JP4969954B2

JP4969954B2 - 外観品位に優れる合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法

Info

Publication number: JP4969954B2
Application number: JP2006235591A
Authority: JP
Inventors: 晋太郎山中
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2006-08-31
Filing date: 2006-08-31
Publication date: 2012-07-04
Anticipated expiration: 2026-08-31
Also published as: JP2008056995A

Description

本発明は、外観品位に優れる合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関するものである。より詳しくは、主として、高強度鋼板を基材とした合金化溶融亜鉛めっき鋼板において、そのめっき後の外観が従来の合金化溶融亜鉛めっき鋼板よりも均一美麗で、また、塗装後の外観にも優れ、自動車用等に用いることができる、外観品位に優れる合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法に関するものである。

合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、溶接性や塗装性、塗装後耐食性などに優れることから、自動車、家電製品、建材等に多用されている。この合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、鋼板を溶融亜鉛めっきした後、加熱処理し、鋼中のＦｅとめっき中のＺｎを拡散させ、合金化反応を生じさせることで鋼材表面に鉄−亜鉛合金層を形成させたものである。この合金化反応は鋼の結晶粒界から優先的に生じるが、鋼板の表面結晶粒径が粗大である場合は、粒径が微細である場合に比べて結晶の総粒界長さが短いため、鋼板全体としての合金化反応速度に差異を生じる。すなわち、結晶が粗大である鋼板の合金化は、結晶が微細である鋼板よりも合金化が遅くなり、めっきが薄くなる。従って、粗大粒と微細粒が混ざっている鋼板では、局所的な合金化速度差を生じることでめっきの凹凸を生み、外観不良となる。
また、Ｐなどの粒界に偏析しやすい元素が多く含まれる場合は、さらにその合金化反応速度差を助長させる働きがあり、めっきの外観不良は一層悪化する。

このため、鋼板の表層の結晶粒径を均一化させることによるめっきの外観向上策が種々、提案されている。例えば、特許文献１では、鋼板上のある一点における最表面の平均フェライト粒径ｄ１と、その点から１０ｍｍ以上離れた点における最表面の平均フェライト粒径ｄ２の比Ｒ（＝ｄ１／ｄ２が、０．９以上１．１以下とすることで、外観品位が向上するとしている。しかしながら、Ｒが０．９以上１．１以下であっても、フェライト粒径が粗大である場合（ｄ１、ｄ２が大きい場合）は、めっき外観が均一とならない。

特許文献２では、鋼表面に等軸結晶粒と延伸結晶粒からなる混合結晶粒組織帯を１０％以下または９０％以上とすることで外観が向上するとしている。しかしながら、その混合結晶粒組織帯が１０％以下または９０％以上であっても、等軸結晶粒と延伸結晶粒の分布に偏りがある場合や、鋼がＣ、Ｐなどの合金化遅延元素を多く含む場合においては、めっき外観が向上しない。

特許文献３では、めっき原板となる熱延板の表層組織を、１５μｍ以下のフェライト結晶が４００μｍの視野において面積率で７０％以下とすることで、めっき外観が向上するとしている。しかしながら、１５μｍ以下のフェライト結晶粒が７０％以下の面積率を占めていても、その分布に偏りがある場合や、１００μｍを超えるような著しく粗大な結晶が存在する場合は、めっきの外観が劣る。

また、特許文献４では、熱間圧延の仕上げ圧延終了温度を１０００℃ないし、（Ａｒ３変態点＋２０℃）の範囲にし、次いで７００〜８２０℃の範囲で捲取、その後冷間圧延、焼鈍、溶融亜鉛めっきをすることで、外観品位の優れた溶融亜鉛めっき鋼板が製造できるとしている。しかしながら、仕上げ圧延温度を上記の範囲にすると、未再結晶部の存在に起因するめっき外観不良は抑制できるものの、組織の不均一性（粗大粒と微細粒の混粒組織）に起因するめっき外観不良を解消することは困難である。

