JP5370617B2 - 高強度溶融亜鉛めっき鋼板 - Google Patents

Description

本発明は、溶融亜鉛めっき鋼板に関する。更に詳しくは、本発明は、高強度（例えば、引っ張り強度が９８０ＭＰａ以上）を容易に実現可能であり、成形性に優れ、自動車分野、及び家電分野、建材分野等の部材として好適に使用可能な、高強度溶融亜鉛めっき鋼板に関する。

従来より、溶融亜鉛めっき鋼板は自動車分野を中心に使用されているが、基材に高強度（例えば、引っ張り強度が９８０ＭＰａ以上）の高強度鋼板を用いた溶融亜鉛めっき鋼板においては、曲げ加工などの強加工をする場合に、特に下地鋼板に割れが発生しやすく、さらにその部分への応力集中によって破断に至ることが多く認められた。
このような観点から、例えば特許文献１では、焼鈍雰囲気制御によって、めっき浴浸漬前の鋼板表面のＳｉ濃化量をある値以下にすることが提示されている。しかしながら、このような焼鈍雰囲気制御自体が困難であった。
また、特許文献２には、Ｓｉ＋Ａｌが０.７％以上を満足し、鋼板組織として、下部ベイナイトおよび全マルテンサイトの合計量の鋼板組織全体に対する面積率が１０％以上９０％以下、残留オーステナイト量が５％以上５０％以下、上部ベイナイト中のベイニティックフェライトの鋼板組織全体に対する面積率が５％以上である高強度鋼板が記載されている。特許文献３には、ミクロ組織が、面積率で２０〜７５％のフェライト、５〜２５％の残留オーステナイトを含有し、前記フェライトの平均結晶粒径が１０μｍ以下である合金化溶融亜鉛めっき鋼板が記載されている。特許文献４には、鋼板表面に鋼板側からΓ相、Γ１相とδ１相の混在層、δ１相またはδ１相とζ相が順次形成された合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、Γ相の平均厚さが１．５μｍ以下、Γ１相とδ１相の混在層の平均厚さがΓ相の平均厚さの２倍未満、Γ１結晶の平均アスペクト比（断面観察による長辺と短辺の比）が２以上である合金化溶融亜鉛めっき鋼板が記載されている。
更に、特許文献５には、合金化溶融亜鉛めっき層が質量％で、Ｆｅ：１０〜１５％およびＡｌ：０．２０〜０．４５％を含有し、残部がＺｎおよび不純物からなる化学組成を有し、鋼板と合金化溶融亜鉛めっき層との界面密着強度が２０ＭＰａ以上である合金化溶融亜鉛めっき鋼板が記載されている。特許文献６には、２０〜１００ｇ／ｍ^２のめつき付着量を片面又は両面に有し、めつき層の平均Ｆｅ含有率が８〜１６％であり、めつき層中のΓ相の厚さが0.２〜1.５μｍであることを特徴とする耐衝撃密着性にすぐれる合金化溶融亜鉛めつき鋼板が記載されている。特許文献７には、亜鉛めっき皮膜が、素地鋼板側からＦｅ−Ａｌ系合金層、Ｆｅ−Ｚｎ系合金層および亜鉛めっき層がこの順で存在し、Ｆｅ−Ａｌ系合金層中のＡｌ含有量が１０ｍｇ／ｍ²以上３００ｍｇ／ｍ²以下、前記Ｆｅ−Ｚｎ系合金層の厚みが亜鉛めっき皮膜厚みの１／２以下である溶融亜鉛めっき鋼板が記載されている。特許文献８には、めっき皮膜／地鉄界面に接している鉄−亜鉛合金結晶が、界面１μｍ当たり５．５個以上である合金化溶融亜鉛めっき鋼板が記載されている。
しかしながら、高強度（例えば、引っ張り強度が９８０ＭＰａ以上）の高強度鋼板について、その効果が十分な溶融亜鉛めっき鋼板は知られていない。

特願平４−２１１８８７号公報 特開２０１０−６５２７３号公報 特開２０１１−１７０４６号公報 特開平１０−３０６３６０号公報 特開２００６−９７１０２号公報 特開平６−９３４０２号公報 特開２００６−３０７３０２号公報 特開２０００−１４４３６２号公報

