JP2018127644A - 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】打ち抜き性により優れた溶融亜鉛めっき鋼板を提供すること。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０８〜０．２０％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．８〜１．８％、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．０１０％以下を含み、さらにＴｉ：０．０１〜０．３％、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｖ：０．０１〜１．０％の１種あるいは２種以上を（Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３＋Ｖ／５１）×１２≧０．０７となるように含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成と、フェライト相と焼き戻しベイナイト相の合計が面積率で９５％以上であり、かつ、組織の平均粒径が５．０μｍ以下であり、さらに、析出Ｆｅ量が０．１０質量％以上、粒径２０ｎｍ未満の析出物として析出したＴｉ、Ｎｂ、Ｖの析出量が析出Ｃ相当量として０．０２５質量％以上で、かつ、粒径２０ｎｍ未満の析出物の半数以上がランダム析出した組織と、を有する溶融亜鉛めっき鋼板。【選択図】なし
Description
本発明は、溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関する。本発明は、特に、自動車のロアアームやフレームなどの足回り部材、ピラーやメンバーなどの骨格部材とそれらの補強部材、ドアインパクトビーム、シート部材、自販機、デスク、家電・ＯＡ機器、建材などに使用される構造用部材等に最適な打ち抜き性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法に関する。
近年、地球環境に対する関心の高まりを受けて、製造の際にＣＯ２排出量の大きい鋼板の使用量を削減したいという要望が増加している。さらに、自動車分野などでは車体を軽くすることで燃費を向上させるとともに、排ガスを減らしたいとのニーズも益々大きくなっている。そのため、高強度鋼板の適用による鋼板の薄肉化が進んでいる。プレス成形性の高い高強度鋼として析出強化鋼があるが、鋼板の高強度化にともない打ち抜き加工時に、打ち抜き端面が割れるという問題が顕在化し、溶融亜鉛めっき鋼板ではその傾向が顕著になってしまう。
従来、プレス成形性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板として、例えば特許文献１には、重量％で、Ｃ＜０．１０％、Ｔｉ：０．０３〜０．１０％、Ｍｏ：０．０５〜０．６％を含み、フェライト単相組織のマトリックスと、該マトリックス中に分散した粒径が１０ｎｍ未満の微細析出物と、平均粒径が１μｍ未満で体積分率が全体の１％以下のＦｅ炭化物とから実質的になる鋼板とその製造技術が開示されている。さらに特許文献２には、質量％で、Ｃ：０．０３％以上０．１５％以下、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：１％以上４％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ａｌ：０．５％以下、Ｔｉ：０．１１％以上０．５０％以下を含み、マルテンサイトおよびオーステナイトの１種又は２種を合計で１体積％以上８体積％以下含有し、残部がフェライトおよびベイナイトの１種又は２種からなるとともに、Ｔｉを含む析出物を０．２体積％以上含有する、延性、穴広げ性に優れた合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼板とその製造方法が開示されている。また、切断後の特性劣化の少ない鋼板として、例えば特許文献３には、質量％で、Ｃ：０．０５％〜０．２０％、Ｓｉ：０．３〜２．００％、Ｍｎ：１．３〜２．６％、Ｐ：０．００１〜０．０３％、Ｓ：０．０００１〜０．０１％、Ａｌ：０．１０％未満、Ｎ：０．０００５〜０．０１００％、Ｏ：０．０００５〜０．００７％を含有し、組織が主としてフェライトとベイナイトからなり、板厚方向のＭｎ偏析度（＝中心部Ｍｎピーク濃度／平均Ｍｎ濃度）が１．２０以下である鋼板とその製造方法が開示されている。さらに特許文献４には、質量％で、Ｃ：０．０６％以上０．１３％以下、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．５％未満、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｔｉ：０．１４％以上０．２５％以下、Ｖ：０．０１％以上０．５％以下とし、フェライト相の面積率が９５％以上、フェライト相の平均結晶粒径が１０μｍ以下であり、フェライト相の結晶粒内の炭化物平均粒子径が１０ｎｍ未満である組織を有する打ち抜き性に優れた鋼板とその製造方法が開示されている。
しかし、特許文献１、特許文献２に記載の技術では、打ち抜き性が十分でないという問題があった。また、特許文献３に記載の技術では、析出強化によって大きく高強度化した場合、打ち抜き性が改善できないという問題があった。さらに特許文献４に記載の技術でも、打ち抜きのクリアランスが大きくなった場合には打ち抜き性が劣化するという問題があった。
本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであり、打ち抜き性により優れた溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
本発明は、上記課題を解決すべく鋭意研究を重ねた結果なされたものであり、以下の構成を有する。
［１］質量％で、Ｃ：０．０８〜０．２０％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．８〜１．８％、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．０１０％以下を含み、さらにＴｉ：０．０１〜０．３％、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｖ：０．０１〜１．０％の１種あるいは２種以上を下記（１）式で求められるＣ＊が０．０７以上となるように含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成と、フェライト相と焼き戻しベイナイト相の合計が面積率で９５％以上であり、かつ、組織の平均粒径が５．０μｍ以下であり、さらに、析出Ｆｅ量が０．１０質量％以上、粒径２０ｎｍ未満の析出物として析出したＴｉ、Ｎｂ、Ｖの析出量が下記（２）式で求められる析出Ｃ相当量として０．０２５質量％以上で、かつ、粒径２０ｎｍ未満の析出物の半数以上がランダム析出した組織と、を有することを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板。
Ｃ＊＝（Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３＋Ｖ／５１）×１２ ・・・（１）
ただし、（１）式における各元素記号は、それぞれの元素の含有量（質量％）を表す。
（［Ｔｉ］／４８＋［Ｎｂ］／９３＋［Ｖ］／５１）×１２ ・・・（２）
ただし、（２）式における［Ｔｉ］、［Ｎｂ］、［Ｖ］は、粒径２０ｎｍ未満の析出物として析出したＴｉ、Ｎｂ、Ｖそれぞれの析出量（質量％）を表す。
［２］前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｍｏ：０．００５〜０．５０％、Ｔａ：０．００５〜０．５０％、Ｗ：０．００５〜０．５０％の１種あるいは２種以上を含有することを特徴とする［１］に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
［３］前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｃｒ：０．０１〜１．０％、Ｎｉ：０．０１〜１．０％、Ｃｕ：０．０１〜１．０％の１種あるいは２種以上を含有することを特徴とする［１］または［２］に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
［４］前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％の１種あるいは２種を含有することを特徴とする［１］〜［３］のいずれかに記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
［５］前記組成に加えてさらに質量％で、Ｓｂ：０．００５〜０．０５０％を含有することを特徴とする［１］〜［４］のいずれかに記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
［６］前記組成に加えてさらに質量％で、Ｂ：０．０００５〜０．００３０％を含有することを特徴とする［１］〜［５］のいずれかに記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