さらに、特許文献５では、Ｔｉ含有鋼における鋼表面のフェライト粒径を８μｍ以上とすることで、微細組織起因のめっき外観不良を抑制できるとしている。しかしながら、表層フェライト粒径を８μｍ以上にしても、局所的に著しく粗大な結晶がある場合など、粒径にばらつきがある場合には、めっき外観は向上しない。

特開平７−２２８９４４号公報特開平８−２０８５２号公報特開２００１−３１６７６３号公報特開２００１−３４２５２２号公報特開平２−３８５５０号公報

以上のように、外観品位に優れる合金化溶融亜鉛めっき鋼板、またその製造方法が種々提案されているが、いずれも、近年の、需要家からの厳しい外観品位の要求に対しては、十分に応えられるものではない。また、ＰやＭｎ等を含む高強度鋼板を下地とした場合、焼鈍後の結晶粒径が不均一となりやすく、その結果として、そのめっき外観は悪化し易いが、これらの鋼板に対しても従来提案されている方法では改善の効果が小さい。

そこで本発明は、このような、従来提案されている方法よりも改善効果が大きく、また、外観不良となりやすい、ＰやＭｎ等を含む高強度鋼板においても適用できる、外観品位に優れる合金化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している。

上記課題を解決するために、本発明者らは、Ｐを０．０２％〜０．２％含む鋼板を基材とした合金化溶融亜鉛めっき鋼板で、外観にむらが発生した鋼板、外観にむらが発生しなかった鋼板について、基材である地鉄の結晶組織を詳細に調べた。その結果、外観にむらが発生した鋼板の地鉄表面は、粗大なフェライト粒が多く存在し、またそのばらつきも大きく、一方、外観にむらが発生しなかった鋼板の地鉄表面は、約１５μｍ以下のフェライト粒が大部分を占め、粗大粒はほとんど存在しないことが分かった。また、ＰやＭｎを多く含む鋼板においても、特定の方法でこれを製造することで、焼鈍後の結晶組織が均一かつ微細となり、めっき、合金化後の外観が美麗になることが分かった。つまり、焼鈍後の鋼板表面のフェライト粒径を制御することで外観をコンロトールできることを見出した。本発明の要旨は、以下のとおりである。

（１）質量％で、
Ｃ；０．００１％以上０．０１％以下、
Ｓｉ；０．００１％以上０．２％以下、
Ｍｎ；０．０１％以上２％以下、
Ｐ；０．０２％以上０．２％
Ｓ；０．００１％以上０．０３％以下、
Ａｌ；０．００５％以上０．１％以下、
Ｔｉ；０．００１％以上０．０５％以下、
Ｎｂ；０．００１％以上０．０５％以下、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼板の表面に、鉄−亜鉛合金被覆を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板において、その地鉄表面から深さ方向２０μｍ以内の地鉄表層部が、５００μｍ×５００μｍの観察視野において、平均結晶粒径１５μｍ以下、かつ、結晶粒径の標準偏差が８μｍ以下を満たすフェライト粒からなることを特徴とする外観品位に優れる合金化溶融亜鉛めっき鋼板。

（２）質量％で、
Ｃ；０．００１％以上０．０１％以下、
Ｓｉ；０．００１％以上０．２％以下、
Ｍｎ；０．０１％以上２％以下、
Ｐ；０．０２％以上０．２％以下、
Ｓ；０．００１％以上０．０３％以下、
Ａｌ；０．００５％以上０．１％以下、
Ｔｉ；０．００１％以上０．０５％以下、
Ｎｂ；０．００１％以上０．０５％以下、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる低炭素鋼スラブを熱間圧延した後、酸洗し、さらに冷間圧延、焼鈍、溶融亜鉛めっき、加熱合金化処理を施して、鉄−亜鉛合金被覆を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法において、板幅、圧延方向のいずれの方向においても、仕上げ圧延終了温度が、Ａｒ３点以上、（Ａｒ３点＋２０℃）未満の範囲で熱間圧延し、その後７５０℃まで２５℃／秒以上の速度で冷却することを特徴とする請求項１記載の外観品位に優れる合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。