本発明の目的は、高強度（例えば、引っ張り強度が９８０ＭＰａ以上）の高強度鋼板を基材とした溶融亜鉛めっき鋼板において、割れや破断を効果的に抑制することが可能な、成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を提供することにある。

本発明者らは、鋭意検討の結果、溶融亜鉛めっき層と下地鋼板界面に、主に、ＦｅおよびＡｌおよびＺｎからなる金属間化合物を所定範囲の厚さに析出させ、さらに前記溶融亜鉛めっき層を除去した後の鋼板表面のＲａとＲＳｍを所定の範囲に制御することにより、強加工時の鋼板の割れや破断を抑制し、成形性を向上出来ることを見出した。
すなわち、本発明は、成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板である。本発明は、例えば、以下の態様を含むことができる。

〔１〕 質量％で、
Ｃ：０．１０％以上、０．４％以下、
Ｓｉ：０．０１％以上、０．５％以下、
Ｍｎ：１．０％以上、３．０％以下、
Ｏ：０．００６％以下、
Ｐ：０．０４％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．１以上、３．０％以下、
Ｎ：０．０１％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼板であって、
さらに、当該鋼板の組織が体積分率でベイナイトとマルテンサイトの合計を４０％以上とし、残留オーステナイトを８％以上６０％以下含有し、且つフェライトを４０％未満含有し、残部不可避的組織より成る鋼板の表面に溶融亜鉛めっきが施された溶融亜鉛めっき鋼板であり、
該溶融亜鉛めっき鋼板が、前記溶融亜鉛めっき層と下地鋼板との界面に、ＦｅおよびＡｌおよびＺｎおよび不可避的不純物からなる金属間化合物の層を有し、金属間化合物の層の平均厚みが０．１μｍ以上２μｍ以下で、且つ、その金属間化合物の結晶粒径が０．０１μｍ以上１μｍ以下であり、且つ、
前記溶融亜鉛めっき層を除去した後の下地鋼板表面の算術平均粗さＲａが０．１μｍ以上、２．０μｍ以下、且つ、粗さ曲線における輪郭曲線要素の平均長さＲＳｍが５μｍ以上、３００μｍ以下であることを特徴とする高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
〔２〕 さらに、鋼中に質量％で、
Ｃｒ：０．０５％以上、１．０％以下、
Ｎｉ：０．０５％以上、１．０％以下、
Ｃｕ：０．０５％以上、１．０％以下、
Ｎｂ：０．００５％以上、０．３％以下、
Ｔｉ：０．００５％以上、０．３％以下、
Ｖ：０．００５％以上、０．５％以下、
Ｂ：０．０００１％以上、０．０１％以下、
Ｃａ：０．０００５％以上、０．０４％以下、
Ｍｇ：０．０００５％以上、０．０４％以下、
Ｌａ：０．０００５％以上、０．０４％以下、
Ｃｅ：０．０００５％以上、０．０４％以下、
Ｙ：０．０００５％以上、０．０４％以下、
の１種または２種以上を含有することを特徴とする〔１〕に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
〔３〕 質量％で、
Ｃ：０．１０％以上、０．４％以下、
Ｓｉ：０．０１％以上、０．５％以下、
Ｍｎ：１．０％以上、３．０％以下、
Ｏ：０．００６％以下、
Ｐ：０．０４％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．１以上、３．０％以下、
Ｎ：０．０１％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼材を１１００〜１３００℃に加熱し、仕上げ圧延温度がＡｒ３温度以上で熱間圧延処理を施し；
前記熱間圧延後の鋼板を、巻き取り温度７００℃以下で巻き取り、冷間圧延し；
前記冷間圧延後の鋼板を、最高加熱温度７５０℃〜９００℃で焼鈍し；
前記焼鈍後の鋼板を、５００〜７５０℃の範囲における冷却速度が３〜２００℃／秒でめっき浴浸漬温度まで冷却し、その後３５０〜５００℃で１０〜１０００秒で保持し；
めっき浴浸漬する際の鋼板温度が、溶融亜鉛めっき浴温度より４０℃低い温度から、溶融亜鉛めっき浴温度より５０℃高い温度までの温度範囲で、前記鋼板を、水素分圧ＰＨ_２、水蒸気分圧Ｐ_Ｈ２Ｏの比の対数ｌｏｇ（Ｐ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２）の値が−５以上−２以下、窒素含有量が９５質量％以上の窒素雰囲気中で、Ａｌ濃度Ｗ_Ａｌ、Ｆｅ濃度Ｗ_Ｆｅが質量％で下記関係式（１）、（２）を満足する溶融亜鉛めっき浴中に浸漬処理し、
０．０１≦Ｗ_Ｆｅ≦０．０５・・・（１）
０．０７≦（Ｗ_Ａｌ−Ｗ_Ｆｅ）≦０．３０・・・（２）
前記冷間圧延時の最終スタンドのロール表面において、その算術平均粗さＲａが０．１μｍ以上、８．０μｍ以下、且つ、粗さ曲線における輪郭曲線要素の平均長さＲＳｍが５μｍ以上、１２００μｍ以下であ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。
ここに、Ａｒ３＝９０１−３２５×Ｃ＋３３×Ｓｉ−９２×（Ｍｎ＋Ｎｉ／２＋Ｃｒ／２＋Ｃｕ／２＋Ｍｏ／２）であり、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｍｏは、それぞれの成分の含有量（質量％）を示し、含有していない場合は０とする。
〔４〕 前記冷間圧延時の最終スタンドの１つ前段のロール表面において、その算術平均粗さＲａが０．１μｍ以上、８．０μｍ以下、且つ、粗さ曲線における輪郭曲線要素の平均長さＲＳｍが５μｍ以上、１２００μｍ以下である〔３〕に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。

