JP2023549876A - 強度、成形性及び表面品質に優れためっき鋼板及びその製造方法 - Google Patents

強度、成形性及び表面品質に優れためっき鋼板及びその製造方法 Download PDF

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Abstract

本発明は、めっき鋼板及びその製造方法に関し、より詳細には、自動車の外板材の素材として好適に適用できる高強度、高成形性を有する亜鉛系めっき鋼板及びその製造方法に関する。

Description

本発明は、自動車の軽量化を実現できる強度、成形性及び表面品質に優れためっき鋼板及びその製造方法に関し、より詳細には、自動車の外板材の素材として好適に適用できる高強度、高成形性を有する亜鉛系めっき鋼板及びその製造方法に関する。
自動車の外板材としては、プレス加工等により加工された冷延鋼板が使用されており、一般に高い成形性が求められる。近年、地球温暖化を防止する観点から、二酸化炭素の排出規制策として、新たな自動車燃費に対する改善の目標が設定され、低燃費の自動車に対する優遇税制が導入されるなど、自動車の燃費向上が求められている。自動車の燃費向上には、自動車車体の軽量化が有効な手段であり、このような軽量化の観点から、自動車車体用鋼板のスリム化が要求された。しかし、最近では、厚さが厚くても、高強度化を用いて補強部品を省略することで軽量化及び工程の短縮を実現し、コスト削減を試みる自動車メーカーが増えている。
このような鋼板の高強度化の要件を満たし、かつ複雑な形状にプレスされる自動車車体用鋼板として、表面外観に優れるとともに、プレス成形性の良い亜鉛系めっき高張力鋼板が求められている。
一方、自動車用高張力鋼板においては、鋼板の強度を向上させるために、鋼中に、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐなどの固溶強化元素を含有させる方法が行われている。
特に、鋼板を高強度化するために鋼にＰが添加されるが、Ｐは非常に偏析しやすい元素であって、スラブの表面に偏析したＰが熱間圧延、冷間圧延によって鋼板の長さ方向に延伸され、コイルの表面にＰ偏析が形成される。このようなＰ偏析においては、めっき時に合金化が遅延されるため、これが合金化溶融亜鉛めっき鋼板に線状の欠陥を発生させる原因となる。このような問題に対してＰ含量が０．０３％以上である鋼板を基材とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法として、鋼板表面の不均一性を解消するために鋼中のＰ量に応じた研削量で鋼板表面の研削を行い、合金化処理を誘導加熱方式の合金化炉で行う方法が提案されている（特許文献１）。
このような従来技術では、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の線状欠陥を防止するために、例えば、Ｐ含量が０．０３％以上の極低炭素Ｔｉ添加鋼板を使用する場合には、連続鋳造段階で表面を３ｍｍ以上スカーフィング（溶削）処理し、さらにめっき前の鋼板段階で表面を５μｍ以上研削していた。これによって、めっき後の形状欠陥の発生を防止して表面品質を確保していたが、これらは実収率低下の原因として把握されている。
日本特許公開第２００４－１６９１６０号
本発明の一側面は、高い実収率を確保しながらも、表面外観に優れるとともに、高強度及び高成形性を有するめっき鋼板及びその製造方法を提供することを目的とする。
本発明の課題は、上述の内容に限定されない。本発明が属する技術分野において通常の知識を有する者であれば、誰でも本発明の明細書全体にわたる内容から本発明の更なる課題を理解する上で困難がない。
本発明の一側面は、素地鉄と、
上記素地鉄上に形成されためっき層と、を含み、
上記素地鉄は重量％で、Ｃ：０．００３～０．００９％、Ｓｉ：０．０５％以下、Ｍｎ：０．４～１．０％、Ｐ：０．０４～０．０９％、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．００５％以下、Ｓ．Ａｌ：０．１％以下、Ｍｏ：０．０３～０．０８％、Ｔｉ：０．００５～０．０３％、Ｎｂ：０．０２～０．０４５％、Ｃｕ：０．０６～０．１５％、Ｂ：０．００３％以下、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、
下記関係式１を満たす、めっき鋼板を提供する。
［関係式１］
１．６≦Ｍｔ／Ｍｓ≦６
（上記関係式１中、上記Ｍｔは、上記素地鉄の表面から素地鉄側の厚さ方向に０．１μｍ離れた地点におけるＭｏの平均重量％の含量を示す。上記Ｍｓは、上記素地鉄の表面から素地鉄側の厚さ方向に１／４ｔの地点におけるＭｏの平均重量％の含量を示す。上記ｔは上記素地鉄の全平均厚さを示し、０．８～１ｍｍの範囲である。）
また、本発明のさらに他の一側面は、
重量％で、Ｃ：０．００３～０．００９％、Ｓｉ：０．０５％以下、Ｍｎ：０．４～１．０％、Ｐ：０．０４～０．０９％、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．００５％以下、Ｓ．Ａｌ：０．１％以下、Ｍｏ：０．０３～０．０８％、Ｔｉ：０．００５～０．０３％、Ｎｂ：０．０２～０．０４５％、Ｃｕ：０．０６～０．１５％、Ｂ：０．００３％以下、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含む鋼を連続鋳造する段階と、
上記連続鋳造して得られたスラブを再加熱する段階と、
再加熱されたスラブを熱間圧延して熱延鋼板を提供する段階と、
上記熱延鋼板を巻き取る段階と、
上記熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を提供する段階と、
上記冷延鋼板を焼鈍する段階と、
焼鈍された冷延鋼板を亜鉛系めっき浴に浸漬し、溶融亜鉛めっきする段階と、を含み、
