上限と下限の温度を示している。

図１より、以下の知見が得られた。合金化温度が（−５０ｌｏｇ（［Ｈ_２Ｏ］）＋６５０）℃未満になると、合金化が完全に進行せずにη相が残存する。η相が残存すると表面の色調ムラとなり表面外観を損なうだけでなく、めっき層表面の摩擦係数が高くなることによってプレス成形性に劣ることになる。また、合金化温度が（−４０ｌｏｇ（［Ｈ_２Ｏ］）＋６８０）℃を超えると良好なめっき密着性が得られなくなる。更に、図１から明らかなように、Ｈ_２Ｏ濃度が上昇するとともに必要な合金化温度は低下して、Ｆｅ−Ｚｎの合金化反応が促進されていることがわかる。そして、前述した還元焼鈍炉内のＨ_２Ｏ濃度の上昇と共に機械特性値が向上する効果は、この合金化温度の低下によるものである。所望のＴＳ、Ｅｌなどの機械特性を得るためには溶融めっき後の合金化温度も精密に制御する必要があることがわかる。

以上より、合金化処理では、好ましくは下式を満足する温度Ｔで処理を行うこととする。
−５０ｌｏｇ（［Ｈ_２Ｏ］）＋６５０≦Ｔ≦−４０ｌｏｇ（［Ｈ_２Ｏ］）＋６８０
但し、［Ｈ_２Ｏ］は還元焼鈍時の均熱帯のＨ_２Ｏ濃度（ｐｐｍ）を表す。
また、合金化温度と同様な理由から合金化時間は１０〜６０秒間とする。

合金化処理後の合金化度は特に制限されるものではないが、７〜１５質量％の合金化度が好ましい。７質量％未満ではη相が残存してプレス成形性に劣り、１５質量％を超えるとめっき密着性に劣る。

溶融亜鉛めっき処理は、浴中有効Ａｌ濃度：０．０９５〜０．１７５％（合金化処理を行う場合、より好ましくは０．０９５〜０．１１５％）、残部はＺｎおよび不可避的不純物からなる成分組成の溶融亜鉛めっき浴中で行うことが好ましい。ここで浴中有効Ａｌ濃度とは、浴中Ａｌ濃度から浴中Ｆｅ濃度を差し引いた値である。特許文献１０では浴中有効Ａｌ濃度を０．０７〜０．０９２％に低く抑えることで合金化反応を促進させる技術が記載されているが、本発明は浴中有効Ａｌ濃度を低下させることなく合金化反応を促進させるものである。浴中有効Ａｌ濃度が０．０９５％未満になると合金化処理後に鋼板とめっき層の界面に固くて脆いＦｅ−Ｚｎ合金であるΓ相が形成されるため、めっき密着性に劣る場合がある。一方、０．１７５％を超えると本発明を適用しても合金化温度が高くなり、所望のＴＳ、Ｅｌなどの機会特性が得られないだけでなく、めっき浴中でのドロスの発生量が増加し、ドロスが鋼板に付着して起こる表面欠陥が問題となる。また、Ａｌを添加するするコストアップにも繋がる。０．１１５％を超えると本発明を適用しても合金化温度が高くなり、所望の機会特性が得られない場合がある。よって、浴中有効Ａｌ濃度は０．０９５％以上０．１７５％以下が好ましい。合金化処理を行う場合、より好ましくは０．１１５％以下とする。

溶融亜鉛めっき時のその他の条件は制限されるものではないが、例えば、溶融亜鉛めっき浴温度は通常の４４０〜５００℃の範囲で、板温４４０〜５５０℃で鋼板をめっき浴中に浸入させて行い、ガスワイピングなどで付着量を調整することが出来る。

表１に示す化学成分の鋼を溶製して得た鋳片を熱間圧延、酸洗、冷間圧延によって板厚１．２ｍｍの冷延鋼板とした。

次いで、ＤＦＦ型酸化炉またはＮＯＦ型酸化炉を有するＣＧＬにより、表２に示す酸化条件で、前段および後段の酸化処理を行った後、表２に示す条件にて還元焼鈍を行った。引き続き、表２に示す浴中有効Ａｌ濃度を含有した４６０℃の浴を用いて溶融亜鉛めっき処理を施した後にガスワイピングで片面あたりの目付け量を約５０ｇ／ｍ^２に調整し、次いで、表２に示す温度、時間の範囲で合金化処理を行った。

以上により得られた溶融亜鉛めっき鋼板（合金化溶融亜鉛めっき鋼板含む）について対して、外観性およびめっき密着性を評価した。さらに、引張特性、耐疲労特性について調査した。以下に、測定方法および評価方法を示す。

外観性
上記によって製造された鋼板の外観を目視観察し、合金化ムラ、不めっき、またはピックアップによる押し疵などの外観不良がないものを○、外観不良がわずかにあるがおおむね良好であるものを△、合金化ムラ、不めっき、または押し疵があるものは×とした。

めっき密着性
（非合金化溶融めっき鋼板）
めっき鋼板を、先端が２．０Ｒで９０°の金型を用いて曲げ加工を加えた後に、曲げ外側にセロハンテープ（登録商標）を貼り付けて引き離した際に、めっき層の剥離が認められないものを「○」、１ｍｍ以下のめっき剥離、もしくはテープへのめっき層の付着はないが、鋼板からめっき層が浮いた状態になっているものを「△」、めっき層が１ｍｍ超えでテープに付着して剥離したものを「×」と評価した。
（合金化溶融めっき鋼板）
めっき鋼板にセロハンテープ（登録商標）を貼り、テープ 面を９０度曲げ、曲げ戻しをし、加工部の内側（圧縮加工側）に、曲げ加工部と平行に巾２４ｍｍのセロハンテープを押し当てて引き離し、セロハンテープの長さ４０ｍｍの部分に付着した亜鉛量を蛍光Ｘ線によるＺｎカウント数として測定し、Ｚｎカウント数を単位長さ（１ｍ）当たりに換算した量を、下記の基準に照らしてランク１〜２のものを良好 （○）、３のものをおおむね良好（△）、４以上のものを不良（×）と評価した。
蛍光Ｘ線カウント数 ランク
０−５００未満 ：１（良）
５００以上−１０００未満 ：２
１０００以上−２０００未満：３
２０００以上−３０００未満：４
３０００以上 ：５（劣）