本発明によれば、成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板が提供される。本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、その製造も比較的容易で安定的に実施できる。このため、特に、近年の軽量化を目指す自動車用の鋼板として最適に使用可能であり、産業上の価値は極めて大きい。

金属間化合物の厚み、粒径と成形性の関係を示すグラフである。図中の○、□、△、×のプロットは、後述する成形性に関する評価結果を意味し、○、□、△はいずれも成形性が合格の実施例で、×は成形性が不合格の比較例である。 下地鋼板の粗さと成形性の関係を示すグラフである。図中の○、□、△、×のプロットは、後述する成形性に関する評価結果を意味し、○、□、△はいずれも成形性が合格の実施例で、×は成形性が不合格の比較例である。

以下、順に本発明を説明する。
まず、成分の限定理由について説明する。なお、％は質量％を意味する。

Ｃ：Ｃは、鋼板の強度を上昇できる元素である。しかしながら、０．１％未満であると９８０ＭＰａ以上の引張強度と加工性を両立することが難しくなる。一方、０．４０％超となるとスポット溶接性の確保が困難となる。このため、その範囲を０．１〜０．４０％以下とする。Ｃ含有量は、０．１２〜０．３％であることが好ましく、０．１３〜０．２８％であることが更に好ましい。

Ｓｉ：Ｓｉは、強化元素であり、鋼板の強度を上昇させることに有効である。また、セメンタイトの析出を抑制することから、残留オーステナイトの安定化に寄与することから添加は必須である。０．０１％未満では高強度化の効果が小さく、また０．５％を超えると加工性が低下する。従って、Ｓｉ含有量は０．０１〜０．５％の範囲とする。Ｓｉ含有量は、０．０５〜０．４５％であることが好ましく、０．１５〜０．４２％であることが更に好ましい。

Ｍｎ：Ｍｎは、強化元素であり、鋼板の強度を上昇させることに有効である。しかしながら、１．０％未満であると９８０ＭＰａ以上の引張強度を得ることが困難である。逆に多いとＰ、Ｓとの共偏析を助長し、加工性の著しい劣化を招くことから、３．０％を上限とする。従って、Ｍｎ含有量は１．０〜３．０％の範囲とする。Ｍｎ含有量は、２．０〜２．７％であることが好ましく、２．０３〜２．６％。であることが更に好ましい。

Ｏ：Ｏは、酸化物を形成し、伸び、曲げ性や穴拡げ性を劣化させることから、添加量を抑える必要がある。特に、酸化物は介在物として存在する場合が多く、打抜き端面、あるいは、切断面に存在すると、端面に切り欠き状の傷や粗大なディンプルを形成することから、穴拡げ時や強加工時に、応力集中を招き、亀裂形成の起点となり大幅な穴拡げ性あるいは曲げ性の劣化をもたらす。これは、Ｏが０．００６％を超えると、この傾向が顕著となることから、Ｏ含有量の上限を０．００６％とする。すなわち、Ｏは不純物として０．００６％以下に制限する。Ｏ含有量は、０．００４％以下であることが好ましく、０．００３％以下であることが更に好ましい。Ｏ含有量を０．０００１％未満とすることは、過度のコスト高を招き経済的に好ましくないことから、これが実質的な下限である。

