JP4140962B2 - 低降伏比型高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、自動車用鋼板，建築用構造部材および家電製品向けの低降伏比型高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に関する。
近年、自動車の軽量化に伴う燃費向上を目的として自動車用鋼板の薄肉化が図られている。一方で、自動車の衝突安全に対する法規制も強化されており、自動車用鋼板には、薄肉高強度化と同時に、優れた衝撃靭性を兼備することが求められるようになった。この傾向は、自動車産業に留まらず、住宅・建材や家電製品の分野にも波及しつつある。
ところで、一般に鋼板における強度と延性は相反する性質であって、高強度化を図ろうとすると、延性劣化を招くとともに衝撃靭性も極度に低減していく。また高強度化手段として最も効果的と考えられている析出硬化手段を採用した高強度鋼板は、変形加工後の弾性復元量が多く、形状凍結性が良くないと言う問題がある。
ところで、一般に鋼板における強度と延性は相反する性質であって、高強度化を図ろうとすると、延性劣化を招くとともに衝撃靭性も極度に低減していく。また高強度化手段として最も効果的と考えられている析出硬化手段を採用した高強度鋼板は、変形加工後の弾性復元量が多く、形状凍結性が良くないと言う問題がある。
これらの技術的課題から、高延性を示す高張力鋼板に着目した従来技術として残留オーステナイトを利用した技術が提案されている。
特許文献１では、Ｃ：０．３０〜０．５５％，Ｓｉ：０．７〜２．０％，Ｍｎ：０．５〜２．５％を含有する鋼板をオーステナイト単相域に加熱後、６５０〜７５０℃に４〜１５秒保持し、続いてその後の冷却過程の４５０〜６５０℃間で合計１０〜５０秒の保持を行うことにより、“マルテンサイトあるいはベイナイト中に体積％で１０％以上のフェライトと残留オーステナイトを含む混合組織”を出現させて、“高延性を示す高張力鋼板”を得ることが提案されている。
特許文献１では、Ｃ：０．３０〜０．５５％，Ｓｉ：０．７〜２．０％，Ｍｎ：０．５〜２．５％を含有する鋼板をオーステナイト単相域に加熱後、６５０〜７５０℃に４〜１５秒保持し、続いてその後の冷却過程の４５０〜６５０℃間で合計１０〜５０秒の保持を行うことにより、“マルテンサイトあるいはベイナイト中に体積％で１０％以上のフェライトと残留オーステナイトを含む混合組織”を出現させて、“高延性を示す高張力鋼板”を得ることが提案されている。
また、特許文献２では、Ｃ：０．１２〜０．５５％，Ｓｉ：０．４〜１．８％，Ｍｎ：０．２〜２．５％のほか、必要により適量のＰ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｃｒ，Ｔｉ，Ｎｂ，ＶおよびＭｏの１種以上を含む鋼板を“フェライト＋オーステナイト単相域”に加熱した後、その冷却途中の５００〜３５０℃の温度域で３０秒〜３０分間保持することにより、“フェライト＋ベイナイト＋残留オーステナイト混合組織”を出現させて、“高延性を示す高張力鋼板”を得ることが提案されている。
さらに、特許文献３には、炭化物生成の抑制と残留オーステナイトの安定化を図る元素としてＳｉを利用した、Ｓｉ添加型の残留オーステナイト含有鋼板が提案されている。特許文献３では、さらにＴｉ，Ｎｂを添加し、その炭窒化物を形成させることにより耐衝撃性をより向上させることも示されている。
さらに、特許文献３には、炭化物生成の抑制と残留オーステナイトの安定化を図る元素としてＳｉを利用した、Ｓｉ添加型の残留オーステナイト含有鋼板が提案されている。特許文献３では、さらにＴｉ，Ｎｂを添加し、その炭窒化物を形成させることにより耐衝撃性をより向上させることも示されている。