引張特性
圧延方向を引張方向としてJIS５号試験片を用いてJISZ2241に準拠した方法で行った。ＴＳ×Ｅｌの値が１２０００を超えているものを延性に優れると判断した。

耐疲労特性
応力比R：0.05の条件で行い、繰り返し数１０^７で疲労限(FL)を求め、耐久比(FL/TS)を求め、０．６０以上の値が良好な耐疲労特性と判断した。なお、応力比Rとは、(最少繰り返し応力)/(最大繰り返し応力)で定義されている値である。

以上により得られた結果を製造条件と併せて表２に示す。

表２より、本発明例は、Ｓｉ、Ｍｎを含有する高強度鋼であるにもかかわらず、めっき密着性に優れ、めっき外観も良好であり、強度と延性のバランスにも優れ、耐疲労特性も良好である。一方、本発明範囲外で製造された比較例は、めっき密着性、めっき外観、強度と延性のバランス、耐疲労特性のいずれか一つ以上が劣る。

本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板はめっき密着性、加工性および耐疲労特性に優れるため、自動車の車体そのものを軽量化かつ高強度化するための表面処理鋼板として利用することができる。

Claims (8)

1. 質量％で、Ｃ：０．３％以下、Ｓｉ：０．１〜２．５％、Ｍｎ：０．５〜３．０％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０１００％以下を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼板に対して、酸化処理を行い、次いで還元焼鈍を行った後に溶融めっき処理を施すに際し、
   前記酸化処理では、前段で、Ｏ_２濃度が１０００体積ｐｐｍ以上、Ｈ_２Ｏ濃度が１０００体積ｐｐｍ以上の雰囲気中で、４００〜７５０℃の温度で加熱し、
   後段で、Ｏ_２濃度が１０００体積ｐｐｍ未満、Ｈ_２Ｏ濃度が１０００体積ｐｐｍ以上の雰囲気中で、６００〜８５０℃の温度で加熱し、
   前記還元焼鈍では、加熱帯で、Ｈ_２濃度が５〜３０体積％、Ｈ_２Ｏ濃度が１０〜１０００体積ｐｐｍ、残部がＮ_２および不可避的不純物からなる雰囲気中で、昇温速度が０．１℃／ｓｅｃ以上で、６５０〜９００℃の温度に加熱した後に、
   均熱帯で、Ｈ_２濃度が５〜３０体積％、Ｈ_２Ｏ濃度が５００〜５０００体積ｐｐｍ、残部がＮ_２および不可避的不純物からなる雰囲気中で、均熱帯での温度変化が±２０℃以内で、１０〜３００秒間均熱保持することを特徴とする高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
2. 前記均熱帯のＨ_２Ｏ濃度＞前記加熱帯のＨ_２Ｏ濃度であることを特徴とする請求項１に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
3. 前記加熱帯のＨ_２Ｏ濃度が１０体積ｐｐｍ以上５００体積ｐｐｍ未満、前記均熱帯のＨ_２Ｏ濃度が１０００体積ｐｐｍ超５０００体積ｐｐｍ以下であることを特徴とする請求項１または２に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
4. 前記酸化処理は、直火バーナー炉（ＤＦＦ）もしくは無酸化炉（ＮＯＦ）により、前記前段では空気比１．０以上１．３未満で、前記後段では空気比０．７以上０．９未満で、行うことを特徴とする請求項１〜３のいずれか一項に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
5. 前記還元焼鈍における均熱帯では、焼鈍炉内の上部と下部のＨ_２Ｏ濃度の差が２０００体積ｐｐｍ以下であることを特徴とする請求項１〜４のいずれか一項に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
6. 前記溶融亜鉛めっき処理は、浴中有効Ａｌ濃度：０．０９５〜０．１７５質量％、残部はＺｎおよび不可避的不純物からなる成分組成の溶融亜鉛めっき浴中で行うことを特徴とする請求項１〜５のいずれか一項に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
7. 前記溶融亜鉛めっき処理は、浴中有効Ａｌ濃度：０．０９５〜０．１１５質量％、残部はＺｎおよび不可避的不純物からなる成分組成の溶融亜鉛めっき浴中で行い、次いで、下式を満足する温度Ｔ（℃）で、１０〜６０秒間の合金化処理を行うことを特徴とする請求項１〜５のいずれか一項に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
   −５０ｌｏｇ（［Ｈ_２Ｏ］）＋６５０≦Ｔ≦−４０ｌｏｇ（［Ｈ_２Ｏ］）＋６８０
   但し、［Ｈ_２Ｏ］は還元焼鈍時の均熱帯のＨ_２Ｏ濃度（体積ｐｐｍ）を表す。
8. 成分組成として、さらに、質量％で、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｃｕ：０．０５〜１．０％、Ｎｉ：０．０５〜１．０％、Ｃｒ：０．０１〜０．８％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ｓｂ：０．００１〜０．１０％、Ｓｎ：０．００１〜０．１０％の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜７のいずれか一項に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。

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