［７］［１］〜［６］のいずれかに記載の組成を有する鋼を鋳造してスラブとし、該スラブを、鋳造後そのまま、あるいは、一旦冷却した後に１２００℃以上に再加熱したのちに、粗圧延を行い、粗圧延終了後、ｍスタンドからなる仕上げ圧延でのｎスタンド目の圧下率をｒｎ、ｎスタンド目のスタンド入側の温度をＴｎ（℃）、ｎスタンドでの蓄積歪ＲｎをＲｎ＝ｒｎ（１−ｅｘｐ｛−１１０００（１＋Ｃ＊）／（Ｔｎ＋２７３）＋８．５｝）としたとき、蓄積歪Ｒ１〜Ｒｍの合計である累積歪を０．７以上とするとともに、仕上げ圧延出側温度を８５０℃以上とする仕上げ圧延を行い、仕上げ圧延終了後、仕上げ圧延出側温度から６５０℃までの温度域を平均冷却速度３０℃／ｓ以上で冷却し、巻き取り温度を３５０℃以上６００℃以下として巻き取り、酸洗したのち、均熱温度を６５０〜７７０℃とし、均熱時間を１０〜３００ｓとする焼鈍を行い、焼鈍後、４２０〜５００℃の亜鉛めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっきを行った後、４００〜２００℃の温度域を平均冷却速度１０℃／ｓ以下で冷却することを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
ただし、上記蓄積歪Ｒｎの算出式におけるｅｘｐ｛−１１０００（１＋Ｃ＊）／（Ｔｎ＋２７３）＋８．５｝が１を超える場合は１とする。
［８］前記４２０〜５００℃の亜鉛めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっきを行った後、４６０〜６００℃まで再加熱し１ｓ以上保持した後に、４００〜２００℃の温度域を平均冷却速度１０℃／ｓ以下で冷却することを特徴とする［７］に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［９］前記４００〜２００℃の温度域を平均冷却速度１０℃／ｓ以下で冷却した後、さらに０．１〜３．０％の板厚減少率とする加工を施すことを特徴とする［７］または［８］に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［１］質量％で、Ｃ：０．０８〜０．２０％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．８〜１．８％、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．０１０％以下を含み、さらにＴｉ：０．０１〜０．３％、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｖ：０．０１〜１．０％の１種あるいは２種以上を下記（１）式で求められるＣ＊が０．０７以上となるように含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成と、フェライト相と焼き戻しベイナイト相の合計が面積率で９５％以上であり、かつ、組織の平均粒径が５．０μｍ以下であり、さらに、析出Ｆｅ量が０．１０質量％以上、粒径２０ｎｍ未満の析出物として析出したＴｉ、Ｎｂ、Ｖの析出量が下記（２）式で求められる析出Ｃ相当量として０．０２５質量％以上で、かつ、粒径２０ｎｍ未満の析出物の半数以上がランダム析出した組織と、を有することを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板。
Ｃ＊＝（Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３＋Ｖ／５１）×１２ ・・・（１）
ただし、（１）式における各元素記号は、それぞれの元素の含有量（質量％）を表す。
（［Ｔｉ］／４８＋［Ｎｂ］／９３＋［Ｖ］／５１）×１２ ・・・（２）
ただし、（２）式における［Ｔｉ］、［Ｎｂ］、［Ｖ］は、粒径２０ｎｍ未満の析出物として析出したＴｉ、Ｎｂ、Ｖそれぞれの析出量（質量％）を表す。
［２］前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｍｏ：０．００５〜０．５０％、Ｔａ：０．００５〜０．５０％、Ｗ：０．００５〜０．５０％の１種あるいは２種以上を含有することを特徴とする［１］に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
［３］前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｃｒ：０．０１〜１．０％、Ｎｉ：０．０１〜１．０％、Ｃｕ：０．０１〜１．０％の１種あるいは２種以上を含有することを特徴とする［１］または［２］に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
［４］前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％の１種あるいは２種を含有することを特徴とする［１］〜［３］のいずれかに記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
［５］前記組成に加えてさらに質量％で、Ｓｂ：０．００５〜０．０５０％を含有することを特徴とする［１］〜［４］のいずれかに記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
［６］前記組成に加えてさらに質量％で、Ｂ：０．０００５〜０．００３０％を含有することを特徴とする［１］〜［５］のいずれかに記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
［７］［１］〜［６］のいずれかに記載の組成を有する鋼を鋳造してスラブとし、該スラブを、鋳造後そのまま、あるいは、一旦冷却した後に１２００℃以上に再加熱したのちに、粗圧延を行い、粗圧延終了後、ｍスタンドからなる仕上げ圧延でのｎスタンド目の圧下率をｒｎ、ｎスタンド目のスタンド入側の温度をＴｎ（℃）、ｎスタンドでの蓄積歪ＲｎをＲｎ＝ｒｎ（１−ｅｘｐ｛−１１０００（１＋Ｃ＊）／（Ｔｎ＋２７３）＋８．５｝）としたとき、蓄積歪Ｒ１〜Ｒｍの合計である累積歪を０．７以上とするとともに、仕上げ圧延出側温度を８５０℃以上とする仕上げ圧延を行い、仕上げ圧延終了後、仕上げ圧延出側温度から６５０℃までの温度域を平均冷却速度３０℃／ｓ以上で冷却し、巻き取り温度を３５０℃以上６００℃以下として巻き取り、酸洗したのち、均熱温度を６５０〜７７０℃とし、均熱時間を１０〜３００ｓとする焼鈍を行い、焼鈍後、４２０〜５００℃の亜鉛めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっきを行った後、４００〜２００℃の温度域を平均冷却速度１０℃／ｓ以下で冷却することを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
ただし、上記蓄積歪Ｒｎの算出式におけるｅｘｐ｛−１１０００（１＋Ｃ＊）／（Ｔｎ＋２７３）＋８．５｝が１を超える場合は１とする。
［８］前記４２０〜５００℃の亜鉛めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっきを行った後、４６０〜６００℃まで再加熱し１ｓ以上保持した後に、４００〜２００℃の温度域を平均冷却速度１０℃／ｓ以下で冷却することを特徴とする［７］に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［９］前記４００〜２００℃の温度域を平均冷却速度１０℃／ｓ以下で冷却した後、さらに０．１〜３．０％の板厚減少率とする加工を施すことを特徴とする［７］または［８］に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
本発明により打ち抜き性が向上するメカニズムは必ずしも明らかではないが、つぎのように考えられる。すなわち、Ｆｅの炭化物であるセメンタイトとランダム析出した２０ｎｍ未満の微細な析出物（微細析出物）により、打ち抜き時にセメンタイトがボイドの起点となり、特定の分布をもっていない微細析出物が打ち抜き方向への亀裂の進展を促進するとともに、組織の結晶粒径を小さくすることで、特定方向に亀裂が大きく伸展するのを防止でき、打ち抜き端面を平滑にすることができる。
なお、本発明が対象とする鋼板は、溶融亜鉛めっき鋼板、および、合金化溶融亜鉛めっき鋼板である。さらに、その上に化成処理などにより皮膜を形成した鋼板も含む。
本発明の溶融亜鉛めっき鋼板は、打ち抜き性により優れる。
本発明の溶融亜鉛めっき鋼板は、打ち抜き時のクリアランスが大きい場合でも優れた打ち抜き性を有する。
本発明によれば、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｎ、および、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ量を制御した鋼スラブを、熱間圧延するに際し、圧下率と圧延温度、および、圧延後の冷却速度と巻取温度を制御し、さらに焼鈍して溶融亜鉛めっきを行い、冷却するに際し、均熱温度、均熱時間、および、冷却速度を制御し、粒径２０ｎｍ未満の析出物をランダムに析出させるともにセメンタイトも析出させた所定の組織とすることで、高強度で、かつ、打ち抜き性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができ、工業上有効な効果がもたらされる。