しかし特許文献１，２で提案されている技術は、“加工時の変形中に残留オーステナイトが歪誘起変態を起こして大きな伸びを示す現象（変態誘起塑性）”を利用して高延性を確保したものである。そのため、低降伏比型でしかも高強度化するためには、規定の範囲内でＳｉ，Ｍｎ等を多くする必要がある。Ｓｉ，Ｍｎ量を比較的多くし、低降伏比型で高強度にすると、溶接性や衝撃靭性等の諸特性に劣化が見られ、工業的に実用性が難しくなる。また、特許文献３で提案されている技術のような、Ｔｉ，Ｎｂの添加による析出物の利用では、降伏強度も高くなり、変形加工後の弾性復元量が多くなってしまう。
本発明は、このような問題を解消すべく案出されたものであり、析出物形成元素を含まない比較的低成分系鋼を用いて、低降伏比型高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ることを目的とする。
本発明は、このような問題を解消すべく案出されたものであり、析出物形成元素を含まない比較的低成分系鋼を用いて、低降伏比型高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ることを目的とする。
本発明の低降伏比型高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法は、その目的を達成するため、Ｃ：０．０３〜０．１８質量％，Ｓｉ：０．２〜２．０質量％，Ｍｎ：０．５〜３．０質量％，Ｐ：０．１０質量％以下，Ｓ：０．０３％質量％以下の組成を有し、下記（１）式で定義されるＭｎ偏析度が１．０５〜１．１０であるスラブを熱間圧延し、さらに冷間圧延した後、付着量３〜１５ｇ／ｍ2のＦｅ系めっき層を形成し、連続焼鈍めっきラインにてガス還元焼鈍した後、溶融亜鉛めっき浴に浸漬してめっきを施し、その後、加熱することなく、または５３０℃未満に加熱して合金化処理を行い、鋼板表面に合金化亜鉛めっき層を形成することを特徴とする。
Ｍｎ偏析度＝（スラブ中心部Ｍｎ濃度−ベースＭｎ濃度）／ベースＭｎ濃度・・（１）
Ｍｎ偏析度＝（スラブ中心部Ｍｎ濃度−ベースＭｎ濃度）／ベースＭｎ濃度・・（１）
また上記方法において、Ｆｅ系めっき層を形成した後、連続焼鈍めっきラインにて７５０〜８７０℃の２相域または単相域で保持時間６０秒以上加熱し、その後、平均冷却速度２０℃／ｓ以下で３５０〜４９０℃まで冷却し、保持することなくまたはその温度域に２０分未満保持した後、溶融亜鉛めっきとその後の合金化処理を施して、室温まで冷却した後の鋼板の組織がポリゴナルフェライト＋アシュキュラーフェライト＋ベイナイト＋マルテンサイトの４組織となるようにしてもよい。
本発明者等は、鋼板の衝撃吸収特性に着目して鋭意研究を重ねてきた。その過程で、Ｃ，Ｍｎ，Ｐ，Ｓの含有量を比較的低くした低成分系鋼において、各成分の含有量を適正範囲に規制した上で、従来では敬遠されてきたスラブの偏析を利用して、低成分系鋼においても高強度を確保しながら、低降伏比にできるとの新たな知見を見出したものである。
すなわち、スラブのＭｎ偏析に起因する熱延後のバンド状組織が後続の連続焼鈍条件によって、オーステナイト中のＣ濃度の偏析を造りだし、連続焼鈍での変態が遅滞してマルテンサイト量が増加することにより、低成分系によっても高強度が得られたものである。
すなわち、スラブのＭｎ偏析に起因する熱延後のバンド状組織が後続の連続焼鈍条件によって、オーステナイト中のＣ濃度の偏析を造りだし、連続焼鈍での変態が遅滞してマルテンサイト量が増加することにより、低成分系によっても高強度が得られたものである。
また、溶融めっきを行う場合、鋼中にＳｉ，Ｍｎを含有させておくとＺｎめっき層とＦｅとの拡散が阻害されるために、めっき層と鋼板を合金化する際の加熱温度を高くする必要が生じる。加熱温度を高くすると、鋼中にパーライトが生成し、鋼中の強度および延性を劣化させることになる。