上記連続鋳造は、下記関係式３を満たす、めっき鋼板の製造方法を提供する。
［関係式３］
１≦Ｖｃ≦５－［Ｐ］／［Ｍｏ］
（上記関係式３中、上記Ｖｃは連続鋳造時の平均鋳造速度を示し、単位はｍ／ｍｉｎである。上記［Ｐ］は、上記スラブ内のＰの平均重量％の含量を示し、上記［Ｍｏ］は上記スラブ内のＭｏの平均重量％の含量を示す。）
本発明の一側面によると、高い実収率を確保しながらも、表面外観に優れるとともに、高強度及び高成形性を有するめっき鋼板及びその製造方法を提供することができる。
本発明の多様かつ有益な利点及び効果は、上述した内容に限定されず、本発明の具体的な実施形態を説明する過程でより容易に理解することができる。
本発明の発明例１から製造されためっき鋼板の表面を走査電子顕微鏡（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ；ＳＥＭ）で観察した写真を示す。 本発明の比較例４から製造されためっき鋼板の表面を走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察した写真を示す。
以下、本発明の好ましい実施形態について説明する。しかし、本発明の実施形態は様々な他の形態に変形することができ、本発明の範囲が以下に説明する実施形態に限定されるものではない。また、本発明の実施形態は、当該技術分野において平均的な知識を有する者に本発明をより完全に説明するために提供されるものである。
上述したように、従来技術では、めっき鋼板の線状欠陥を防止し、表面品質を確保するために、連続鋳造段階で表面にスカーフィング（溶削）処理し、さらにめっき前の鋼板段階で表面を研削処理することが必要であり、実収率低下の原因となった。
そこで、本発明者らは、従来技術の問題点を解決するために鋭意検討を行った結果、鋼中に強力な炭窒化物形成元素であるチタン（Ｔｉ）及び／又はニオブ（Ｎｂ）等を適量添加することにより、炭素（Ｃ）、窒素（Ｎ）、硫黄（Ｓ）等の固溶元素の最小化により成形性を確保できることを確認した。また、本発明者らは、上述したものと同時に、鋼中にリン（Ｐ）及びモリブデン（Ｍｏ）等を適量添加することにより、引張強度３９０ＭＰａ以上でありながらも表面品質に優れた車両外板用高強度・高成形性のめっき鋼板を製造できることを確認し、本発明を完成するに至った。
以下、本発明の自動車の外板材の素材として好ましく適用できる表面品質に優れた高強度・高成形性を有するめっき鋼板及びその製造方法について説明する。このとき、自動車外板用めっき鋼板としては、高張力化とともに、深絞り性などのプレス成形性を満足するものでなければならない。
本実施形態に係るめっき鋼板の基材（素地鉄）となる脱スケール圧延鋼板は、加工性を向上させるために極低炭素鋼を基本成分とし、強化元素であるＭｎ、Ｐ等を適量添加した高張力鋼板を使用する。
すなわち、本発明の一側面に係るめっき鋼板は、素地鉄と、上記素地鉄上に形成されためっき層と、を含む。このとき、上記素地鉄は重量％で、Ｃ：０．００３～０．００９％、Ｓｉ：０．０５％以下、Ｍｎ：０．４～１．０％、Ｐ：０．０４～０．０９％、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．００５％以下、Ｓ．Ａｌ：０．１％以下、Ｍｏ：０．０３～０．０７％、Ｔｉ：０．００５～０．０３％、Ｎｂ：０．０２～０．０４５％、Ｃｕ：０．０６～０．１５％、Ｂ：０．００３％以下、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含む。以下では、上記素地鉄の基本成分元素に対する添加理由及び含量の限定理由について具体的に説明する。
炭素（Ｃ）：０．００３～０．００９％
Ｃは侵入型固溶元素であって、冷延及び焼鈍過程で鋼板の集合組織の形成に大きな影響を及ぼす。鋼中に固溶炭素量が多くなると、絞り加工に有利な｛１１１｝ガンマ（γ）－ファイバ集合組織を有する結晶粒の成長が抑制され、｛１１０｝及び｛１００｝集合組織を有する結晶粒の成長が促進されて焼鈍板の絞り性が低下する。さらに、上記Ｃ含量が０．００９％を超えると、これを炭化物として析出させるために必要なＴｉ及びＮｂの含量が大きくなり、経済性の観点から不利であるだけでなく、パーライト等が生成されて成形性を低下させることがある。したがって、上記Ｃ含量は０．００９％以下に制限することが好ましい。また、上記Ｃ含量が０．００３％未満であると、十分な強度を確保できないという問題が生じることがあるため、上記Ｃ含量は０．００３％以上に制限することが好ましい。一方、より好ましくは、上記Ｃ含量の下限は０．００３８％であってもよく、あるいは上記Ｃ含量の上限は０．００８％であってもよい。
シリコン（Ｓｉ）：０．０５％以下（０％は除く）
Ｓｉは固溶強化による強度上昇に寄与する元素である。このような固溶強化による強度上昇の効果を発揮するためには、Ｓｉを必須に添加しなければならないため、上記素地鉄中におけるＳｉ含量を０％超過に制限する。ただし、上記Ｓｉ含量が０．０５％を超えると、表面スケール欠陥を誘発してめっきの表面特性が低下するという問題があるため、本発明では、上記Ｓｉ含量を０．０５％以下に管理する。一方、より好ましくは、上記Ｓｉ含量の下限は０．０２４％であってもよく、あるいは上記Ｓｉ含量の上限は０．０４２％であってもよい。
マンガン（Ｍｎ）：０．４～１．０％
Ｍｎは固溶強化元素であって、強度上昇に寄与するだけでなく、鋼中のＳをＭｎＳとして析出させる役割を果たす。上記Ｍｎの含量が０．４％未満の場合、強度低下が懸念されるのに対し、１．０％を超える場合、酸化物による表面問題が生じる可能性があるため、上記Ｍｎの含量は０．４～１．０％に制限することが好ましい。一方、より好ましくは、上記Ｍｎ含量の下限は０．４８％であってもよく、あるいは上記Ｍｎ含量の上限は０．６７％であってもよい。
リン（Ｐ）：０．０４～０．０９％