本発明の溶融亜鉛めっき鋼板は、打ち抜き時のクリアランスが大きい場合でも優れた打ち抜き性を有する。
本発明によれば、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｎ、および、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ量を制御した鋼スラブを、熱間圧延するに際し、圧下率と圧延温度、および、圧延後の冷却速度と巻取温度を制御し、さらに焼鈍して溶融亜鉛めっきを行い、冷却するに際し、均熱温度、均熱時間、および、冷却速度を制御し、粒径２０ｎｍ未満の析出物をランダムに析出させるともにセメンタイトも析出させた所定の組織とすることで、高強度で、かつ、打ち抜き性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができ、工業上有効な効果がもたらされる。
以下、本発明を具体的に説明する。
はじめに、本発明に係る溶融亜鉛めっき鋼板の成分組成について説明する。以下において含有量の単位「％」は、特にことわらない限り「質量％」を意味する。
はじめに、本発明に係る溶融亜鉛めっき鋼板の成分組成について説明する。以下において含有量の単位「％」は、特にことわらない限り「質量％」を意味する。
［成分組成］
Ｃ：０．０８〜０．２０％
Ｃは、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖと微細な炭化物を形成し、強度向上に寄与するとともに、Ｆｅとセメンタイトを形成し、打ち抜き性の向上にも寄与する。そのためＣの含有量は０．０８％以上とする必要がある。一方、多量のＣはマルテンサイト変態を促進してしまうとともに、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖとの微細な炭化物形成を抑制してしまう。また、過剰なＣは、溶接性を低下させるともに、靭性や成型性を大きく低下させてしまう。したがって、Ｃの含有量は０．２０％以下とする必要がある。Ｃの含有量は、好ましくは０．１５％以下であり、さらに好ましくは０．１２％以下である。
Ｃ：０．０８〜０．２０％
Ｃは、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖと微細な炭化物を形成し、強度向上に寄与するとともに、Ｆｅとセメンタイトを形成し、打ち抜き性の向上にも寄与する。そのためＣの含有量は０．０８％以上とする必要がある。一方、多量のＣはマルテンサイト変態を促進してしまうとともに、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖとの微細な炭化物形成を抑制してしまう。また、過剰なＣは、溶接性を低下させるともに、靭性や成型性を大きく低下させてしまう。したがって、Ｃの含有量は０．２０％以下とする必要がある。Ｃの含有量は、好ましくは０．１５％以下であり、さらに好ましくは０．１２％以下である。
Ｓｉ：０．５％以下
Ｓｉは、鋼板表面に酸化物を形成して、不めっきを生じさせる。さらに、フェライト変態を促進することで、粒径２０ｎｍ未満の微細析出物（Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ系炭化物）を列状に析出させ、ランダム析出するのを阻害するだけでなく、組織の結晶粒径も大きくしてしまう。そのためＳｉの含有量は、０．５％以下とする必要がある。Ｓｉの含有量は、好ましくは０．２％以下であり、より好ましくは０．１％以下であり、さらに好ましくは０．０５％以下である。Ｓｉの含有量の下限はとくに規定しないが、不可避的不純物として０．００５％含まれていても問題ない。
Ｓｉは、鋼板表面に酸化物を形成して、不めっきを生じさせる。さらに、フェライト変態を促進することで、粒径２０ｎｍ未満の微細析出物（Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ系炭化物）を列状に析出させ、ランダム析出するのを阻害するだけでなく、組織の結晶粒径も大きくしてしまう。そのためＳｉの含有量は、０．５％以下とする必要がある。Ｓｉの含有量は、好ましくは０．２％以下であり、より好ましくは０．１％以下であり、さらに好ましくは０．０５％以下である。Ｓｉの含有量の下限はとくに規定しないが、不可避的不純物として０．００５％含まれていても問題ない。
Ｍｎ：０．８〜１．８％
Ｍｎは、フェライト変態を遅延し、結晶粒径を小さくするとともに、固溶強化により高強度化にも寄与する。このような効果を得るため、Ｍｎの含有量は０．８％以上とする必要がある。Ｍｎの含有量は、好ましくは１．０％以上である。一方、多量のＭｎはスラブ割れを引き起こすとともに、マルテンサイト変態を促進させてしまう。そのため、Ｍｎの含有量は１．８％以下とする必要がある。Ｍｎの含有量は、好ましくは１．５％以下である。
Ｍｎは、フェライト変態を遅延し、結晶粒径を小さくするとともに、固溶強化により高強度化にも寄与する。このような効果を得るため、Ｍｎの含有量は０．８％以上とする必要がある。Ｍｎの含有量は、好ましくは１．０％以上である。一方、多量のＭｎはスラブ割れを引き起こすとともに、マルテンサイト変態を促進させてしまう。そのため、Ｍｎの含有量は１．８％以下とする必要がある。Ｍｎの含有量は、好ましくは１．５％以下である。
Ｐ：０．１０％以下
Ｐは、溶接性を低下させるとともに、粒界に偏析して延性、曲げ性や靭性を劣化させる。さらに多量に添加すると、フェライト変態を促進することで微細析出物を列状に析出させ、微細析出物がランダム析出するのを阻害するだけでなく、結晶粒径も大きくしてしまう。そのため、Ｐの含有量は０．１０％以下とする必要がある。Ｐの含有量は、好ましくは０．０５％以下であり、より好ましくは０．０３％以下であり、さらに好ましくは０．０１％以下である。Ｐの含有量の下限はとくに規定しないが、不可避的不純物として０．００５％含まれていても問題ない。
Ｐは、溶接性を低下させるとともに、粒界に偏析して延性、曲げ性や靭性を劣化させる。さらに多量に添加すると、フェライト変態を促進することで微細析出物を列状に析出させ、微細析出物がランダム析出するのを阻害するだけでなく、結晶粒径も大きくしてしまう。そのため、Ｐの含有量は０．１０％以下とする必要がある。Ｐの含有量は、好ましくは０．０５％以下であり、より好ましくは０．０３％以下であり、さらに好ましくは０．０１％以下である。Ｐの含有量の下限はとくに規定しないが、不可避的不純物として０．００５％含まれていても問題ない。
Ｓ：０．０３０％以下
Ｓは、溶接性を低下させるとともに、熱間での延性を著しく低下させることで、熱間割れを誘発し、表面性状を著しく劣化させる。さらに、Ｓは、強度にほとんど寄与しないばかりか、不純物元素として粗大な硫化物を形成することにより、延性、曲げ性、伸びフランジ性を低下させる。これらの問題はＳの含有量が０．０３０％を超えると顕著となり、Ｓの含有量は極力低減することが望ましい。したがって、Ｓの含有量は０．０３０％以下とする必要がある。Ｓの含有量は、好ましくは０．０１０％以下であり、より好ましくは０．００３％以下であり、さらに好ましくは０．００１％以下である。Ｓの含有量の下限はとくに規定しないが、不可避的不純物として０．０００１％含まれていても問題ない。
Ｓは、溶接性を低下させるとともに、熱間での延性を著しく低下させることで、熱間割れを誘発し、表面性状を著しく劣化させる。さらに、Ｓは、強度にほとんど寄与しないばかりか、不純物元素として粗大な硫化物を形成することにより、延性、曲げ性、伸びフランジ性を低下させる。これらの問題はＳの含有量が０．０３０％を超えると顕著となり、Ｓの含有量は極力低減することが望ましい。したがって、Ｓの含有量は０．０３０％以下とする必要がある。Ｓの含有量は、好ましくは０．０１０％以下であり、より好ましくは０．００３％以下であり、さらに好ましくは０．００１％以下である。Ｓの含有量の下限はとくに規定しないが、不可避的不純物として０．０００１％含まれていても問題ない。
Ａｌ：０．１０％以下
Ａｌを多く添加すると、フェライト変態を促進することで微細析出物を列状に析出させ、微細析出物がランダムに析出するのを阻害するだけでなく、結晶粒径も大きくしてしまう。さらに、表面にＡｌの酸化物を生成して不めっきを生じさせる。したがってＡｌの含有量は０．１０％以下とする必要がある。Ａｌの含有量は、好ましくは０．０６％以下である。Ａｌの含有量の下限は特に規定しないが、Ａｌキルド鋼として０．０１％含まれても問題ない。
Ａｌを多く添加すると、フェライト変態を促進することで微細析出物を列状に析出させ、微細析出物がランダムに析出するのを阻害するだけでなく、結晶粒径も大きくしてしまう。さらに、表面にＡｌの酸化物を生成して不めっきを生じさせる。したがってＡｌの含有量は０．１０％以下とする必要がある。Ａｌの含有量は、好ましくは０．０６％以下である。Ａｌの含有量の下限は特に規定しないが、Ａｌキルド鋼として０．０１％含まれても問題ない。
Ｎ：０．０１０％以下