Ｐ：Ｐは鋼板の板厚中央部に偏析する傾向があり、溶接部を脆化させる。０．０４％を超えると溶接部の脆化が顕著となり、また成形性も劣化させるため、その適正範囲を０．０４％以下とする。すなわち、Ｐは不純物として０．０４％以下に制限する。Ｐ含有量は、０．０３％以下であることが好ましく、０．０２５％以下であることが更に好ましい。Ｐの下限値は特に定めないが、０．０００１％未満とすることは、経済的に不利であることからこの値を下限値とすることが好ましい。

Ｓ：Ｓは、溶接性ならびに鋳造時および熱延時の製造性に悪影響を及ぼす。このことから、その上限値を０．０１％以下とする。すなわち、Ｓは不純物として０．０１％以下に制限する。Ｓ含有量は、０．００６％以下であることが好ましく、０．００５％以下であることが更に好ましい。Ｓの下限値は特に定めないが、０．０００１％未満とすることは、経済的に不利であることからこの値を下限値とすることが好ましい。また、ＳはＭｎと結びついて粗大なＭｎＳを形成して、曲げ性や穴拡げ性等の成形性を劣化させるため、出来るだけ少なくする必要がある。

Ａｌ：Ａｌは、フェライト形成を促進し、延性を向上させるので添加しても良い。また、脱酸材としても活用可能である。０．１％未満ではその効果が不十分である。一方、過剰な添加はＡｌ系の粗大介在物の個数を増大させ、穴拡げ性の劣化や表面傷の原因になる。このことから、Ａｌ添加の上限を３．０％とする。Ａｌ含有量は、０．２〜１．５％であることが好ましく、０．３〜１．０％であることが更に好ましい。

Ｎ：Ｎは、粗大な窒化物を形成し、曲げ性や穴拡げ性を劣化させることから、添加量を抑える必要がある。これは、Ｎが０．０１％を超えると、この傾向が顕著となることから、Ｎ含有量の範囲を０．０１％以下とする。Ｎ含有量は、０．００７％以下であることが好ましく、０．００５％以下であることが更に好ましい。加えて、溶接時のブローホール発生の原因になることから、Ｎ含有量は少ない方が良い。下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｎ含有量を０．０００５％未満とすることは、製造コストの大幅な増加を招くことから、これが実質的な下限である。

Ｃｒ：Ｃｒは、強化元素であるとともに焼入れ性の向上に重要である。しかしながら、０．０５％未満ではこれらの効果が得られないため下限値を０．０５％とする。逆に、１．０％超含有すると製造時および熱延時の製造性に悪影響を及ぼすため、上限値を１．０％とする。Ｃｒ含有量は、０．６％以下であることが好ましく、０．５％以下であることが更に好ましい。

Ｎｉ：Ｎｉは、強化元素であるとともに焼入れ性の向上に重要である。加えて、溶融めっきの濡れ性の向上や反応の促進をもたらすことから、Ｎｉを添加しても良い。しかしながら、０．０５％未満ではこれらの効果が得られないため下限値を０．０５％とする。逆に、１．０％超含有すると製造時および熱延時の製造性に悪影響を及ぼすため、上限値を１．０％とする。Ｎｉ含有量は、０．７％以下であることが好ましく、０．６％以下であることが更に好ましい。

Ｃｕ：Ｃｕは、強化元素であるとともに焼入れ性の向上に重要である。加えて、溶融めっきの濡れ性の向上や反応の促進をもたらすことからＣｕを添加しても良い。しかしながら、０．０５％未満ではこれらの効果が得られないため下限値を０．０５％とする。逆に、１％超含有すると製造時および熱延時の製造性に悪影響を及ぼすため、上限値を１．０％とした。Ｃｕ含有量は、０．６％以下であることが好ましく、０．５％％以下であることが更に好ましい。