Ｐは、固溶効果が最も優れており、絞り性を大きく損なうことなく、鋼の強度確保に最も効果的な元素である。上記Ｐの含量が０．０４％未満の場合、目的とする強度確保が不可能であるのに対し、０．０９％を超える場合、Ｐ偏析による二次脆性及び表面線状欠陥が生じることがあるため、上記Ｐの含量は０．０４～０．０９％に制限することが好ましい。一方、より好ましくは、上記Ｐ含量の下限は０．０４８％であってもよく、あるいは上記Ｐ含量の上限は０．０８９％であってもよい。
モリブデン（Ｍｏ）：０．０３～０．０８％
ＭｏはＰ（リン）との親和力の高い元素であって、Ｐ偏析を抑制する役割を果たす。極低炭素鋼において高強度を確保するためには、Ｐを不可避に活用しなければならないが、Ｍｏを適正に添加することで、Ｐ偏析による表面欠陥を改善するのに一部寄与することができる。上記Ｍｏ含量が０．０３％未満の場合、目的とする表面改善には大きな効果がない。また、上記Ｍｏ含量が０．０８％を超える場合、価格が高くなりコスト競争力が低下するため、上記Ｍｏ含量は０．０３～０．０８％に制限することが好ましい。一方、より好ましくは、上記Ｍｏ含量の下限は０．０５％であってもよく、あるいは上記Ｍｏ含量の上限は０．０７８％であってもよい。
硫黄（Ｓ）：０．０１％以下（０％は除く）、窒素（Ｎ）：０．００５％以下（０％は除く）
Ｓ及びＮは鋼中に存在する不純物であって、不可避に添加されるため、上記素地鉄中において、Ｓ及びＮの含量はそれぞれ独立して０％を超える。ただし、優れた溶接特性を確保するためには、その含量をできるだけ低く制御することが好ましい。したがって、上記Ｓ含量は０．０１％以下に制御し、上記Ｎ含量は０．００５％以下に管理する。一方、より好ましくは、上記Ｓ含量の下限は０．００１５％であってもよく、あるいは上記Ｓ含量の上限は０．００３４％であってもよい。また、より好ましくは、上記Ｎ含量の下限は０．０００８％であってもよく、あるいは上記Ｎ含量の上限は０．００４％であってもよい。
アルミニウム（Ａｌ）：０．１％以下（０％は除く）
ＡｌはＡｌＮを析出させ、鋼の絞り性及び延性の向上に寄与する。このような絞り性及び延性向上の効果を発揮するために、上記素地鉄中におけるＡｌ含量は０％を超える。ただし、上記Ａｌ含量が０．１％を超える場合、製鋼操業時にＡｌ介在物の過剰形成による鋼板の内部欠陥が発生するという問題があるため、上記Ａｌ含量は０．１％以下に制御することが好ましい。一方、より好ましくは、上記Ａｌ含量の下限は０．０２５％であってもよく、あるいはＡｌ含量の上限は０．０８％であってもよい。
チタン（Ｔｉ）：０．００５～０．０３％
Ｔｉは熱間圧延中、固溶炭素及び固溶窒素と反応してＴｉ系炭窒化物を析出させることにより、鋼板の絞り性の向上に大きく寄与する元素である。上記Ｔｉ含量が０．００５％未満の場合、炭窒化物を十分に析出させることができず、絞り性に劣る。これに対し、上記Ｔｉ含量が０．０３％を超える場合、製鋼操業時に介在物の管理が難しく、介在物性欠陥が発生することがあるため、上記Ｔｉの含量は０．００５～０．０３％に制限することが好ましい。一方、より好ましくは、上記Ｔｉ含量の下限は０．００７％であってもよく、あるいは上記Ｔｉ含量の上限は０．０１２％であってもよい。
ニオブ（Ｎｂ）：０．０２～０．０４５％
Ｎｂは、熱間圧延ｓｏｌｕｔｅ ｄｒａｇ及び析出物ｐｉｎｎｉｎｇ効果によるオーステナイト域の未再結晶領域が高温領域に広がると、圧延及び冷却する過程によって非常に微細な結晶粒（ｇｒａｉｎ）を作ることができる最も効果的な元素である。上記Ｎｂ含量が０．０２％未満の場合、鋼中のオーステナイトの未再結晶温度の領域範囲が狭くなり、結晶粒サイズ（ｇｒａｉｎ ｓｉｚｅ）の微細化効果が僅かである。これに対し、０．０４５％を超える場合、高温強度が高くなり、熱間圧延の困難をもたらすという問題があるため、上記Ｎｂの含量は０．０２～０．０４５％に制限することが好ましい。一方、より好ましくは、上記Ｎｂ含量の下限は０．０２８％であってもよく、あるいは上記Ｎｂ含量の上限は０．０４４％であってもよい。
ボロン（Ｂ）：０．００３％以下（０％は除く）
Ｂは鋼中において、Ｐの添加による二次加工脆性を防止するために添加する元素であって、上述の二次加工脆性防止の効果を発現するために、上記素地鉄中におけるＢ含量は０％を超える。ただし、Ｂ含量が０．００３％を超える場合、鋼板の延性低下を伴うため、上記Ｂ含量は０．００３％以下に制限することが好ましい。一方、より好ましくは、上記Ｂ含量の下限は０．０００４％であってもよく、あるいは上記Ｂ含量の上限は０．００１５％であってもよい。
銅（Ｃｕ）：０．０４～０．１５％
Ｃｕは強度確保のために添加される元素であって、鋼の組成を製鋼により調整する際に、除去しにくい元素である。したがって、強度確保のためにＣｕを０．０４％以上添加することが好ましいが、Ｃｕ含量が０．１５％を超えると、粒界脆化やコスト上昇につながるため、Ｃｕ含量を０．１５％以下に制限する。一方、より好ましくは、上記Ｃｕ含量の下限は０．０６９％であってもよく、上記Ｃｕ含量の上限は０．１０％であってもよい。
その他に、残りＦｅ及び不可避不純物を含む。上記組成以外に有効な成分の添加が排除されるものではない。一方、上記不可避不純物は、通常のめっき鋼板の製造工程において意図せずに混入し得るものであれば、いずれも含まれることができる。当該技術分野における技術者であれば、その意味を容易に理解することができるため、特にこれを限定しない。
本発明は、上述した成分系を満足することにより、成形性に優れた自動車外板用高強度の極低炭素合金化溶融亜鉛めっき鋼板を効果的に提供することができる。
すなわち、本発明は、成形性を向上させるために極低炭素鋼を基本成分とし、強化元素であるＰを含有する高張力鋼板を基材（素地鉄）とした合金化溶融亜鉛めっき鋼板に関するものであって、本発明は、組成及び合金化度を適切に調節し、上述のＰを含有することにより、偏析によって現れる線状の欠陥を効果的に防止することができる。これにより、自動車の外板材用に適用可能であり、優れた表面外観を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法を効果的に提供することができる。