Ｎは、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖと高温で粗大な窒化物を形成し強度にあまり寄与しないことから、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ添加による高強度化の効果を小さくしてしまうだけでなく、靭性の低下も招いてしまう。さらに多量に含有すると、熱間圧延中にスラブ割れを伴い、表面疵が発生する恐れがある。したがって、Ｎの含有量は０．０１０％以下とする必要がある。Ｎの含有量は、好ましくは０．００５％以下であり、より好ましくは０．００３％以下であり、さらに好ましくは０．００２％以下である。Ｎの含有量の下限はとくに規定しないが、不可避的不純物として０．０００５％含まれていても問題ない。
Ｎは、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖと高温で粗大な窒化物を形成し強度にあまり寄与しないことから、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ添加による高強度化の効果を小さくしてしまうだけでなく、靭性の低下も招いてしまう。さらに多量に含有すると、熱間圧延中にスラブ割れを伴い、表面疵が発生する恐れがある。したがって、Ｎの含有量は０．０１０％以下とする必要がある。Ｎの含有量は、好ましくは０．００５％以下であり、より好ましくは０．００３％以下であり、さらに好ましくは０．００２％以下である。Ｎの含有量の下限はとくに規定しないが、不可避的不純物として０．０００５％含まれていても問題ない。
Ｔｉ：０．０１〜０．３％、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｖ：０．０１〜１．０％の１種あるいは２種以上をＣ＊＝（Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３＋Ｖ／５１）×１２≧０．０７
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖは、Ｃと微細な炭化物を形成し、高強度化に寄与する。このような作用を得るためには、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの少なくとも１種の含有量を０．０１％以上とし、さらにＴｉ、Ｎｂ、Ｖの含有量を下記（１）式で求められるＣ＊が０．０７以上とする必要がある。一方、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖをそれぞれ０．３％、０．１％、１．０％を超えて多量に添加しても、高強度化の効果はあまり大きくならない反面、微細析出物が多量に析出し靭性が低下することから、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの含有量の上限は、それぞれ０．３％、０．１％、１．０％とする必要がある。
Ｃ＊＝（Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３＋Ｖ／５１）×１２ ・・・（１）
ただし、（１）式における各元素記号は、それぞれの元素の含有量（質量％）を表す。なお含有しない元素は０とする。
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖは、Ｃと微細な炭化物を形成し、高強度化に寄与する。このような作用を得るためには、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの少なくとも１種の含有量を０．０１％以上とし、さらにＴｉ、Ｎｂ、Ｖの含有量を下記（１）式で求められるＣ＊が０．０７以上とする必要がある。一方、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖをそれぞれ０．３％、０．１％、１．０％を超えて多量に添加しても、高強度化の効果はあまり大きくならない反面、微細析出物が多量に析出し靭性が低下することから、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの含有量の上限は、それぞれ０．３％、０．１％、１．０％とする必要がある。
Ｃ＊＝（Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３＋Ｖ／５１）×１２ ・・・（１）
ただし、（１）式における各元素記号は、それぞれの元素の含有量（質量％）を表す。なお含有しない元素は０とする。
残部はＦｅおよび不可避的不純物である。本発明では、さらに、強度、打ち抜き性を向上させることを目的に、つぎの元素を添加することができる。
Ｍｏ：０．００５〜０．５０％、Ｔａ：０．００５〜０．５０％、Ｗ：０．００５〜０．５０％の１種あるいは２種以上
Ｍｏ、Ｔａ、Ｗは、Ｃと微細析出物を形成することで高強度化に寄与する。このような効果を得るため、Ｍｏ、Ｔａ、Ｗを添加する場合には、Ｍｏ、Ｔａ、Ｗの少なくとも１種を０．００５％以上添加することが好ましい。一方、多量にＭｏ、Ｔａ、Ｗを添加しても高強度化の効果はあまり大きくならない反面、微細析出物が多量に析出し靭性が低下することから、Ｍｏ、Ｔａ、Ｗを添加する場合には、Ｍｏ、Ｔａ、Ｗの含有量をそれぞれ０．５０％以下とすることが好ましい。
Ｍｏ、Ｔａ、Ｗは、Ｃと微細析出物を形成することで高強度化に寄与する。このような効果を得るため、Ｍｏ、Ｔａ、Ｗを添加する場合には、Ｍｏ、Ｔａ、Ｗの少なくとも１種を０．００５％以上添加することが好ましい。一方、多量にＭｏ、Ｔａ、Ｗを添加しても高強度化の効果はあまり大きくならない反面、微細析出物が多量に析出し靭性が低下することから、Ｍｏ、Ｔａ、Ｗを添加する場合には、Ｍｏ、Ｔａ、Ｗの含有量をそれぞれ０．５０％以下とすることが好ましい。
Ｃｒ：０．０１〜１．０％、Ｎｉ：０．０１〜１．０％、Ｃｕ：０．０１〜１．０％の１種あるいは２種以上
Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕは、組織を細粒化するとともに固溶強化元素として作用することで高強度化と打ち抜き性の向上に寄与する。このような効果を得るため、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕを添加する場合には、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕの少なくとも１種を０．０１％以上添加することが好ましい。一方、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕを多量に添加しても効果が飽和するだけでなくめっき性を阻害することから、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕを添加する場合には、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕの含有量をそれぞれ１．０％以下とすることが好ましい。
Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕは、組織を細粒化するとともに固溶強化元素として作用することで高強度化と打ち抜き性の向上に寄与する。このような効果を得るため、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕを添加する場合には、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕの少なくとも１種を０．０１％以上添加することが好ましい。一方、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕを多量に添加しても効果が飽和するだけでなくめっき性を阻害することから、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕを添加する場合には、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕの含有量をそれぞれ１．０％以下とすることが好ましい。
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％の１種あるいは２種
Ｃａ、ＲＥＭは、硫化物の形態を制御することで延性、靭性を向上させることができる。このような効果を得るためＣａ、ＲＥＭを添加する場合には、Ｃａ、ＲＥＭの少なくとも１種を０．０００５％以上添加することが好ましい。一方、Ｃａ、ＲＥＭの多量の添加により逆に延性が損なわれるおそれがあることから、Ｃａ、ＲＥＭを添加する場合には、Ｃａ、ＲＥＭの含有量をそれぞれ０．０１％以下とすることが好ましい。
Ｃａ、ＲＥＭは、硫化物の形態を制御することで延性、靭性を向上させることができる。このような効果を得るためＣａ、ＲＥＭを添加する場合には、Ｃａ、ＲＥＭの少なくとも１種を０．０００５％以上添加することが好ましい。一方、Ｃａ、ＲＥＭの多量の添加により逆に延性が損なわれるおそれがあることから、Ｃａ、ＲＥＭを添加する場合には、Ｃａ、ＲＥＭの含有量をそれぞれ０．０１％以下とすることが好ましい。
Ｓｂ：０．００５〜０．０５０％