本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板、また本発明の製造法を経た合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、外観品位に優れ、また、摺動性、密着性にも優れる。このため、自動車や家電製品、建材等に用いることができ、産業上の価値は極めて大きい。

以下、本発明を詳細に説明する。

まず、本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の鋼成分の限定理由について説明する。

Ｐ；０．０２％以上０．２％以下
Ｐは鋼の強度増加を目的に鋼中に添加される。Ｐは鋼加熱時に結晶粒界に濃化し易いため、その濃化度にむらがあると、めっきの合金化速度差を生じ、外観不良となる。Ｐが０．０２％未満であれば、通常の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法においては、その濃化度のむらは小さく、合金化速度差も生じにくいため、そもそも外観不良と成り難い。一方、Ｐを過剰に添加すると脆化し易くなる。このため、本発明におけるＰは、質量％で、を０．０２％以上０．２％以下とする。

Ｃ；０．００１％以上０．０１％以下
Ｃは鋼の強化に必要な元素である。しかし、Ｃ量が０．００１％未満であれば強度が不足し、また０．０１％を超えると脆化しやすくなるため、Ｃ量は０．００１％以上０．０１％以下とする。

Ｓｉ；０．００１％以上０．２％以下
Ｓｉは鋼の強化、脱酸の効果を有する元素である。しかし、過剰に添加すると脆化しやすくなる。また、溶融亜鉛めっき時にめっきの濡れ性を阻害し、まためっき密着性も劣化させる。一方、過度に低減しても製造コストを増大させるたけで、なんらメリットをもたらさない。このため、Ｓｉは０．００１％以上０．２％以下とする。

Ｍｎ；０．０１％以上２％以下
Ｍｎも鋼の強化、脱酸の効果を有する元素である。しかし、過剰に添加すると脆化しやすくなる。また、溶融亜鉛めっき時にめっきの濡れ性を阻害し、まためっき密着性も劣化させる。一方、過度に低減しても製造コストを増大させるだけである。このため、Ｍｎは０．０１％以上２％以下とする。

Ｓ；０．００１％以上０．０３％以下
Ｓは不純物であり、加工性や熱間脆性を劣化させるため少ないほうが望ましい。但し、過度に低減することは製造コストの増大を招く。このためＳは０．００１％以上０．０３％以下とする。

Ａｌ；０．００５％以上０．１％以下
Ａｌは脱酸の効果がある。また、鋼中のＮとの親和力が強く、固溶しているＮを析出物として固定し加工性を向上させる効果がある。しかし、多すぎると逆に加工性を劣化させる。このためＡｌは０．００５％以上０．１％以下とする。

Ｔｉ；０．００１％以上０．０５％以下
ＴｉはＣ、Ｎを固定し、鋼の加工性を向上させる効果がある。しかし、多すぎると逆に加工性を劣化させる。このため、Ｔｉは０．００１％以上０．０５％以下とする。

Ｎｂ；０．００１％以上０．０５％以下
ＮｂはＣを固定し、鋼の加工性を向上させる効果がある。しかし、多すぎると逆に加工性を劣化させる。このため、Ｎｂは０．００１％以上０．０５％以下とする。

次に鉄−亜鉛合金被覆について説明する。鉄−亜鉛合金被覆中のＺｎ含有率は８５％以上とすることが望ましい。８５％未満であれば、塗装性と溶接性に劣る。また、鉄−亜鉛合金被覆の付着量の偏差は±７ｇ／ｍ^２以下であることが望ましい。標準偏差が±７ｇ／ｍ^２を超える場合、外観上のむら（濃淡）が助長されて、外観不良となりやすい。付着量の偏差は、めっき後に、めっき付着量を制御するワイピングの吹きつけガスが板幅、および板の長手方向に均一に当たるようにすればよい。