一方、本発明の一側面によると、上記素地鉄は、Ｃ含量が０．０１％以下の極低炭素鋼に該当するため、上記素地鉄はフェライトベースの微細組織を有することができる。このとき、上記フェライトベースの微細組織は、不可避的に生成される他の組織を含むことができる。
具体的に、本発明の一側面によると、上記素地鉄の微細組織は、面積分率で、フェライトを９５％以上含み、その他にパーライト等が微少量残存することができる。あるいは、より好ましくは、上記素地鉄の微細組織は、面積分率で、フェライトを９９％以上含み、パーライトは１％以下含むことができ、最も好ましくは、上記素地鉄の微細組織はフェライト単相であることができる（フェライトを１００％含む）。
上述した微細組織的特徴を満足することにより、優れた成形性を確保することができる。すなわち、素地鉄中において、パーライトなどの微細組織の含量が５％を超えると、成形性に劣るという問題が生じる可能性がある。
本発明の一側面によると、特に限定するものではないが、上記素地鉄において、上記フェライトの平均結晶粒サイズは５～１５μｍの範囲（すなわち、５μｍ以上１５μｍ以下）であってもよい。上記フェライトの平均結晶粒サイズが５μｍ未満であると、強度が高すぎて伸び率を十分に確保できないという問題が生じる可能性がある。また、上記フェライトの平均結晶粒サイズが１５μｍを超えると、目的とする強度を確保できないという問題が生じる可能性がある。一方、特に限定するものではないが、上述した効果をより向上させる観点から、好ましくは、上記フェライトの平均結晶粒サイズの下限は７μｍであってもよく、あるいは上記フェライトの平均結晶粒サイズの上限は１０μｍであってもよい。
ここで、上記フェライトの平均結晶粒サイズとは、上記めっき鋼板の厚さ方向（すなわち、圧延方向に垂直な方向）への切断面を基準に、結晶粒に対する円相当直径を測定した値の平均値を意味する。より具体的に、結晶粒の内部を貫通する最も長い長さを粒径として描かれる球状の粒子を仮定したとき、上記粒径を測定した値に対する平均値を示す。
一方、本発明に係るめっき鋼板は、下記関係式１を満たすことが好ましい。
［関係式１］
１．６≦Ｍｔ／Ｍｓ≦６
（上記関係式１中、上記Ｍｔは、上記素地鉄の表面から素地鉄側の厚さ方向に０．１μｍ離れた地点におけるＭｏの平均重量％の含量を示す。上記Ｍｓは、上記素地鉄の表面から素地鉄側の厚さ方向に１／４ｔの地点におけるＭｏの平均重量％の含量を示す。上記ｔは上記素地鉄の全平均厚さを示し、０．８～１ｍｍの範囲である。）
上記Ｍｔ／Ｍｓ値が１．６未満であると、表面に線状欠陥が発生するという問題が生じることがあり、上記Ｍｔ／Ｍｓ値が６を超えると、目的とする強度及び伸び率を確保できないという問題が生じることがある。一方、特に限定するものではないが、上述した効果をより向上させる観点から、好ましくは、上記Ｍｔ／Ｍｓ値の下限は１．９であってもよく、あるいは上記Ｍｔ／Ｍｓ値の上限は４．９であってもよい。
すなわち、本発明者らは研究を重ねた結果、上記素地鉄の極表層部（素地鉄の表面から素地鉄の中心側の厚さ方向に０．１μｍ離れた地点）におけるＭｏ含量と、上記素地鉄の表層部（素地鉄の表面から素地鉄の中心側の厚さ方向に１／４ｔ離れた地点）におけるＭｏ含量の比率を適正範囲に制御することにより、自動車外板材用として好適に使用可能な優れた表面品質及び高強度を有するめっき鋼板が得られることを見出した。
したがって、上述した関係式１を満たすことにより、Ｐを含有した高強度冷延鋼板の自動車車体への適用範囲を、これまで適用されたことのない範囲まで（例えば、ｓｉｄｅ ｏｕｔｅｒ等に対しても）拡大することが可能となり、結果的に、自動車車体をより一層軽量化させることが実現できる。
一方、本発明の一側面によると、上記めっき層は亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層であってもよい。特に限定するものではないが、上記めっき層は重量％で、Ｆｅ：８～１３％、残部Ｚｎ及びその他の不可避不純物を含む組成を有することができ、これを満たすことによりパウダリング性などのめっき性に優れた効果を確保することができる。このとき、Ｆｅ含量は、全めっき層に対するめっき層中のＦｅ質量百分率であり、平均Ｆｅ質量％の含量をいう。めっき層中のＦｅ含量を測定する方法は、例えば、合金化溶融亜鉛めっき層をインヒビターの塩酸に溶解させ、ＩＣＰ（Ｉｎｄｅｃｔｉｖｅｌｙ Ｃｏｕｐｌｅｄ Ｐｌａｓｍａ）発光分光分析法を用いて測定することができる。上記めっき層中にＦｅ含量が８％未満であると、Ｆｅ－Ｚｎ合金相が十分に生成されず、めっきの表層に軟質のη－Ｚｎ相が残存するため、加工性、接着性に悪影響を及ぼすおそれがある。また、上記めっき層中のＦｅ含量が１３％を超えると、めっき層と素地鉄の界面に、硬質かつ弱いＦｅ－Ｚｎ合金相（例えば、Γ相やΓ１相）が過度に厚く形成され、めっき層と素地鉄の界面に脆弱性を助長するため、問題が生じる可能性がある。
なお、特に限定するものではないが、本発明の一側面によると、上記めっき鋼板は、下記関係式２を満たすことができる。本発明者らは、表面外観の確保にはＰ及びＭｏの含量関係と緊密な影響があることをさらに見出した。すなわち、上記関係式２を満たすことにより、表面外観に優れためっき鋼板を効果的に提供することができる。
［関係式２］
［Ｐ］／［Ｍｏ］≦１．１６２
（上記関係式２中、上記［Ｐ］は、上記素地鉄中におけるＰの平均重量％の含量を示し、上記［Ｍｏ］は、上記素地鉄中におけるＭｏの平均重量％の含量を示す。）