Ｓｂは、熱間圧延時において表面に偏析することから、スラブが窒化するのを防止することで粗大な窒化物の形成を抑制することができる。このような効果を得るためＳｂを添加する場合には、Ｓｂを０．００５％以上添加することが好ましい。一方、多量にＳｂを添加しても効果が飽和するだけでなく加工性が劣化することから、Ｓｂを添加する場合は、Ｓｂの含有量を０．０５０％以下とすることが好ましい。
Ｓｂは、熱間圧延時において表面に偏析することから、スラブが窒化するのを防止することで粗大な窒化物の形成を抑制することができる。このような効果を得るためＳｂを添加する場合には、Ｓｂを０．００５％以上添加することが好ましい。一方、多量にＳｂを添加しても効果が飽和するだけでなく加工性が劣化することから、Ｓｂを添加する場合は、Ｓｂの含有量を０．０５０％以下とすることが好ましい。
Ｂ：０．０００５〜０．００３０％
Ｂは、組織を細粒化することで、打ち抜き性向上に寄与することができる。このような効果を得るため、Ｂを含有させる場合は、Ｂの含有量を０．０００５％以上とすることが好ましく、０．００１０％以上とすることがより好ましい。一方、多量のＢは熱間圧延時の圧延荷重を上昇させてしまう恐れがあることから、Ｂを含有する場合は、Ｂの含有量を０．００３０％以下とすることが好ましく、０．００２０％以下とすることがより好ましい。
その他、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｃｏ、Ａｓ、Ｐｂ、Ｚｎ、Ｏなどの不純物を合計で０．５％以下含んでいても、特性には問題ない。
Ｂは、組織を細粒化することで、打ち抜き性向上に寄与することができる。このような効果を得るため、Ｂを含有させる場合は、Ｂの含有量を０．０００５％以上とすることが好ましく、０．００１０％以上とすることがより好ましい。一方、多量のＢは熱間圧延時の圧延荷重を上昇させてしまう恐れがあることから、Ｂを含有する場合は、Ｂの含有量を０．００３０％以下とすることが好ましく、０．００２０％以下とすることがより好ましい。
その他、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｃｏ、Ａｓ、Ｐｂ、Ｚｎ、Ｏなどの不純物を合計で０．５％以下含んでいても、特性には問題ない。
次に、本発明の溶融亜鉛めっき鋼板の組織について説明する。
フェライト相と焼き戻しベイナイト相の合計が面積率で９５％以上
フェライト相や焼き戻しベイナイト相は延性に優れることから、フェライト相と焼き戻しベイナイト相の合計を面積率で９５％以上とする必要がある。フェライト相と焼き戻しベイナイト相の合計は、面積率で好ましくは９８％以上、より好ましくは１００％である。
フェライト相や焼き戻しベイナイト相は延性に優れることから、フェライト相と焼き戻しベイナイト相の合計を面積率で９５％以上とする必要がある。フェライト相と焼き戻しベイナイト相の合計は、面積率で好ましくは９８％以上、より好ましくは１００％である。
組織の平均粒径：５．０μｍ以下
組織の平均粒径が大きいと打ち抜き性が劣化することから、組織の平均粒径（全組織の平均結晶粒径）は５．０μｍ以下とする必要がある。組織の平均粒径は好ましくは３．０μｍ以下である。
組織の平均粒径が大きいと打ち抜き性が劣化することから、組織の平均粒径（全組織の平均結晶粒径）は５．０μｍ以下とする必要がある。組織の平均粒径は好ましくは３．０μｍ以下である。
析出Ｆｅ量：０．１０質量％以上
セメンタイトは打ち抜き時にボイドの起点として作用し、打ち抜き性の向上に寄与する。そのためセメンタイトして析出するＦｅ量（析出Ｆｅ量）は０．１０質量％以上とする必要がある。析出Ｆｅ量は、好ましくは０．２０質量％以上である。一方、析出Ｆｅ量の上限はとくに規定しないが、多量のセメンタイトは穴広げ性などの成形性や靭性を劣化させるため、析出Ｆｅ量は、０．６０質量％以下とするのが好ましく、０．４０質量％以下とするのがより好ましい。
セメンタイトは打ち抜き時にボイドの起点として作用し、打ち抜き性の向上に寄与する。そのためセメンタイトして析出するＦｅ量（析出Ｆｅ量）は０．１０質量％以上とする必要がある。析出Ｆｅ量は、好ましくは０．２０質量％以上である。一方、析出Ｆｅ量の上限はとくに規定しないが、多量のセメンタイトは穴広げ性などの成形性や靭性を劣化させるため、析出Ｆｅ量は、０．６０質量％以下とするのが好ましく、０．４０質量％以下とするのがより好ましい。
粒径２０ｎｍ未満の析出物として析出したＴｉ、Ｎｂ、Ｖの析出Ｃ相当量：０．０２５質量％以上
粒径２０ｎｍ未満の析出物は強度に寄与する。このような作用を得るため、粒径２０ｎｍ未満の析出物として析出したＴｉ、Ｎｂ、Ｖの析出量を下記（２）式で求められる析出Ｃ相当量で０．０２５質量％以上とする必要がある。前記析出Ｃ相当量は、好ましくは０．０３５質量％以上である。一方、前記析出Ｃ相当量の上限はとくに規定しないが、粒径２０ｎｍ未満の析出物が多くなると靭性が低下することから、前記析出Ｃ相当量は、０．１０質量％以下が好ましく、０．０８質量％以下がより好ましく、０．０５質量％以下がさらに好ましい。
（［Ｔｉ］／４８＋［Ｎｂ］／９３＋［Ｖ］／５１）×１２ ・・・（２）
ただし、（２）式における［Ｔｉ］、［Ｎｂ］、［Ｖ］は、粒径２０ｎｍ未満の析出物として析出したＴｉ、Ｎｂ、Ｖそれぞれの析出量（質量％）である。
粒径２０ｎｍ未満の析出物は強度に寄与する。このような作用を得るため、粒径２０ｎｍ未満の析出物として析出したＴｉ、Ｎｂ、Ｖの析出量を下記（２）式で求められる析出Ｃ相当量で０．０２５質量％以上とする必要がある。前記析出Ｃ相当量は、好ましくは０．０３５質量％以上である。一方、前記析出Ｃ相当量の上限はとくに規定しないが、粒径２０ｎｍ未満の析出物が多くなると靭性が低下することから、前記析出Ｃ相当量は、０．１０質量％以下が好ましく、０．０８質量％以下がより好ましく、０．０５質量％以下がさらに好ましい。
（［Ｔｉ］／４８＋［Ｎｂ］／９３＋［Ｖ］／５１）×１２ ・・・（２）
ただし、（２）式における［Ｔｉ］、［Ｎｂ］、［Ｖ］は、粒径２０ｎｍ未満の析出物として析出したＴｉ、Ｎｂ、Ｖそれぞれの析出量（質量％）である。
粒径２０ｎｍ未満の析出物の半数以上がランダム析出
粒径２０ｎｍ未満の析出物が特定の分布をもっている、すなわち、一方向に列状に析出していると、打ち抜き時に亀裂が特定の分布方向に伸展し、打ち抜き端面が大きく割れてしまう。このような端面割れは、粒径２０ｎｍ未満の析出物の半数より多くが特定の分布を持った場合に顕著になることから、粒径２０ｎｍ未満の析出物の半数以上はランダム析出とする必要がある。なお、本発明において、粒径２０ｎｍ未満の析出物のうちランダム析出した析出物の割合は、実施例に記載の方法により求められる。
粒径２０ｎｍ未満の析出物が特定の分布をもっている、すなわち、一方向に列状に析出していると、打ち抜き時に亀裂が特定の分布方向に伸展し、打ち抜き端面が大きく割れてしまう。このような端面割れは、粒径２０ｎｍ未満の析出物の半数より多くが特定の分布を持った場合に顕著になることから、粒径２０ｎｍ未満の析出物の半数以上はランダム析出とする必要がある。なお、本発明において、粒径２０ｎｍ未満の析出物のうちランダム析出した析出物の割合は、実施例に記載の方法により求められる。
本発明の溶融亜鉛めっき鋼板のＴＳは特に規定しないが、９８０ＭＰａ以上が好ましい。板厚も特に規定しないが、４．０ｍｍ以下が好ましく、より好ましくは３．０ｍｍ以下、さらに好ましくは２．０ｍｍ以下、さらにより好ましくは１．５ｍｍ以下である。板厚の下限は熱間圧延で製造可能な１．０ｍｍ程度でよい。
つぎに本発明の溶融亜鉛めっき鋼板の製造条件について説明する。なお、以下の説明において、温度は鋼板等の表面温度とする。
本発明では、上記した組成を有する鋼を鋳造した鋼素材（スラブ）を出発素材とする。
出発素材の製造方法は、とくに限定されず、例えば、上記した組成の溶鋼を転炉等の常用の溶製方法で溶製し、連続鋳造法等の鋳造方法で鋼素材（スラブ）とする方法等が挙げられる。
出発素材の製造方法は、とくに限定されず、例えば、上記した組成の溶鋼を転炉等の常用の溶製方法で溶製し、連続鋳造法等の鋳造方法で鋼素材（スラブ）とする方法等が挙げられる。
スラブ：鋳造後そのまま、あるいは、一旦冷却した後に１２００℃以上に再加熱
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖを微細に析出させるためには、圧延開始前にスラブ中に析出している析出物を固溶させる必要がある。そのため、鋳造後のスラブをそのまま（高温のまま）熱間圧延機の入側に搬送し粗圧延を開始するか、あるいは、一旦冷却して温片や冷片となり、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖが析出物として析出してしまったスラブを１２００℃以上に再加熱したのち粗圧延を開始する必要がある。１２００℃以上での保持時間は特に規定しないが、好ましくは１０分以上、より好ましくは３０分以上である。また、再加熱温度は、好ましくは１２２０℃以上、より好ましくは１２５０℃以上である。