本発明者等は、Ｓｉ，Ｍｎを含有する鋼板を原材として合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する際、合金化温度を低減する方法を種々検討した。その結果、鋼板上にＺｎめっき層との合金化を阻害する元素を含まないＦｅ系めっきを施すことにより、合金化加熱温度を大幅に低下することができた。
本発明者等は、Ｓｉ，Ｍｎを含有する鋼板を原材として合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する際、合金化温度を低減する方法を種々検討した。その結果、鋼板上にＺｎめっき層との合金化を阻害する元素を含まないＦｅ系めっきを施すことにより、合金化加熱温度を大幅に低下することができた。
本発明の低降伏比型高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造するに当たっては、まず鋼の成分組成を次のように定める。
Ｃ：０．０３〜０．１８質量％
Ｃは、鋼の高強度化に有効な元素であり、０．０３質量％に満たないとその効果は得られない。一方、０．１８質量％を超えて含有させると、スポット溶接性を劣化させるばかりでなく、過剰な強度向上を招いて加工性を極度に劣化させる。
Ｃ：０．０３〜０．１８質量％
Ｃは、鋼の高強度化に有効な元素であり、０．０３質量％に満たないとその効果は得られない。一方、０．１８質量％を超えて含有させると、スポット溶接性を劣化させるばかりでなく、過剰な強度向上を招いて加工性を極度に劣化させる。
Ｓｉ：０．２〜２．０質量％
Ｓｉは、高強度化に有効である他、セメンタイトの析出を抑制する効果を有し、鋼中のパーライト等の生成を抑える効果がある元素である。０．２質量％に満たないとその効果が発揮されない。一方、２．０質量％を超える濃度にした場合、その効果が飽和するばかりでなく、焼鈍時におけるＳｉの拡散現象が著しく、Ｆｅ系めっきを施しても表層にＳｉ酸化膜層が形成してしまうため、合金化に必要な温度が上昇することになる。
Ｓｉは、高強度化に有効である他、セメンタイトの析出を抑制する効果を有し、鋼中のパーライト等の生成を抑える効果がある元素である。０．２質量％に満たないとその効果が発揮されない。一方、２．０質量％を超える濃度にした場合、その効果が飽和するばかりでなく、焼鈍時におけるＳｉの拡散現象が著しく、Ｆｅ系めっきを施しても表層にＳｉ酸化膜層が形成してしまうため、合金化に必要な温度が上昇することになる。
Ｍｎ：０．５〜３．０質量％
Ｍｎは、焼入れ性を確保し、高強度化に有効な元素である。０．５質量％に満たないとその効果は発揮されない。一方、３．０質量％を超えて含有させると、鋼板の焼入れ性が過剰に高まって過度の強度上昇、延性低下を招く他、スポット溶接性も劣化する。また、Ｓｉと同様にＦｅめっきを施しても表層に酸化膜が生成し、合金化温度を上昇させることになる。
Ｍｎは、焼入れ性を確保し、高強度化に有効な元素である。０．５質量％に満たないとその効果は発揮されない。一方、３．０質量％を超えて含有させると、鋼板の焼入れ性が過剰に高まって過度の強度上昇、延性低下を招く他、スポット溶接性も劣化する。また、Ｓｉと同様にＦｅめっきを施しても表層に酸化膜が生成し、合金化温度を上昇させることになる。
Ｐ：０．１０質量％以下
Ｐも、Ｓｉと同様にフェライト生成に影響を与える元素であるが、０．１０質量％を超えるＰを含有させると、延性の劣化が顕著になる。したがって、Ｐ含有量は０．１０質量％を上限とする。
Ｓ：０．０３％質量％以下
Ｓは増加に伴いＡ系化合物が多数生成するために加工性の劣化をもたらす。そして、この傾向はＳ含有量が０．０３質量％を超えると顕著になる。このためＳ含有量の上限は０．０３質量％とした。好ましくは０．００２質量％以下である。
Ｐも、Ｓｉと同様にフェライト生成に影響を与える元素であるが、０．１０質量％を超えるＰを含有させると、延性の劣化が顕著になる。したがって、Ｐ含有量は０．１０質量％を上限とする。