本発明の一側面によると、上記めっき鋼板の引張強度は３９０ＭＰａ以上であってもよく、好ましくは３９０～４９０ＭＰａの範囲であってもよい。上記めっき鋼板の引張強度が３９０ＭＰａ以上（あるいは、６９０ＭＰａ以上４９０ＭＰａ以下）を満たすことにより、高張力鋼を用いた自動車の軽量化を実現することができる。一方、より好ましくは、上記めっき鋼板の引張強度の下限は４００ＭＰａであってもよく、あるいは上記めっき鋼板の引張強度の上限は４８０ＭＰａであってもよい。
また、本発明の一側面によると、上記めっき鋼板の降伏強度は２０５ＭＰａ以上であってもよく、より好ましくは２０５～３５０ＭＰａの範囲であってもよい。上記めっき鋼板の降伏強度が低すぎると、車両外板への適用時に、デント等の表面欠陥が発生するという問題が生じる可能性があり、降伏強度が高すぎると、成形性が悪化するという問題が生じる可能性がある。
本発明の一側面によると、上記めっき鋼板の伸び率は２８％以上であってもよく、より好ましくは２８～４３％、最も好ましくは２８～３８％の範囲であってもよい。上記めっき鋼板の伸び率が上記範囲を満たすことにより、優れた成形性及び加工性を確保することができる。
次に、めっき鋼板の製造方法について詳細に説明する。ただし、本発明のめっき鋼板は、必ずしも以下の製造方法により製造されるべきであることを意味するものではない。
本発明のさらに他の一側面は、重量％で、Ｃ：０．００３～０．００９％、Ｓｉ：０．０５％以下、Ｍｎ：０．４～１．０％、Ｐ：０．０４～０．０９％、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．００５％以下、Ｓ．Ａｌ：０．１％以下、Ｍｏ：０．０３～０．０８％、Ｔｉ：０．００５～０．０３％、Ｎｂ：０．０２～０．０４５％、Ｃｕ：０．０６～０．１５％、Ｂ：０．００３％以下、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含む鋼を連続鋳造する段階と、上記連続鋳造して得られたスラブを再加熱する段階と、再加熱されたスラブを熱間圧延して熱延鋼板を提供する段階と、上記熱延鋼板を巻き取る段階と、上記熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を提供する段階と、上記冷延鋼板を焼鈍する段階と、焼鈍された冷延鋼板を亜鉛めっき浴に浸漬して、溶融亜鉛めっきする段階と、を含むめっき鋼板の製造方法を提供する。
一方、本発明者らは、更なる研究を行い、実収率を確保しながらも表面外観に優れるとともに、高強度及び高成形性のめっき鋼板を提供するためには、連続鋳造時にスラブ内のＰとＭｏの濃化度合いに応じて連続鋳造の速度を適切に制御することが重要な要素であることを確認した。
すなわち、本発明の一側面によると、上記めっき鋼板の製造方法は、連続鋳造時に下記関係式３を満たすことが好ましい。このとき、下記関係式３は経験的に得られる値であるため、特に単位を定めなくてもよく、下記Ｖｃの単位（ｍ／ｍｉｎ）と［Ｐ］及び［Ｍｏ］の単位（重量％）を満たせばよい。
［関係式３］
１≦Ｖｃ≦５－［Ｐ］／［Ｍｏ］
（上記関係式３中、上記Ｖｃは連続鋳造時の平均鋳造速度を示し、単位はｍ／ｍｉｎである。上記［Ｐ］は、上記スラブ内のＰの平均重量％の含量を示し、上記［Ｍｏ］は、上記スラブ内のＭｏの平均重量％の含量を示す。）
本発明において、上記連続鋳造時の平均鋳造速度（Ｖｃ）が１ｍ／ｍｉｎ未満であると、表面のＰ偏析を十分に制御することができず、最終材において表面欠陥が発生する可能性がある。また、上記連続鋳造時の平均鋳造速度（Ｖｃ）が５－［Ｐ］／［Ｍｏ］の値を超えると、表面線状欠陥が発生して表面品質が悪化する可能性がある。これは鋳造速度の増大により、スラブの冷却速度が不均一であり、冷却に伴うスラブ表面の熱変形や表層付近に析出するＮｂＣの析出量が不均一となり、これによって表面の割れ感受性が上昇するため、表面品質に劣る結果をもたらすものと解釈される。
また、本発明の一側面によると、特に限定するものではないが、上記連続鋳造時には、０．８０～３．０Ｌ／ｋｇ（より好ましくは、０．８０～１．９１Ｌ／ｋｇ）の冷却水量で冷却することができる。上記連続鋳造時に、上記冷却水量が０．８０Ｌ／ｋｇ未満であると、スラブ表面の冷却速度が不均一になりやすく、スラブ表面の熱変形や表層付近に析出するＴｉ－Ｎｂ複合析出量が不均一となり、表面割れ感受性が上昇し、これによって表面欠陥が発生する可能性がある。また、上記冷却水量が３．０Ｌ／ｋｇを超えると、急速に凝固が行われ、連鋳表面にクラックが発生するという問題が生じる可能性がある。
一方、本発明の一側面によると、上記スラブを再加熱する段階は、１１８０～１２３０℃の範囲で行われることができる。上記スラブの再加熱温度が１１８０℃未満であると、ＦＭ区間の圧延負荷により生産に問題が生じる可能性があり、上記スラブの再加熱温度が１２３０℃を超えると、表面スケール欠陥が発生する可能性がある。
また、本発明の一側面によると、上記熱間圧延は、仕上げ圧延温度がＡｒ３以上となるように行われることができ、より詳細には、８８０～９７０℃の範囲で行われることができる。上記熱間圧延が８８０℃未満であると、Ａｒ３温度以下、すなわち、二相域の領域で冷却されて、表層部には粗大粒が生成され、表層のグレイン（ｇｒａｉｎ）サイズが不均一であり、最終的に写像性に問題が生じる可能性がある。また、上記熱間圧延が９７０℃を超えると、グレインサイズ（ｇｒａｉｎ ｓｉｚｅ）が十分に微細とならず、最終的な材質が不足するという問題が生じる可能性がある。一方、特に限定するものではないが、上述した効果をより向上させる観点から、好ましくは、上記仕上げ圧延温度の下限は９１５℃であってもよく、あるいは上記仕上げ圧延温度の上限は９４０℃であってもよい。
また、本発明の一側面によると、上記熱延鋼板を巻き取る段階は、６００～６４０℃で行われることができる。上記巻取り温度が６００℃未満であると、Ｔｉ（Ｎｂ）Ｃなどの析出物が十分に生成されず、固溶炭素が多くなることで、焼鈍時の再結晶及び粒子成長などの挙動に影響を与え、所望の強度及び伸び率の確保に問題が生じる可能性がある。また、上記巻取り温度が６４０℃を超えると、二次スケールの生成により、表面が劣化するという問題が生じる可能性がある。一方、特に限定するものではないが、上述した効果をより向上させる観点から、好ましくは、上記巻取り温度の下限は６１２℃であってもよく、あるいは上記巻取り温度の上限は６３５℃であってもよい。