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖを微細に析出させるためには、圧延開始前にスラブ中に析出している析出物を固溶させる必要がある。そのため、鋳造後のスラブをそのまま（高温のまま）熱間圧延機の入側に搬送し粗圧延を開始するか、あるいは、一旦冷却して温片や冷片となり、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖが析出物として析出してしまったスラブを１２００℃以上に再加熱したのち粗圧延を開始する必要がある。１２００℃以上での保持時間は特に規定しないが、好ましくは１０分以上、より好ましくは３０分以上である。また、再加熱温度は、好ましくは１２２０℃以上、より好ましくは１２５０℃以上である。
仕上げスタンドでの累積歪：０．７以上
粗圧延終了後、仕上げスタンドで仕上げ圧延を行う。この際、仕上げスタンドでの累積歪を制御することで、組織の結晶粒径を小さくすることができる。そのため、ｍスタンドからなる仕上げ圧延でのｎスタンド目の圧下率をｒｎ、ｎスタンド目のスタンド入側の温度をＴｎ（℃）、ｎスタンドでの蓄積歪ＲｎをＲｎ＝ｒｎ（１−ｅｘｐ｛−１１０００（１＋Ｃ＊）／（Ｔｎ＋２７３）＋８．５｝）としたとき、蓄積歪の合計である累積歪Ｒｔ（Ｒｔ＝Ｒ１＋Ｒ２＋・・・＋Ｒｍ）を０．７以上とする必要がある。累積歪Ｒｔは、好ましくは１．０以上、より好ましくは１．５以上である。累積歪Ｒｔの上限は特に規定しないが、２．０程度で十分である。
ｎスタンド目の圧下率ｒｎは、ｎスタンドの入側の板厚をｔｎ−１、出側の板厚をｔｎとすると、ｒｎ＝−ｌｎ（ｔｎ／ｔｎ−１）と定義する。
粗圧延終了後、仕上げスタンドで仕上げ圧延を行う。この際、仕上げスタンドでの累積歪を制御することで、組織の結晶粒径を小さくすることができる。そのため、ｍスタンドからなる仕上げ圧延でのｎスタンド目の圧下率をｒｎ、ｎスタンド目のスタンド入側の温度をＴｎ（℃）、ｎスタンドでの蓄積歪ＲｎをＲｎ＝ｒｎ（１−ｅｘｐ｛−１１０００（１＋Ｃ＊）／（Ｔｎ＋２７３）＋８．５｝）としたとき、蓄積歪の合計である累積歪Ｒｔ（Ｒｔ＝Ｒ１＋Ｒ２＋・・・＋Ｒｍ）を０．７以上とする必要がある。累積歪Ｒｔは、好ましくは１．０以上、より好ましくは１．５以上である。累積歪Ｒｔの上限は特に規定しないが、２．０程度で十分である。
ｎスタンド目の圧下率ｒｎは、ｎスタンドの入側の板厚をｔｎ−１、出側の板厚をｔｎとすると、ｒｎ＝−ｌｎ（ｔｎ／ｔｎ−１）と定義する。
仕上げ圧延出側温度：８５０℃以上
仕上げ圧延の出側温度が低くなると、歪誘起析出によりＴｉ、Ｎｂ、Ｖの炭化物が粗大に析出してしまう。そのため、仕上げ圧延出側温度（仕上げ最終圧延出側の温度）は、８５０℃以上とする必要がある。仕上げ圧延出側温度は、好ましくは８８０℃以上である。仕上げ圧延出側温度の上限は特に規定しないが、９５０℃程度で十分である。
仕上げ圧延の出側温度が低くなると、歪誘起析出によりＴｉ、Ｎｂ、Ｖの炭化物が粗大に析出してしまう。そのため、仕上げ圧延出側温度（仕上げ最終圧延出側の温度）は、８５０℃以上とする必要がある。仕上げ圧延出側温度は、好ましくは８８０℃以上である。仕上げ圧延出側温度の上限は特に規定しないが、９５０℃程度で十分である。
仕上げ圧延出側温度から６５０℃までの温度域の平均冷却速度：３０℃／ｓ以上
仕上げ圧延終了後、仕上げ圧延出側温度から６５０℃までの温度域の冷却速度が小さいと、フェライト変態が高温で起こり、組織の平均粒径が大きくなるとともに、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの炭化物が粗大に析出してしまう。また、変態時にオーステナイトとフェライトの界面でＴｉ、Ｎｂ、Ｖの炭化物が析出する相界面析出が起こることから、析出物が特定の分布をもつことになり打ち抜き性が劣化してしまう。したがって、仕上げ圧延出側温度から６５０℃までの温度域の平均冷却速度は３０℃／ｓ以上とする必要がある。前記平均冷却速度は、好ましくは５０℃／ｓ以上、さらに好ましくは８０℃／ｓ以上である。前記平均冷却速度の上限はとくに規定しないが、温度制御の観点から２００℃／ｓ程度で十分である。
仕上げ圧延終了後、仕上げ圧延出側温度から６５０℃までの温度域の冷却速度が小さいと、フェライト変態が高温で起こり、組織の平均粒径が大きくなるとともに、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの炭化物が粗大に析出してしまう。また、変態時にオーステナイトとフェライトの界面でＴｉ、Ｎｂ、Ｖの炭化物が析出する相界面析出が起こることから、析出物が特定の分布をもつことになり打ち抜き性が劣化してしまう。したがって、仕上げ圧延出側温度から６５０℃までの温度域の平均冷却速度は３０℃／ｓ以上とする必要がある。前記平均冷却速度は、好ましくは５０℃／ｓ以上、さらに好ましくは８０℃／ｓ以上である。前記平均冷却速度の上限はとくに規定しないが、温度制御の観点から２００℃／ｓ程度で十分である。
巻き取り温度：３５０℃以上６００℃以下
巻き取り温度が高いとフェライト変態が促進し、変態時にオーステナイトとフェライトの界面でＴｉ、Ｎｂ、Ｖの炭化物が析出する相界面析出が起こることから、析出物が特定の分布をもつことになり打ち抜き性が劣化してしまう。そのため、巻き取り温度は６００℃以下とする必要がある。巻き取り温度は、好ましくは５５０℃以下である。一方、巻き取り温度が低いとベイナイト変態が抑制され、マルテンサイト変態が促進されてしまう。そのため、巻き取り温度は３５０℃以上とする必要がある。巻き取り温度は、好ましくは４００℃以上である。
巻き取り温度が高いとフェライト変態が促進し、変態時にオーステナイトとフェライトの界面でＴｉ、Ｎｂ、Ｖの炭化物が析出する相界面析出が起こることから、析出物が特定の分布をもつことになり打ち抜き性が劣化してしまう。そのため、巻き取り温度は６００℃以下とする必要がある。巻き取り温度は、好ましくは５５０℃以下である。一方、巻き取り温度が低いとベイナイト変態が抑制され、マルテンサイト変態が促進されてしまう。そのため、巻き取り温度は３５０℃以上とする必要がある。巻き取り温度は、好ましくは４００℃以上である。
次いで、巻き取り後の熱延コイルを酸洗したのち、焼鈍を行う。
均熱温度：６５０〜７７０℃の温度域
焼鈍時の均熱温度が低いと、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの炭化物が析出せず、均熱温度を高くすることで、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの炭化物をランダムに微細析出させることができる。そのため均熱温度は６５０℃以上とする必要がある。均熱温度は、好ましくは７００℃以上、より好ましくは７３０℃以上である。一方、均熱温度が高くなりすぎるとＴｉ、Ｎｂ、Ｖの炭化物が粗大化するとともに、均熱時にオーステナイト変態がおこり、その後の冷却でベイナイトやマルテンサイト変態が進行してしまう。そのため、均熱温度は７７０℃以下とする必要がある。
焼鈍時の均熱温度が低いと、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの炭化物が析出せず、均熱温度を高くすることで、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの炭化物をランダムに微細析出させることができる。そのため均熱温度は６５０℃以上とする必要がある。均熱温度は、好ましくは７００℃以上、より好ましくは７３０℃以上である。一方、均熱温度が高くなりすぎるとＴｉ、Ｎｂ、Ｖの炭化物が粗大化するとともに、均熱時にオーステナイト変態がおこり、その後の冷却でベイナイトやマルテンサイト変態が進行してしまう。そのため、均熱温度は７７０℃以下とする必要がある。
均熱時間（均熱温度温度域での滞留時間）：１０〜３００ｓ
均熱時の均熱時間が短いと、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの炭化物が十分に析出しない。そのため均熱時の均熱時間は１０ｓ以上とする必要があり、好ましくは３０ｓ以上である。一方、均熱時間が長くなると、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの炭化物が粗大化するとともに、結晶粒径も大きくなってしまう。したがって、均熱時間は３００ｓ以下とする必要がある。均熱時間は、好ましくは１５０ｓ以下である。
均熱時の均熱時間が短いと、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの炭化物が十分に析出しない。そのため均熱時の均熱時間は１０ｓ以上とする必要があり、好ましくは３０ｓ以上である。一方、均熱時間が長くなると、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの炭化物が粗大化するとともに、結晶粒径も大きくなってしまう。したがって、均熱時間は３００ｓ以下とする必要がある。均熱時間は、好ましくは１５０ｓ以下である。
焼鈍後、４２０〜５００℃の亜鉛めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっきを行った後、冷却する。
４００〜２００℃の温度域を平均冷却速度１０℃／ｓ以下で冷却
亜鉛めっき浴浸漬後の冷却速度が大きいと、セメンタイトの析出が抑制され打ち抜き性が劣化してしまう。したがってセメンタイトが微細に析出する４００〜２００℃の温度域を１０℃／ｓ以下で冷却する必要がある。