Ｓ：０．０３％質量％以下
Ｓは増加に伴いＡ系化合物が多数生成するために加工性の劣化をもたらす。そして、この傾向はＳ含有量が０．０３質量％を超えると顕著になる。このためＳ含有量の上限は０．０３質量％とした。好ましくは０．００２質量％以下である。
脱酸剤として添加したＡｌを除き、以上に説明した成分以外は、不純物である。Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｔｉ，Ｎｂ等は強度に影響を及ぼすおそれがあるので、添加しない。本発明は、高価な合金元素を添加せずに偏析による微細化効果や強度増加を得ることを特徴としているものである。
Ｍｎ偏析度：１．０５〜１．１０
次の（１）式で表わされるＭｎ偏析度は、本発明の最大の特徴点である。この値が１．０５に満たないような偏析が少ない状態では冷延鋼板の強度が不足し、逆に１．１０を超えるように激しい偏析状態では、冷延鋼板の強度が急激に上昇し、降伏比も大きくなるとともに、材料安定性に欠ける。本発明はこのような現象を後述するような実験を繰り返すことにより、Ｍｎ偏析度の最適範囲を確認したものである。
Ｍｎ偏析度＝（スラブ中心部Ｍｎ濃度−ベースＭｎ濃度）／ベースＭｎ濃度・・（１）
なお、Ｍｎ偏析度は、上記成分組成を有する溶鋼を常法通りに転炉にて溶製し、連続鋳造でスラブを製造する際、電磁攪拌条件、鋳造速度条件等の調整・変更による連続鋳造条件の制御により調整される。
Ｍｎ偏析度：１．０５〜１．１０
次の（１）式で表わされるＭｎ偏析度は、本発明の最大の特徴点である。この値が１．０５に満たないような偏析が少ない状態では冷延鋼板の強度が不足し、逆に１．１０を超えるように激しい偏析状態では、冷延鋼板の強度が急激に上昇し、降伏比も大きくなるとともに、材料安定性に欠ける。本発明はこのような現象を後述するような実験を繰り返すことにより、Ｍｎ偏析度の最適範囲を確認したものである。
Ｍｎ偏析度＝（スラブ中心部Ｍｎ濃度−ベースＭｎ濃度）／ベースＭｎ濃度・・（１）
なお、Ｍｎ偏析度は、上記成分組成を有する溶鋼を常法通りに転炉にて溶製し、連続鋳造でスラブを製造する際、電磁攪拌条件、鋳造速度条件等の調整・変更による連続鋳造条件の制御により調整される。
連続鋳造にて、偏析度１．０５〜１．１０にＭｎを偏析させたスラブとした後、熱間のまま熱間圧延を行うか、または一旦室温まで冷却したものを加熱した後に熱間圧延を行って熱延鋼板とする。熱間圧延は、均熱加熱温度や圧延温度等には制限はなく通常の条件で行えばよいが、冷間圧延時の負荷や酸洗性の観点から、熱間圧延後の捲取りは５００〜６５０℃の温度とすることが好ましい。
巻き取られた熱延コイルは、次いで、常法通りに酸洗した後冷間圧延に供される。冷間圧延条件も特に限定する必要はないが、冷間圧延時の通板性を考慮すると冷間圧延率は３０％以上とすることが好ましい。
巻き取られた熱延コイルは、次いで、常法通りに酸洗した後冷間圧延に供される。冷間圧延条件も特に限定する必要はないが、冷間圧延時の通板性を考慮すると冷間圧延率は３０％以上とすることが好ましい。
Ｆｅ系のめっきは付着量３〜１５ｇ／ｍ2の範囲で形成する。めっき付着量が３ｇ／ｍ2に満たないとＦｅ系めっき層中だけで十分に合金化が進行しないため、Ｍｎ，Ｓｉが存在する鋼中からの拡散が必要となり、５３０℃未満での合金化処理ができなくなる。めっき付着量が３ｇ／ｍ2以上で多くなるほどその合金化温度の低温化が可能となり、Ｆｅ系めっきを５ｇ／ｍ2以上にすることにより、亜鉛めっき後の再加熱なしに合金化を行うこともできる。しかし、１５ｇ／ｍ2を超えると、Ｆｅ系めっき層を多くしても合金化に使用されないＦｅめっき層が生じ、製造上のコスト上昇になるだけである。