また、本発明の一側面によると、上記熱延鋼板の表面スケールを除去するための酸洗工程を経た後に、７０～８３％の圧下率で冷間圧延して冷延鋼板を得ることができる。上記冷間圧延時の圧下率が７０％未満の場合、｛１１１｝集合組織が十分に成長しないため、成形性に劣るという問題が生じる可能性がある。これに対し、上記冷間圧延時の圧下率が８３％を超える場合、現場製造時に圧延ロールの負荷が非常に大きく、形状が悪くなるため、問題が生じる可能性がある。一方、特に限定するものではないが、上述した効果をより向上させる観点から、好ましくは、上記冷間圧延時の圧下率の下限は７１％であってもよく、あるいは上記冷間圧延時の圧下率の上限は７７％であってもよい。
また、本発明の一側面によると、上記冷延鋼板を焼鈍する段階は、７４０～８３０℃の範囲の再結晶温度以上の温度で行われることができる。再結晶温度以上の温度で焼鈍（アニール）することで、圧延により発生した変形が除去され、鋼板が軟質化して加工性を向上させることができる。すなわち、上記焼鈍温度が７４０℃未満であると、フェライト再結晶が完了せず、超高強度による伸び率の不足という問題が生じる可能性がある。これに対し、上記焼鈍温度が８３０℃を超えると、再結晶の完了後、グレイン（ｇｒａｉｎ）の成長まで進行して、強度不足の問題が生じる可能性がある。一方、特に限定するものではないが、上述した効果をより向上させる観点から、好ましくは、上記焼鈍温度の下限は７４２℃であってもよく、あるいは上記焼鈍温度の上限は８１０℃であってもよい。
本発明の一側面によると、焼鈍された冷延鋼板を冷却した後、連続する溶融亜鉛めっきラインにおいて、そのまま溶融亜鉛めっきする段階を含むことができる。すなわち、焼鈍された冷延鋼板を亜鉛系めっき浴に浸漬して、溶融亜鉛めっきする段階を含むことができ、本発明において、亜鉛系めっき浴とは、亜鉛を過量に（すなわち、５０重量％以上１００％）含むめっき浴をいい、上記亜鉛系めっき浴の組成は特に限定されず、追加的にＡｌ又は不可避不純物などをさらに含むことができ、当該技術分野において通常使用されるものを適用可能である。
その後、特に限定するものではないが、本発明の一側面によると、選択的に、上記溶融亜鉛めっき後に合金化熱処理を５００～５６０℃の範囲で行うことができる。このとき、上記合金化熱処理温度が５００℃未満であると、合金化が十分に進行せず、また上記合金化熱処理温度が５６０℃を超えると、過度に合金化が進行してめっき層が脆化するため、プレス等の加工によりめっきが剥離するなどの問題を誘発する可能性がある。一方、特に限定するものではないが、上述した効果をより向上させる観点から、好ましくは、上記合金化熱処理温度の下限は５２０℃であってもよく、あるいは上記合金化熱処理温度の上限は５４５℃であってもよい。
一方、本発明の一側面によると、特に限定するものではないが、上記合金化熱処理された鋼板に対して、選択的に、１．０～１．６μｍの粗さ（Ｒａ）を有するスキンパスロールを用いて調質圧延する段階をさらに含むことができる。上記調質圧延時に、スキンパスロールの粗さ（Ｒａ）が１．０μｍ未満であると、塗装後に美麗な表面を有するための写像性（Ｄｉｓｔｉｎｃｔｎｅｓｓ ｏｆ ｉｍａｇｅ）の確保が難しくなる可能性がある。また、上記調質圧延時に、スキンパスロールの粗さ（Ｒａ）が１．６μｍを超えると、プレス性に問題が生じる可能性がある。
また、本発明の一側面によると、上記調質圧延する段階は０．６～１．２％の圧下率で行われることができる。上記調質圧延時の圧下率が０．６％未満であると、形状矯正などに問題が生じる可能性があり、１．２％を超えると、可動転位の増加による降伏強度が過度に高くなる問題が生じる可能性がある。
（実施例）
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。ただし、下記の実施例は、例示によって本発明を説明するためのものであり、本発明の権利範囲を制限するためのものではないことに留意する必要がある。本発明の権利範囲は、特許請求の範囲に記載された事項及びこれにより合理的に類推される事項によって決定されるものである。
（実験例１）
下記表１に記載の合金組成を有する鋼について、下記表２に記載の平均鋳造速度及び冷却水量を満たすように連続鋳造を行い、厚さ２５０ｍｍの鋼スラブを得た後、スラブの表面を２～４ｍｍ溶削処理した。上記スラブを１２５０℃に再加熱した後、下記表３に記載の条件で、熱間圧延－巻取り－冷間圧延して平均厚さ０．８５ｍｍの鋼板を得た。次いで、上記鋼板を連続焼鈍及び重量％で、Ａｌ：０．１２１～０．１３３％、残部Ｚｎ及びその他の不可避不純物を含む亜鉛系めっき浴に浸漬し、合金化溶融亜鉛めっきを行ってめっき鋼板を製造した。
Figure 2023549876000002
Figure 2023549876000003
 Ｖｃ＊：連続鋳造時の平均鋳造速度
Ｗｑ＊：連鋳時の冷却水量
Figure 2023549876000004
 ＦＤＴ＊：仕上げ圧延温度
ＣＴ＊：巻取り温度
上述した発明例１～８及び比較例１～４から得られた各めっき鋼板について、降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）及び破壊伸び率（Ｔ－Ｅｌ）を測定し、下記表４に示した。具体的に、試験片の幅、平行部の長さ、厚さを測定した後、引張試験機に試験片を装着して試験片が破壊されるまで待った後、その試験片の降伏強度、引張強度及び破壊伸び率を測定した。降伏強度は、弾性変形が起こる時の限界応力であって、通常０．２％ｏｆｆｓｅｔによって値を示し、引張強度は、最高荷重を円断面で除した値を示し、破壊伸び率は、引張試験から破断後の試験片変形量を％で示したものである。このとき、引張強度が３９０ＭＰａ以上、伸び率が２８％以上の場合を合格と評価した。