亜鉛めっき浴浸漬後の冷却速度が大きいと、セメンタイトの析出が抑制され打ち抜き性が劣化してしまう。したがってセメンタイトが微細に析出する４００〜２００℃の温度域を１０℃／ｓ以下で冷却する必要がある。
なお、亜鉛めっき浴浸漬後、４６０〜６００℃まで再加熱をおこない１ｓ以上保持することで合金化溶融亜鉛めっき鋼板としてもよい。前記保持時間は１〜１０ｓが好ましい。
さらに、上記めっき後の鋼板に、軽加工を加えることで可動転位を増やし、打ち抜き性を高めてもよい。このような軽加工としては、板厚減少率を０．１％以上とする加工が挙げられる。板厚減少率は、好ましくは０．３％以上である。一方、板厚減少率が大きくなると、転位の相互作用で転位が移動しにくくなり、打ち抜き性が低下することから、かかる加工を付与する場合には、板厚減少率を３．０％以下とすることが好ましく、２．０％以下とすることがより好ましく、１．０％以下とすることがさらに好ましい。ここで、上記加工を施すに際しては、圧延ロールによる圧下を加えてもよいし、鋼板にテンションを加えた引張りによる加工を施してもよい。さらに、圧延と引張りの両方の加工を施してもよい。
本発明の実施例について説明する。
表１に示す成分組成の鋼を連続鋳造してスラブとし、１２５０℃に再加熱したのちに、粗圧延を行い、その後、表２に示す条件で、仕上げ圧延（７スタンド）、冷却、巻き取りを行い、熱延コイルとし、酸洗したのちに、焼鈍し、４７０℃の亜鉛めっき浴に浸漬してめっきを行い、供試体Ｎｏ．１〜３０の溶融亜鉛めっき鋼板を得た。さらに、前記供試体のいくつかについては、めっき後に、表２に示す再加熱処理、板厚減少率とする加工を施した。なお、表２において再加熱温度、保持時間、板厚減少率の欄の「−」は、その処理を行っていないことを示す。
表１に示す成分組成の鋼を連続鋳造してスラブとし、１２５０℃に再加熱したのちに、粗圧延を行い、その後、表２に示す条件で、仕上げ圧延（７スタンド）、冷却、巻き取りを行い、熱延コイルとし、酸洗したのちに、焼鈍し、４７０℃の亜鉛めっき浴に浸漬してめっきを行い、供試体Ｎｏ．１〜３０の溶融亜鉛めっき鋼板を得た。さらに、前記供試体のいくつかについては、めっき後に、表２に示す再加熱処理、板厚減少率とする加工を施した。なお、表２において再加熱温度、保持時間、板厚減少率の欄の「−」は、その処理を行っていないことを示す。
上記供試体から、試験片を採取し、析出物測定、組織観察、引張り試験、打ち抜き試験を行った。試験方法はつぎの通りとした。
（析出Ｆｅ量）
析出Ｆｅ量は、試験片を板厚１／４まで研削した電解用試験片を陽極として１０％ＡＡ系電解液（１０体積％アセチルアセトン−１質量％テトラメチルアンモニウムクロライド−メタノール電解液）中で定電流電解により一定量溶解し、その後、電解によって得られた抽出残渣を孔径０．２μｍのフィルターを用いて濾過してＦｅ析出物を回収し、ついで回収されたＦｅ析出物を混酸で溶解した後、ＩＣＰ発光分光分析法によってＦｅを定量し、その測定値からＦｅ析出物中のＦｅ量（析出Ｆｅ量）を求めた。なお、Ｆｅ析出物は凝集するため、孔径０．２μｍのフィルターを用いて濾過を行うことで、粒径０．２μｍ未満のＦｅ析出物も回収することが可能である。
析出Ｆｅ量は、試験片を板厚１／４まで研削した電解用試験片を陽極として１０％ＡＡ系電解液（１０体積％アセチルアセトン−１質量％テトラメチルアンモニウムクロライド−メタノール電解液）中で定電流電解により一定量溶解し、その後、電解によって得られた抽出残渣を孔径０．２μｍのフィルターを用いて濾過してＦｅ析出物を回収し、ついで回収されたＦｅ析出物を混酸で溶解した後、ＩＣＰ発光分光分析法によってＦｅを定量し、その測定値からＦｅ析出物中のＦｅ量（析出Ｆｅ量）を求めた。なお、Ｆｅ析出物は凝集するため、孔径０．２μｍのフィルターを用いて濾過を行うことで、粒径０．２μｍ未満のＦｅ析出物も回収することが可能である。
（粒径２０ｎｍ未満の析出物として析出したＴｉ、Ｎｂ、Ｖの析出Ｃ相当量）
粒径２０ｎｍ未満の析出物として析出したＴｉ、Ｎｂ、Ｖ量は、特許第４７３７２７８号公報に示されるように、試験片を板厚１／４まで研削した電解用試験片を陽極として１０％ＡＡ系電解液中で定電流電解を行い、この電解用試験片を一定量溶解した後、該電解用試験片表面に付着した析出物を分散液中で超音波剥離した分散液を、孔径２０ｎｍのフィルターを用いて濾過し、ついで、得られた濾液中のＴｉ、Ｎｂ、Ｖ量を、ＩＣＰ発光分光分析法により分析して求めた。なお、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの析出物はすべて該電解用試験片表面に付着するため、前記分散液中にはＴｉ、Ｎｂ、Ｖの全析出物が分散している。そして、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの析出物の全てが炭化物であったとして、粒径２０ｎｍ未満の析出物として析出したＴｉ、Ｎｂ、Ｖのそれぞれの析出量（質量％）を［Ｔｉ］、［Ｎｂ］、［Ｖ］としたとき、（［Ｔｉ］／４８＋［Ｎｂ］／９３＋［Ｖ］／５１）×１２より計算した値を、粒径２０ｎｍ未満の析出物として析出したＴｉ、Ｎｂ、Ｖの析出Ｃ相当量とした。
粒径２０ｎｍ未満の析出物として析出したＴｉ、Ｎｂ、Ｖ量は、特許第４７３７２７８号公報に示されるように、試験片を板厚１／４まで研削した電解用試験片を陽極として１０％ＡＡ系電解液中で定電流電解を行い、この電解用試験片を一定量溶解した後、該電解用試験片表面に付着した析出物を分散液中で超音波剥離した分散液を、孔径２０ｎｍのフィルターを用いて濾過し、ついで、得られた濾液中のＴｉ、Ｎｂ、Ｖ量を、ＩＣＰ発光分光分析法により分析して求めた。なお、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの析出物はすべて該電解用試験片表面に付着するため、前記分散液中にはＴｉ、Ｎｂ、Ｖの全析出物が分散している。そして、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの析出物の全てが炭化物であったとして、粒径２０ｎｍ未満の析出物として析出したＴｉ、Ｎｂ、Ｖのそれぞれの析出量（質量％）を［Ｔｉ］、［Ｎｂ］、［Ｖ］としたとき、（［Ｔｉ］／４８＋［Ｎｂ］／９３＋［Ｖ］／５１）×１２より計算した値を、粒径２０ｎｍ未満の析出物として析出したＴｉ、Ｎｂ、Ｖの析出Ｃ相当量とした。
（粒径２０ｎｍ未満の析出物のうちランダム析出した析出物の比率）
粒径２０ｎｍ未満の析出物のうちランダム析出した析出物については、試験片から薄膜用試験片を採取し、これを研磨して薄膜試料としたのち、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）観察を｛１１１｝面からおこない、列状析出していないものをランダム析出としてその割合（粒径２０ｎｍ未満の全析出物の個数に対する、ランダム析出した粒径２０ｎｍ未満の析出物の個数の割合）を求めた。なお、「粒径２０ｎｍ未満の析出物の半数以上がランダム析出した」とは、粒径２０ｎｍ未満の全析出物の半数以上がランダム析出したこと、すなわち、［（ランダム析出した粒径２０ｎｍ未満の析出物の個数／粒径２０ｎｍ未満の全析出物の個数）×１００］で求められるランダム析出した析出物の比率が５０％以上であることを意味する。また、一方向のみからの観察では列状析出していてもランダム析出に見えることがあるため、｛１１１｝面から観察して列状析出していないものは、さらに９０°傾けても列状析出していないものに限りランダム析出とした。そして、上記観察を１０箇所について行い、ランダム析出した析出物の割合を求めその平均値を粒径２０ｎｍ未満の析出物のうちランダム析出物した析出物の比率（析出物ランダム比）とした。
粒径２０ｎｍ未満の析出物のうちランダム析出した析出物については、試験片から薄膜用試験片を採取し、これを研磨して薄膜試料としたのち、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）観察を｛１１１｝面からおこない、列状析出していないものをランダム析出としてその割合（粒径２０ｎｍ未満の全析出物の個数に対する、ランダム析出した粒径２０ｎｍ未満の析出物の個数の割合）を求めた。なお、「粒径２０ｎｍ未満の析出物の半数以上がランダム析出した」とは、粒径２０ｎｍ未満の全析出物の半数以上がランダム析出したこと、すなわち、［（ランダム析出した粒径２０ｎｍ未満の析出物の個数／粒径２０ｎｍ未満の全析出物の個数）×１００］で求められるランダム析出した析出物の比率が５０％以上であることを意味する。また、一方向のみからの観察では列状析出していてもランダム析出に見えることがあるため、｛１１１｝面から観察して列状析出していないものは、さらに９０°傾けても列状析出していないものに限りランダム析出とした。そして、上記観察を１０箇所について行い、ランダム析出した析出物の割合を求めその平均値を粒径２０ｎｍ未満の析出物のうちランダム析出物した析出物の比率（析出物ランダム比）とした。
（組織観察）