Ｆｅ系めっきを施した鋼板を連続焼鈍ラインで焼鈍する際には、オーステナイト中へのＣ濃化を図る必要があるので、７５０〜８７０℃の２相域または単相域で加熱する必要がある。２相域温度で加熱する方が好ましい。また、熱間圧延で生成し炭化物の再固溶、オーステナイト中へのＣ濃化を図るためには再結晶焼鈍での加熱保持時間は６０秒以上が必要である。
Ｃが濃化されたオーステナイト組織となっている鋼板を平均冷却速度２０℃／ｓ以下で徐冷すると、オーステナイトよりまずポリゴナルフェライトが生成し、続いてアシュキュラーフェライトが生成する。３５０〜４９０℃まで冷却した後は、保持することなくまたはその温度域に２０分未満保持した後、溶融亜鉛めっきとその後の合金化処理を施す。このような冷却を施すと、合金化処理後に室温まで冷却した鋼板の組織はポリゴナルフェライト＋アシュキュラーフェライト＋ベイナイト＋マルテンサイトの４組織となっており、高強度を確保しながらも降伏比の小さい合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。
保持時間を２０分以上にすると、ベイナイト変態が進行しすぎて最終的に生成するマルテンサイト量が減少し、所望の強度が得られなくなる。
溶融めっき後の合金化処理は５３０℃未満の温度で行う。５３０℃以上では、鋼中にパーライトが生成し、延性の低下につながる。
Ｃが濃化されたオーステナイト組織となっている鋼板を平均冷却速度２０℃／ｓ以下で徐冷すると、オーステナイトよりまずポリゴナルフェライトが生成し、続いてアシュキュラーフェライトが生成する。３５０〜４９０℃まで冷却した後は、保持することなくまたはその温度域に２０分未満保持した後、溶融亜鉛めっきとその後の合金化処理を施す。このような冷却を施すと、合金化処理後に室温まで冷却した鋼板の組織はポリゴナルフェライト＋アシュキュラーフェライト＋ベイナイト＋マルテンサイトの４組織となっており、高強度を確保しながらも降伏比の小さい合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。
保持時間を２０分以上にすると、ベイナイト変態が進行しすぎて最終的に生成するマルテンサイト量が減少し、所望の強度が得られなくなる。
溶融めっき後の合金化処理は５３０℃未満の温度で行う。５３０℃以上では、鋼中にパーライトが生成し、延性の低下につながる。
転炉によって種々の成分組成を有する鋼を溶製し、鋳造条件を適宜調整した連続鋳造によって、Ｍｎ偏析度約１．０〜約１．２のスラブを製造した。
一旦室温まで冷却した後、再度１２５０℃に均熱し、１１５０〜９３０℃で熱間圧延して６００℃で巻き取り、２．４ｍｍ厚の熱延鋼板を得た。
次に、得られた熱延鋼板を酸洗した後、冷間圧延して１．２ｍｍ厚の冷延鋼板とした。得られた冷延鋼板の成分・組成、およびスラブ段階のＭｎ偏析度を表１に示す。
次いで表２に示すめっき条件で、Ｆｅ系めっき層を電気めっき法で形成した。
さらに、表３に示す条件で焼鈍と溶融めっきおよび合金化処理を施した。
一旦室温まで冷却した後、再度１２５０℃に均熱し、１１５０〜９３０℃で熱間圧延して６００℃で巻き取り、２．４ｍｍ厚の熱延鋼板を得た。
次に、得られた熱延鋼板を酸洗した後、冷間圧延して１．２ｍｍ厚の冷延鋼板とした。得られた冷延鋼板の成分・組成、およびスラブ段階のＭｎ偏析度を表１に示す。
次いで表２に示すめっき条件で、Ｆｅ系めっき層を電気めっき法で形成した。
さらに、表３に示す条件で焼鈍と溶融めっきおよび合金化処理を施した。
各めっき鋼板について、合金化状態と引張り特性を調査した。
合金化状態は、めっき層の断面を観察し、めっき層中にη−Ｚｎ相がないものを○と評価した。
引張試験では、圧延方向と平行に切り出したＪＩＳ５号引張試験片を用い、室温での引張特性を調査した。
その結果を表４に示す。
合金化状態は、めっき層の断面を観察し、めっき層中にη−Ｚｎ相がないものを○と評価した。
引張試験では、圧延方向と平行に切り出したＪＩＳ５号引張試験片を用い、室温での引張特性を調査した。