この鉄−亜鉛合金被覆の付着量は特に規定するものではないが、耐食性および加工性の観点から、２０〜１００ｇ／ｍ^２であることが望ましい。

次に、地鉄組織について説明する。本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の地鉄表層の組織は、その地鉄表層から２０μｍ以内で５００μｍ×５００μｍの観察視野において、平均結晶粒径１５μｍ以下、かつ、結晶粒径の標準偏差が８μｍ以下を満たすフェライト粒からなるものとする。平均結晶粒径が１５μｍを超える場合、粒径のばらつきが小さくとも、フェライト粒界とフェライト粒内の合金化速度差によってめっきの外観が不良となる場合がある。結晶粒径の標準偏差が８μｍを超える場合、粒径の小さい部分と大きい部分との合金化速度差が顕著になり、めっき後の外観が不良となる。このため、平均結晶粒径を１５μｍ以下、かつ、結晶粒径の標準偏差を８μｍ以下とする必要がある。平均結晶粒径、また、その標準偏差は小さければ小さいほど外観は良好であり、特に他の弊害を生じることがないため、平均結晶粒径、また、その標準偏差の下限値は規定しない。なお、ここでいう平均結晶粒径とは、各々の結晶の円相当径（各々の結晶と同一面積を有する円の直径）の平均値である。

本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、低炭素鋼スラブを熱間圧延した後、酸洗し、さらに冷間圧延、焼鈍、溶融亜鉛めっき、加熱合金化処理を施して、製造する。スラブ加熱条件や熱間圧延条件は、特に規定するものでなく、一般的な鋼板を製造する条件であればなんら問題ないが、熱間圧延時の仕上げ圧延温度は、板幅および圧延方向のいずれの方向においてもＡｒ３点以上、（Ａｒ３点＋２０℃）未満とする必要がある。なお、ここで言うＡｒ３点とは、冷却過程におけるγ→α変態温度のことであり、次式から求められるものである。
Ａｒ３＝８９６−５０９×（Ｃ％）＋２６．７×（Ｓｉ％）−６３．５×（Ｍｎ％）＋２２９×（Ｐ％）

また、仕上げ圧延後は、板幅および圧延方向のいずれにおいても、７５０℃まで２５℃／秒以上の速度で冷却する必要がある。この条件で熱間圧延することで、その後の冷間圧延、焼鈍条件との組み合わせで、本発明の鋼板表面のフェライト粒径が微細で均一な、外観美麗な合金化溶融亜鉛めっき鋼板を実現できる。仕上げ圧延温度がＡｒ３点よりも低い場合は、焼鈍後のフェライト粒径が不均一かつ著しい粗大粒となり、溶融亜鉛めっき、加熱合金化処理後の外観品位に著しく劣る。一方、仕上げ圧延温度が（Ａｒ３点＋２０℃）以上となる場合は、焼鈍後の組織が粗大となり、溶融亜鉛めっき、加熱合金化処理後の外観品位にむらが生じ易い。好ましい範囲は、（Ａｒ３＋５℃）以上、（Ａｒ３点＋１０℃）以下である。

図１は、仕上げ圧延温度と平均結晶粒径、および標準偏差の関係である。仕上げ圧延温度を、Ａｒ３点以上、（Ａｒ３点＋２０℃）未満とすることで、鋼板表面組織が、平均結晶粒径１５μｍ以下、かつ、結晶粒径の標準偏差が８μｍ以下を満たすフェライト粒からなる本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板を達成できることが分かる。

仕上げ圧延後、７５０℃までの冷却速度が、２５℃／秒に満たない場合は、熱延後の鋼板結晶組織が不均一かつ粗大となり、その後の冷間圧延、焼鈍においても、均一な組織は得られ難い。７５０℃より低温まで２５℃／秒で冷却した場合は、粒径は微細となるが、鋼板表面に、Ｐなどのめっき外観不良を引き起こす元素が濃化しやすくなるため好ましくない。好ましい冷却速度は、３０℃／秒以上である。なお、極度に冷却速度を増大させると材質の脆化を招くため、その上限値は１００℃／秒とする。

また、コイル捲取に際しては、一般的な温度、例えば、５５０℃以上７５０℃未満の温度、でコイルに捲取れば良いが、巻き取った後は、コイル最外層部の表面温度が３００℃以下となるまで０．８℃／秒以下の緩やかな速度で冷却することが好ましい。このように、捲取後に徐冷することで、Ｐなどの外観不良を引き起こす元素をスケール中に取り込ませ、鋼板表面の濃化を抑制し、下地組織を均一・微細化する効果と相まって、従来は困難であったＰを含む高強度鋼板のめっき後の外観を著しく向上することができる。