Ｎｂ：Ｎｂは、強化元素である。析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化にて、鋼板の強度上昇に寄与する。添加量が０．００５％未満ではこれらの効果が得られないため、下限値を０．００５％とする。０．３％超含有すると、炭窒化物の析出が多くなり成形性が劣化するため、上限値を０．３％とする。Ｎｂ含有量は、０．２５％以下であることが好ましく、０．２０％以下であることが更に好ましい。

Ｔｉ：Ｔｉは、強化元素である。析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化にて、鋼板の強度上昇に寄与する。添加量が０．００５％未満ではこれらの効果が得られないため、下限値を０．００５％とする。０．３％超含有すると、炭窒化物の析出が多くなり成形性が劣化するため、上限値を０．３％とする。Ｔｉ含有量は、０．２５％以下であることが好ましく、０．２０％以下であることが更に好ましい。

Ｖ：Ｖは、強化元素である。析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化にて、鋼板の強度上昇に寄与する。添加量が０．００５％未満ではこれらの効果が得られないため、下限値を０．００５％とする。０．５％超含有すると、炭窒化物の析出が多くなり成形性が劣化するため、上限値を０．５％とする。Ｖ含有量は、０．４５％以下であることが好ましく、０．３％以下であることが更に好ましい。

Ｂは、０．０００１％以上の添加で粒界の強化や鋼材の強度化に有効であるが、その添加量が０．０１％を超えると、その効果が飽和するばかりでなく、熱延時の製造製を低下させることから、その上限を０．０１％とする。

Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭから選ばれる１種または２種以上を合計で０．０００５〜０．０４％添加できる。Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭは脱酸に用いる元素であり、１種または２種以上を合計で０．０００５％以上含有することが好ましい。ＲＥＭとは、Rare Earth Metalである。しかしながら、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの含有量が合計で０．０４％を超えると、成形加工性の悪化の原因となる。そのため、含有量を合計で０．０００５〜０．０４％とする。なお、本発明において、ＲＥＭはミッシュメタルにて添加されることが多く、ＬａやＣｅの他にランタノイド系列の元素を複合で含有する場合がある。不可避不純物として、これらＬａやＣｅ以外のランタノイド系列の元素を含んだとしても本発明の効果は発揮される。ただし、金属ＬａやＣｅを添加したとしても本発明の効果は発揮される。

次に、鋼材の組織について説明する。
本鋼板では、ベイナイトとマルテンサイトの合計を４０％以上含む必要がある。ベイナイトとマルテンサイトは伸びと強度を確保させるために必要である。体積分率で４０％未満であればその効果に乏しいことから、下限値を４０％とする。

また、体積分率８％以上６０％以下の残留オーステナイトを含む必要がある。残留オーステナイトを含むことで、高強度化と更なる延性の向上が同時に達成される。体積分率が８％未満では、その効果が得難いことから、その下限を８％未満とする。上限を６０％以下としたのは、６０％超とすると、ベイナイトもしくはマルテンサイトの体積分率が４０％未満となり十分な伸びと強度を確保出来ないためである。残留オーステナイトの体積分率は、９〜４０％が好ましく、１０〜３０％が更に好ましい。

また、フェライトは４０％未満とする必要がある。フェライトは延性を向上させるが、４０％以上では強度を確保できない。フェライトの形態としてはポリゴナルフェライトの他に、アシキュラーフェライトを含んでも良い。

また、本発明における「残不可避的組織」とはパーライト組織を指す。

なお、上記ミクロ組織の各相、フェライト、マルテンサイト、ベイナイト、オーステナイト、パーライトおよび残部組織の同定、存在位置の観察および面積率の測定は、ナイタール試薬および特開５９−２１９４７３号公報に開示された試薬により鋼板圧延方向断面または圧延方向直角方向断面を腐食して、１０００倍の光学顕微鏡観察及び１０００〜１０００００倍の走査型および透過型電子顕微鏡により定量化が可能である。各２０視野以上の観察を行い、ポイントカウント法や画像解析により各組織の面積率を求めることが出来る。