一方、深絞り加工の指標であるｒ値の評価は、合金化溶融亜鉛めっき鋼板から圧延方向に平行方向、４５°方向、直角方向の３方向について、ＪＩＳ５号引張試験片を採取し、各試験片のｒ値を測定した。例えば、ｒ値の測定は、上述の引張試験において１５％程度の引張変形を行った時点での板厚の変化値と板幅の変化値を測定し、板厚に対する板幅の変化値の比率を求めればよい。そして、圧延方向に平行なｒ値をｒ０、４５°方向のｒ値をｒ４５、直角方向のｒ値をｒ９０としたとき、各方向のｒ値を用いた関係式Ａからｒ値を求め、上記ｒ値が１．２以上の場合を合格と評価した。
［関係式Ａ］
ｒ＝ｒ０＋２＊ｒ４５＋ｒ９０／４
また、表面線状欠陥は、目視で黒色ラインの形態で確認され、これはＳＤＤ（Ｓｕｒｆａｃｅ ｄｅｆｅｃｔ ｄｅｔｅｃｔｏｒ）上でコイル当たりの全線状欠陥の個数を確認することができ、下記の基準に従って「良好」及び「不良」と評価した。
良好：ＳＤＤ上の線状欠陥の個数が１００個以下
不良：ＳＤＤ上の線状欠陥の個数が１００個超過
なお、上述した関係式１から求められるＭｏ比である「Ｍｔ／Ｍｓ」は、ＧＤＳ（Ｇｌｏｗ Ｄｉｓｃｈａｒｇｅ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｅｒ）を用いて測定した。具体的に、溶融亜鉛めっきされた試験片のめっき層を酸洗により除去した後、素地鉄の極表層部（すなわち、素地鉄の表面から厚さ方向に０．１μｍ離れた地点）におけるＭｏ含量をＧＤＳで測定し、上記極表層部におけるＭｏの平均含量（Ｍｔ）を求めた。また、素地鉄の表面から厚さ方向に１／４ｔまで研磨を行い、素地鉄の表層部（すなわち、素地鉄の表面から厚さ方向に１／４ｔ離れた地点；このとき、上記ｔは０．９ｍｍであった。）におけるＭｏ含量をＧＤＳで測定し、上記表層部におけるＭｏの平均含量（Ｍｓ）を求めた。このようにして得られた素地鉄の極表層部と表層部におけるＭｏの濃化比（すなわち、Ｍｔ／Ｍｓ値）を測定し、下記表４に示した。
また、めっき鋼板の厚さ方向（すなわち、圧延方向に垂直な方向）への切断面を光学顕微鏡（Ｏｐｔｉｃａｌ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ：ＯＭ）で微細組織を観察し、下記発明例１～８及び比較例１～６の微細組織がフェライトを９９％以上含むことを確認した。このとき、フェライトの平均結晶粒サイズを測定して下記表４に示した。
Figure 2023549876000005
 Ｍｔ＊：上記素地鉄の表面から素地鉄側の厚さ方向に０．１μｍ離れた地点におけるＭｏの平均重量％の含量
Ｍｓ＊：素地鉄の表面から素地鉄側の厚さ方向に１／４ｔの地点におけるＭｏの平均重量％の含量
ＧＳ＊（ｇｒａｉｎ ｓｉｚｅ）：めっき鋼板の厚さ方向への切断面を基準に、フェライトの平均結晶粒サイズ（平均円相当直径）
上記表４に示すように、本発明の合金組成及び製造条件を満たす発明例１～８の場合、関係式１を全て満たし、各めっき鋼板についてめっき層を塩酸溶液に溶解した後、溶解した液体を湿式分析（ＩＣＰ）方法により分析してめっき層の組成を測定した結果、めっき層が重量％で、Ｆｅ：８～１３％、残部Ｚｎ及びその他の不純物から構成されることを確認した。
上記発明例１～８から製造されためっき鋼板は、いずれも引張強度が３９０ＭＰａ以上、降伏強度２０５ＭＰａ以上であり、強度特性に優れながらも、伸び率が２８％以上であって、成形性にも優れていた。さらに、ｒ値が１．２以上であり、深絞り性に優れるとともに、表面線状欠陥が防止されることを確認した。
これに対し、本発明の合金組成及び製造条件のうち一つ以上を満たさない比較例１～６の場合、本願の発明例１～８に比べて、上述した特性のうちの一つ以上の特性に劣っていることを確認した。
特に、上記発明例１から製造されためっき鋼板の表面を走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察した写真を図１に示し、合金化が均一に進行したことを確認した。一方、上記比較例４から製造されためっき鋼板の表面をＳＥＭで観察した写真を図２に示し、比較例４では、合金化が不均一に進行したことが確認できた。これは、本願の関係式３を満たさない比較例４では、Ｐ偏析区間が多くなり、表層のＰ偏析区間において合金化遅延が発生し、合金化が不均一に進行するためである。また、図１と異なり、図２では、溝部のように窪んでいる合金化が不均一に起こった部分が見出され、目視では、黒色の色相差を誘発して外観の表面品質に劣ることを確認した。
（実験例２）
上述した実験例１の発明例１及び比較例１から得られるめっき鋼板について、さらに下記表５に記載の条件で、粗さ（Ｒａ）を有するスキンパスロールを用いて調質圧延を行った。
Figure 2023549876000006
上述した各発明例１－１～１－４及び比較例１－１から得られた各めっき鋼板について、関係式１のＭｏ比と、めっき層の表面粗さ（Ｒａ）、フェライトの面積分率及びフェライト結晶粒のサイズを測定して下記表６に示した。また、各発明例及び比較例から得られためっき鋼板について、上述した実験例１と同様の方法で評価し、下記表６に示した。
さらに、塗装後の美麗さを示す尺度である写像性を評価するために、高さ１７ｍｍのレベルでカッピングを行い、中心部を起点として圧延方向にうねり（ｗａｖｉｎｅｓｓ；Ｗｓａ）を測定した。Ｗｓａの測定時には、ブランクホルダー（ｂｌａｎｋｈｏｌｄｅｒ）とダイ（ｄｉｅ）との間において、基板の如何なる物質の移動も完全に抑制されるように、直径７５ｍｍのホローパンチ（ｈｏｌｌｏｗ ｐｕｎｃｈ）とブランクホルダーの力を有する圧着機で２２５ｍｍ×２２５ｍｍのブランクを圧着してカップ（ｃｕｐ）を作製した。カップの変形はパンチの絞り深さを１７～１８ｍｍとし、底の厚さ変形率が５％±０．２％となるように調節した。上述の方法で測定されたＷｓａ値が０．３５μｍ以下の場合を「良好」、それ以外の場合を「不良」と評価して、下記表６に示した。