その結果を表４に示す。
表４の調査結果に見られるように、所定の成分・組成を有し、Ｍｎ偏析度を所定範囲内に調整し、しかも予め３〜１５ｇ／ｍ2のＦｅ系めっきを行って後、所定の条件で連続焼鈍溶融めっきを行った試験Ｎｏ．１〜１４の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、何れも合金化状態は良好で、低降伏比を示していた。
これに対して、Ｍｎ偏析度が低い鋼種ｈを用いた試験Ｎｏ．１５は、ほぼ同等の組成である鋼種ａを用いた試験Ｎｏ．１と比べてＴＳが極端に低くなっている。Ｍｎ偏析度が高い鋼種ｉを用いた試験Ｎｏ．１６は、降伏比が大きくなっている。
また、ＳｉやＭｎを規定量以上含有させた鋼種ｊ，ｋを用いた試験Ｎｏ．１７，１８では、所定の合金化温度で合金化できていなかった。さらに、Ｆｅ系めっき付着量が少ない試験Ｎｏ．１９でも、所定の合金化温度で合金化できていなかった。
これに対して、Ｍｎ偏析度が低い鋼種ｈを用いた試験Ｎｏ．１５は、ほぼ同等の組成である鋼種ａを用いた試験Ｎｏ．１と比べてＴＳが極端に低くなっている。Ｍｎ偏析度が高い鋼種ｉを用いた試験Ｎｏ．１６は、降伏比が大きくなっている。
また、ＳｉやＭｎを規定量以上含有させた鋼種ｊ，ｋを用いた試験Ｎｏ．１７，１８では、所定の合金化温度で合金化できていなかった。さらに、Ｆｅ系めっき付着量が少ない試験Ｎｏ．１９でも、所定の合金化温度で合金化できていなかった。
以上に説明したように、本発明によれば、Ｃ，Ｍｎ，Ｐ，Ｓの含有量を比較的低くした低成分系鋼において、各成分の含有量を適正範囲に規制した上で、鋳造スラブに適度のＭｎ偏析を起こさせ、このＭｎ偏析を最大限活用して連続焼鈍およびその後の合金化溶融めっきを行うと、高強度を確保しながらも降伏比の小さい合金化溶融めっき鋼板を得ることができる。
したがって、自動車用鋼板，建築用構造部材および家電製品用に最適な合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供することができる。
したがって、自動車用鋼板，建築用構造部材および家電製品用に最適な合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供することができる。
Claims (2)
- Ｃ：０．０３〜０．１８質量％，Ｓｉ：０．２〜２．０質量％，Ｍｎ：０．５〜３．０質量％，Ｐ：０．１０質量％以下，Ｓ：０．０３％質量％以下の組成を有し、下記（１）式で定義されるＭｎ偏析度が１．０５〜１．１０であるスラブを熱間圧延し、さらに冷間圧延した後、付着量３〜１５ｇ／ｍ2のＦｅ系めっき層を形成し、連続焼鈍めっきラインにてガス還元焼鈍した後、溶融亜鉛めっき浴に浸漬してめっきを施し、その後、加熱することなく、または５３０℃未満に加熱して合金化処理を行い、鋼板表面に合金化亜鉛めっき層を形成することを特徴とする低降伏比型高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
Ｍｎ偏析度＝（スラブ中心部Ｍｎ濃度−ベースＭｎ濃度）／ベースＭｎ濃度・・（１） - Ｆｅ系めっき層を形成した後、連続焼鈍めっきラインにて７５０〜８７０℃の２相域または単相域で保持時間６０秒以上加熱し、その後、平均冷却速度２０℃／ｓ以下で３５０〜４９０℃まで冷却し、保持することなくまたはその温度域に２０分未満保持した後、溶融亜鉛めっきとその後の合金化処理を施して、室温まで冷却した後の鋼板の組織をポリゴナルフェライト＋アシュキュラーフェライト＋ベイナイト＋マルテンサイトの４組織とする請求項１に記載の低降伏比型高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
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