フェライト相および焼き戻しベイナイト相の面積率は、試験片から採取した組織観察用試験片の圧延方向−板厚方向断面を埋め込み研磨し、ナイタール腐食後、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）にて板厚１／４部を中心とし倍率１０００倍として１００×１００μｍ領域の写真を３枚撮影し、そのＳＥＭ写真を画像処理することにより求めた。さらに組織の平均粒径は、試験片から採取した組織観察用試験片の圧延方向−板厚方向断面を埋め込み研磨し、ナイタール腐食後、板厚１／４部を中心として測定ステップ０．１μｍで１００×１００μｍ領域のＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）測定を３か所おこない、方位差１５°以上を粒界として、その各々の面積を円換算して直径を求め、それらの直径の平均値を平均粒径とした。
フェライト相および焼き戻しベイナイト相の面積率は、試験片から採取した組織観察用試験片の圧延方向−板厚方向断面を埋め込み研磨し、ナイタール腐食後、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）にて板厚１／４部を中心とし倍率１０００倍として１００×１００μｍ領域の写真を３枚撮影し、そのＳＥＭ写真を画像処理することにより求めた。さらに組織の平均粒径は、試験片から採取した組織観察用試験片の圧延方向−板厚方向断面を埋め込み研磨し、ナイタール腐食後、板厚１／４部を中心として測定ステップ０．１μｍで１００×１００μｍ領域のＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）測定を３か所おこない、方位差１５°以上を粒界として、その各々の面積を円換算して直径を求め、それらの直径の平均値を平均粒径とした。
（引張り試験）
引張り試験は、圧延直角方向を長手としてＪＩＳ５号引張り試験片を切り出し、ＪＩＳ Ｚ２２４１に準拠して引張り試験をおこない、降伏強度（ＹＰ）、引張強度（ＴＳ）、全伸び（Ｅｌ）を評価した。
引張り試験は、圧延直角方向を長手としてＪＩＳ５号引張り試験片を切り出し、ＪＩＳ Ｚ２２４１に準拠して引張り試験をおこない、降伏強度（ＹＰ）、引張強度（ＴＳ）、全伸び（Ｅｌ）を評価した。
（打ち抜き試験）
打ち抜き試験は、各試験片に対して直径１０ｍｍの穴をクリアランス５〜３０％で５％刻みに３回ずつ打ち抜き、もっとも悪い端面状態のサンプルを拡大鏡にて観察し、端面の大きな割れが観察された場合（×）、微小亀裂が観察された場合（△）、割れなし（○）の３段階で評価し、「○」を合格とした。
打ち抜き試験は、各試験片に対して直径１０ｍｍの穴をクリアランス５〜３０％で５％刻みに３回ずつ打ち抜き、もっとも悪い端面状態のサンプルを拡大鏡にて観察し、端面の大きな割れが観察された場合（×）、微小亀裂が観察された場合（△）、割れなし（○）の３段階で評価し、「○」を合格とした。
表３に供試体Ｎｏ．１〜３０の特性値を示す。
また、図１に、本発明鋼と、析出Ｆｅ量のみが本発明の範囲を外れる比較鋼に関し、析出Ｆｅ量と打ち抜き性の関係を示す。析出Ｆｅ量を本発明の範囲内とすることで、打ち抜き試験において割れなしとできることがわかる。図２に、本発明鋼と、析出Ｃ相当量のみが本発明の範囲を外れる比較鋼に関し、析出Ｃ相当量と打ち抜き性の関係を示す。析出Ｃ相当量を本発明の範囲内とすることで、打ち抜き試験において割れなしとできることがわかる。図３に、本発明鋼と、析出物ランダム比のみが本発明の範囲を外れる比較鋼に関し、析出物ランダム比と打ち抜き性の関係を示す。析出物ランダム比を本発明の範囲内とすることで、打ち抜き試験において割れなしとできることがわかる。図４に、本発明鋼と、組織の平均粒径のみが本発明の範囲を外れる比較鋼に関し、組織の平均粒径と打ち抜き性の関係を示す。組織の平均粒径を本発明の範囲内とすることで、打ち抜き試験において割れなしとできることがわかる。
Claims (9)
- 質量％で、Ｃ：０．０８〜０．２０％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．８〜１．８％、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．０１０％以下を含み、さらにＴｉ：０．０１〜０．３％、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｖ：０．０１〜１．０％の１種あるいは２種以上を下記（１）式で求められるＣ＊が０．０７以上となるように含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成と、
フェライト相と焼き戻しベイナイト相の合計が面積率で９５％以上であり、かつ、組織の平均粒径が５．０μｍ以下であり、さらに、析出Ｆｅ量が０．１０質量％以上、粒径２０ｎｍ未満の析出物として析出したＴｉ、Ｎｂ、Ｖの析出量が下記（２）式で求められる析出Ｃ相当量として０．０２５質量％以上で、かつ、粒径２０ｎｍ未満の析出物の半数以上がランダム析出した組織と、を有することを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板。
Ｃ＊＝（Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３＋Ｖ／５１）×１２ ・・・（１）
ただし、（１）式における各元素記号は、それぞれの元素の含有量（質量％）を表す。
（［Ｔｉ］／４８＋［Ｎｂ］／９３＋［Ｖ］／５１）×１２ ・・・（２）
ただし、（２）式における［Ｔｉ］、［Ｎｂ］、［Ｖ］は、粒径２０ｎｍ未満の析出物として析出したＴｉ、Ｎｂ、Ｖそれぞれの析出量（質量％）を表す。 - 前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｍｏ：０．００５〜０．５０％、Ｔａ：０．００５〜０．５０％、Ｗ：０．００５〜０．５０％の１種あるいは２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
- 前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｃｒ：０．０１〜１．０％、Ｎｉ：０．０１〜１．０％、Ｃｕ：０．０１〜１．０％の１種あるいは２種以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
- 前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％の１種あるいは２種を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
- 前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｓｂ：０．００５〜０．０５０％を含有することを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
- 前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｂ：０．０００５〜０．００３０％を含有することを特徴とする請求項１〜５のいずれかに記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
- 請求項１〜６のいずれかに記載の組成を有する鋼を鋳造してスラブとし、該スラブを、鋳造後そのまま、あるいは、一旦冷却した後に１２００℃以上に再加熱したのちに、粗圧延を行い、
粗圧延終了後、ｍスタンドからなる仕上げ圧延でのｎスタンド目の圧下率をｒｎ、ｎスタンド目のスタンド入側の温度をＴｎ（℃）、ｎスタンドでの蓄積歪ＲｎをＲｎ＝ｒｎ（１−ｅｘｐ｛−１１０００（１＋Ｃ＊）／（Ｔｎ＋２７３）＋８．５｝）としたとき、蓄積歪Ｒ１〜Ｒｍの合計である累積歪を０．７以上とするとともに、仕上げ圧延出側温度を８５０℃以上とする仕上げ圧延を行い、
仕上げ圧延終了後、仕上げ圧延出側温度から６５０℃までの温度域を平均冷却速度３０℃／ｓ以上で冷却し、巻き取り温度を３５０℃以上６００℃以下として巻き取り、酸洗したのち、
均熱温度を６５０〜７７０℃とし、均熱時間を１０〜３００ｓとする焼鈍を行い、
焼鈍後、４２０〜５００℃の亜鉛めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっきを行った後、４００〜２００℃の温度域を平均冷却速度１０℃／ｓ以下で冷却することを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
ただし、上記蓄積歪Ｒｎの算出式におけるｅｘｐ｛−１１０００（１＋Ｃ＊）／（Ｔｎ＋２７３）＋８．５｝が１を超える場合は１とする。 - 前記４２０〜５００℃の亜鉛めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっきを行った後、４６０〜６００℃まで再加熱し１ｓ以上保持した後に、４００〜２００℃の温度域を平均冷却速度１０℃／ｓ以下で冷却することを特徴とする請求項７に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- 前記４００〜２００℃の温度域を平均冷却速度１０℃／ｓ以下で冷却した後、さらに０．１〜３．０％の板厚減少率とする加工を施すことを特徴とする請求項７または８に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
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