熱間圧延後は酸洗し、熱間圧延時に生成したスケールを除去する。酸洗条件は、従来から行われている方法で実施すればよく、例えば、５０℃以上の塩酸中に鋼板を浸漬する。酸洗後は冷間圧延するが、その圧下率は８０％以上とすることが好ましい。８０％未満では焼鈍後のフェライト粒径が１５μｍよりも粗大になり易い。冷間圧延後は７５０℃以上８５０℃以下の均熱温度で３０秒以上１５０秒以内加熱することが好ましい。この範囲を外れる場合、再結晶が不完全で粒径が不均一かつ粗大となる場合がある。焼鈍後は、溶融亜鉛めっき、加熱合金化処理を行う。亜鉛めっき浴の温度は４４０℃〜５００℃、加熱合金化温度は４８０〜５６０℃とすることが望ましい。

以上のような条件で製造することで、本発明の外観品位に優れた溶融亜鉛合金めっき鋼板を実現できる。

表１に示す組成の鋼を転炉で溶製し、連続鋳造してスラブとした。そのスラブを１２００℃で１時間加熱後、熱間圧延して板厚４ｍｍの熱延鋼板とした。熱延時の仕上げ温度はＡｒ３点未満、（Ａｒ３点以上Ａｒ３点＋２０℃）未満、Ａｒ３点＋２０℃以上の３水準とした。また仕上げ圧延後、７５０℃に至るまでの冷却速度を、２５℃／秒未満、２５℃／秒以上の２水準とした。捲取温度は７００℃とし、３００℃になるまで約１℃／秒の速度で冷却した。得られた熱延鋼板を１０％塩酸中で酸洗した後、冷間圧延して板厚１ｍｍの冷延鋼板とした。その冷延鋼板を、連続溶融めっき設備を用い、均熱温度８００℃、均熱時間１２０秒を標準条件として焼鈍し、冷却速度２０℃／秒で４６５℃まで冷却した後、浴温４６０℃のＺｎ−０．１３％Ａｌめっき浴に３秒間浸漬し、ワイピングで付着量が４５ｇ／ｍ^２となるように調整し、その後、鋼種に応じた温度で加熱合金化処理し、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。

作製した合金化溶融亜鉛めっき鋼板は下記の評価をした。
（１）外観
目視観察し、外観むらの程度に応じてグレード１から５まで、１刻みで５段階に分類した。３以下であれば合格である。
（２）地鉄フェライト粒径観察
１０％塩酸でめっきを溶解し、ＳＥＭで地鉄表層を観察し、５００×５００μｍ視野における最表層における平均結晶粒径、および結晶粒の標準偏差を求めた。用いたＳＥＭは、日立製Ｓ−２４６０Ｎである。
（３）鉄−亜鉛合金被覆層の付着量
鉄−亜鉛合金被覆の付着量を求め、その偏差および組成を測定した。測定は、板幅方向、長手方向の任意の位置から数箇所選び、１０％塩酸で鉄−亜鉛合金被覆を溶解し、ＩＣＰで分析した。

各評価結果を表２に示す。

Ｎｏ．１からＮｏ．６、およびＮｏ．１３からＮｏ．１６は、鋼Ａの熱間圧延の仕上げ温度、平均結晶粒径、標準偏差を変えた場合である。仕上げ温度が本発明の範囲を下回る場合（Ｎｏ．１〜Ｎｏ．６）、地鉄表層に著しく粗大な結晶粒が存在するため、平均結晶粒および標準偏差ともに本発明の範囲外となり、めっき後の外観に劣る。また、仕上げ圧延温度が本発明の範囲を上回る場合（Ｎｏ．１３〜Ｎｏ．１６）も、結晶成長が促進されるために粗大粒となり、本発明の範囲外となるため、めっき後の外観に劣る。仕上げ温度および平均結晶粒径、標準偏差が本発明の範囲内の場合（Ｎｏ．７〜Ｎｏ．１２）は、めっき後の外観は均一で美麗である。特に、仕上げ圧延温度が、（Ａｒ３＋５℃）以上、（Ａｒ３点＋１０℃）以下の範囲にある、Ｎｏ．８〜Ｎｏ．１０は特に外観が良好である。