Figure 2023549876000007
上記表６に示すように、本発明の合金組成及び製造条件を満たす発明例１－１～１－４の場合、引張強度が３９０ＭＰａ以上、降伏強度２０５ＭＰａ以上であり、強度特性に優れながらも、伸び率が２８％以上であって、成形性にも優れることを確認した。さらに、ｒ値も１．２以上であり、深絞り性に優れるとともに、表面線状欠陥が防止されることを確認した。
特に、上述した発明例のうち、スキンパスロールの粗さ（Ｒａ）が１．０～１．６０μｍの範囲であり、調質圧延時の圧下率が０．６０～１．２０％の範囲を満たす発明例１－１及び１－２の場合、発明例１－３及び１－４に比べて、塗装後に美麗な表面を有し、写像性及びプレス性に優れ、降伏強度も２０５～３４０ＭＰａの範囲を満たすことを確認した。
一方、本発明の合金組成を満たさない比較例１－１の場合、引張強度が高すぎて伸び率が低く成形性に劣り、ｒ値が１．２未満であるため、深絞り性に劣るとともに、表面線状欠陥が発生することを確認した。

Claims (13)

  1. 素地鉄と、
    前記素地鉄上に形成されためっき層と、を含み、
    前記素地鉄は重量％で、Ｃ：０．００３～０．００９％、Ｓｉ：０．０５％以下、Ｍｎ：０．４～１．０％、Ｐ：０．０４～０．０９％、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．００５％以下、Ｓ．Ａｌ：０．１％以下、Ｍｏ：０．０３～０．０８％、Ｔｉ：０．００５～０．０３％、Ｎｂ：０．０２～０．０４５％、Ｃｕ：０．０６～０．１５％、Ｂ：０．００３％以下、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、
    下記関係式１を満たす、めっき鋼板。
    ［関係式１］
    １．６≦Ｍｔ／Ｍｓ≦６
    （前記関係式１中、前記Ｍｔは、前記素地鉄の表面から素地鉄側の厚さ方向に０．１μｍ離れた地点におけるＭｏの平均重量％の含量を示す。前記Ｍｓは、前記素地鉄の表面から素地鉄側の厚さ方向に１／４ｔの地点におけるＭｏの平均重量％の含量を示す。前記ｔは前記素地鉄の全平均厚さを示し、０．８～１ｍｍの範囲である。）
  2. 前記素地鉄の微細組織は面積分率で、フェライトを９９％以上含み、残部はパーライトである、請求項１に記載のめっき鋼板。
  3. 前記フェライトの平均結晶粒サイズは５～１５μｍである、請求項２に記載のめっき鋼板。
  4. 引張強度は３９０ＭＰａ以上であり、
    伸び率は２８～４３％である、請求項１に記載のめっき鋼板。
  5. 降伏強度は２０５ＭＰａ以上である、請求項４に記載のめっき鋼板。
  6. 前記めっき層は重量％で、Ｆｅ：８～１３％、残部Ｚｎ及びその他の不可避不純物を含む、請求項１に記載のめっき鋼板。
  7. 下記関係式２を満たす、請求項１に記載のめっき鋼板。
    ［関係式２］
    ［Ｐ］／［Ｍｏ］≦１．１６２
    （前記関係式２中、前記［Ｐ］は、前記素地鉄中におけるＰの平均重量％の含量を示し、前記［Ｍｏ］は、前記素地鉄中におけるＭｏの平均重量％の含量を示す。）
  8. 重量％で、Ｃ：０．００３～０．００９％、Ｓｉ：０．０５％以下、Ｍｎ：０．４～１．０％、Ｐ：０．０４～０．０９％、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．００５％以下、Ｓ．Ａｌ：０．１％以下、Ｍｏ：０．０３～０．０８％、Ｔｉ：０．００５～０．０３％、Ｎｂ：０．０２～０．０４５％、Ｃｕ：０．０６～０．１５％、Ｂ：０．００３％以下、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含む鋼を連続鋳造する段階と、
    前記連続鋳造して得られたスラブを再加熱する段階と、
    再加熱されたスラブを熱間圧延して熱延鋼板を提供する段階と、
    前記熱延鋼板を巻き取る段階と、
    前記熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を提供する段階と、
    前記冷延鋼板を焼鈍する段階と、
    焼鈍された冷延鋼板を亜鉛系めっき浴に浸漬して、溶融亜鉛めっきする段階と、を含み、
    前記連続鋳造は下記関係式３を満たす、めっき鋼板の製造方法。
    ［関係式３］
    １≦Ｖｃ≦５－［Ｐ］／［Ｍｏ］
    （前記関係式３中、前記Ｖｃは連続鋳造時の平均鋳造速度を示し、単位はｍ／ｍｉｎである。前記［Ｐ］は、前記スラブ内のＰの平均重量％の含量を示し、前記［Ｍｏ］は、前記スラブ内のＭｏの平均重量％の含量を示す。）
  9. 前記スラブを再加熱する温度は１１８０～１２３０℃であり、
    前記熱間圧延の温度は８８０～９７０℃であり、
    前記熱延鋼板を巻き取る温度は６００～６４０℃であり、
    前記冷間圧延時の圧下率は７０～８３％であり、
    前記冷延鋼板を焼鈍する温度は７４０～８３０℃である、請求項８に記載のめっき鋼板の製造方法。
  10. 前記連続鋳造時に、０．８～３．０Ｌ／ｋｇの冷却水量で冷却する、請求項８に記載のめっき鋼板の製造方法。
  11. 前記合金化熱処理された鋼板に対して、１．０～１．６μｍの粗さ（Ｒａ）を有するスキンパスロールを用いて調質圧延する段階をさらに含む、請求項８に記載のめっき鋼板の製造方法。
  12. 前記調質圧延する段階は、０．６～１．２％の圧下率で行われる、請求項１１に記載のめっき鋼板の製造方法。
  13. 前記溶融亜鉛めっきする段階の後に、５００～５６０℃で合金化熱処理する段階をさらに含む、請求項８に記載のめっき鋼板の製造方法。
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