Ｎｏ．１７からＮｏ．１９は、鋼Ｂの熱間圧延の仕上げ温度、平均結晶粒径、標準偏差を変えた場合である。仕上げ圧延温度、結晶粒径、標準偏差が本発明の範囲外である場合（Ｎｏ．１７およびＮｏ．１９）は、めっき後の外観が不均一となる。一方、仕上げ圧延温度、結晶粒径、標準偏差が本発明の範囲内である場合（Ｎｏ．１８）は、めっき後の外観が均一、美麗である。

Ｎｏ．２０からＮｏ．２２は、鋼Ｃの熱間圧延の仕上げ温度、平均結晶粒径、標準偏差を変えた場合である。仕上げ圧延温度、結晶粒径、標準偏差が本発明の範囲外である場合（Ｎｏ．２０およびＮｏ．２２）は、めっき後の外観が不均一となる。一方、仕上げ圧延温度、結晶粒径、標準偏差が本発明の範囲内である場合（Ｎｏ．２１）は、めっき後の外観が均一、美麗である。

Ｎｏ．２３から２５は、鋼Ａの熱間圧延時の仕上げ圧延後の冷却速度を１５℃／秒とした場合である。いずれの仕上げ圧延温度においても、結晶粒径、標準偏差が本発明の範囲外となり、めっき後の外観に劣る。

Ｎｏ．２６は鋼Ａを、Ｎｏ．７と同じ条件で製造したものである。但し、熱間圧延後のコイル巻取りに際しては、６５０℃で巻取り、３００℃以下となるまで０．８℃／秒の速度で冷却した。下地組織が均一・微細となることに加え、鋼板表面のＰ濃度が低減したことによって、Ｎｏ．７よりも良好な外観となった。

仕上げ圧延温度と平均結晶粒径、および標準偏差の関係である。

Claims

質量％で、
Ｃ；０．００１％以上０．０１％以下、
Ｓｉ；０．００１％以上０．２％以下、
Ｍｎ；０．０１％以上２％以下、
Ｐ；０．０２％以上０．２％以下、
Ｓ；０．００１％以上０．０３％以下、
Ａｌ；０．００５％以上０．１％以下、
Ｔｉ；０．００１％以上０．０５％以下、
Ｎｂ；０．００１％以上０．０５％以下、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼板の表面に、鉄−亜鉛合金被覆を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板において、その地鉄表面から深さ方向２０μｍ以内の地鉄表層部が、５００μｍ×５００μｍの観察視野において、平均結晶粒径１５μｍ以下、かつ、結晶粒径の標準偏差が８μｍ以下を満たすフェライト粒からなることを特徴とする外観品位に優れる合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
質量％で、
Ｃ；０．００１％以上０．０１％以下、
Ｓｉ；０．００１％以上０．２％以下、
Ｍｎ；０．０１％以上２％以下、
Ｐ；０．０２％以上０．２％以下、
Ｓ；０．００１％以上０．０３％以下、
Ａｌ；０．００５％以上０．１％以下、
Ｔｉ；０．００１％以上０．０５％以下、
Ｎｂ；０．００１％以上０．０５％以下、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる低炭素鋼スラブを熱間圧延した後、酸洗し、さらに冷間圧延、焼鈍、溶融亜鉛めっき、加熱合金化処理を施して、鉄−亜鉛合金被覆を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法において、板幅、圧延方向のいずれの方向においても、仕上げ圧延終了温度が、Ａｒ３点以上、（Ａｒ３点＋２０℃）未満の範囲で熱間圧延し、その後７５０℃まで２５℃／秒以上の速度で冷却することを特徴とする請求項１記載の外観品位に優れる合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。