次に溶融亜鉛めっき層の構造について説明する。
本発明の溶融亜鉛めっき鋼板は、溶融亜鉛めっき層と下地鋼板との界面には、ＦｅおよびＡｌおよびＺｎおよび不可避的不純物からなる金属間化合物を、平均厚みで０．１μｍ以上２μｍ以下有する。更に、その金属間化合物の結晶粒径が０．０１μｍ以上１μｍ以下で、且つ、前記溶融亜鉛めっき層を除去した後の下地鋼板表面の算術平均粗さＲａが０．１μｍ以上、２．０μｍ以下、且つ、粗さ曲線における輪郭曲線要素の平均長さＲＳｍが５μｍ以上、３００μｍ以下である。

上記のＦｅおよびＡｌおよびＺｎおよび不可避的不純物からなる金属間化合物は、下地鋼板の破断抑制に必要である。この理由は必ずしも明確ではないが、本発明者の知見によれば、曲げ加工時にこの金属間化合物が微細に分散して割れることで、下地鋼板の割れ部における応力集中を防ぐ効果があると推定される。
図１に示すように、この金属間化合物の厚みが０．１μｍ未満ではその効果に乏しく、２μｍ超ではこの金属間化合物自体の割れが微細には生じず、局部的に割れが発生するため応力集中を緩和出来なくなる。このため、この金属間化合物の厚みは０．１μｍ以上、２μｍ以下とする。該厚みの好ましい範囲は、０．２μｍ以上１．５μｍ以下、より好ましくは、０．４μｍ以上１μｍ以下である。
また、同様に図１から、この金属間化合物の平均結晶粒径は０．０１μｍ以上１μｍ以下である必要がある。平均結晶粒径が１μｍを超える場合は、金属間化合物に微細に割れが入らずに、局部的に亀裂が入り、その部分に応力集中し易くなる。粒径は小さければ小さい方が好ましいが、０．０１μｍ未満ではもはやその効果は飽和するだけでなく、厚み０．１μｍ以上を確保するための製造負荷が大きくなる。従って、この金属間化合物の平均結晶粒径は０．０１μｍ以上１μｍ以下とする。平均結晶粒径の好ましい範囲は０．０１μｍ以上、０．８μｍ以下、より好ましい範囲は、０．０１μm以上０．５μｍ以下である。

この金属間化合物の厚みの測定方法については、種々の方法があるが、例えば顕微鏡断面試験法（ＪＩＳ Ｈ ８５０１）が挙げられる。これは、試料の断面を埋め込み研磨した後、必要に応じて腐食液でエッチングし、研磨面を光学顕微鏡や走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）、電子線マイクロアナライザー（ＥＰＭＡ）等で分析し厚みを求める方法である。
本発明ではテクノビット４００２（株式会社マルトー社製）に埋め込み、＃２４０、＃３２０、＃４００、＃６００、＃８００、＃１０００の研磨紙（ＪＩＳ Ｒ ６００１）で順に研磨した後、研磨面をＥＰＭＡでめっき層から下地鋼板の深さ５μｍまでを、めっき層と下地鋼板の界面に垂直に線分析し厚みを求めた。
ただし、ここで言う厚みとは、互いに１ｍｍ以上離れた任意の１０箇所の位置の金属間化合物の厚みをそれぞれ求め、求めた厚みを平均した値を意味する。また金属間化合物は、Ｆｅ、Ｚｎ、及びＦｅ−Ｚｎ合金相のζ相（ＦｅＺｎ_１３），δ_１相（ＦｅＺｎ_７），Γ_１相（Ｆｅ_５Ｚｎ_２１），Γ相（Ｆｅ_３Ｚｎ_１０）とは、組成、構造が異なるため、ＥＰＭＡやＸ線回折法（ＸＲＤ）、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）などで分析し、金属間化合物を同定することが出来る。
本発明においては、ＴＥＭで分析することで各合金相の種類を同定した（例えば、Hong,M.N., and Saka,H.;1998,Proc. 4th Intern. Conf. On Zn and Zn Alloy Coated Steel Sheet, Galvatech‘98,p.248や、Kato,T., Hong,M.H., Nunome,K., Sasaki,K., Kuroda,K., and Saka,H.;1998,Thin Solid Films,３１９，１３２に記載のものと同様の分析である）。よって、このＴＥＭによる分析方法の詳細に関しては、必要に応じて、これらの文献を参照することができる。

また、この金属間化合物の結晶粒径は種々の方法で測定出来るが、本発明では以下の方法で測定した。まず本発明の鋼板を発煙硝酸に浸漬すること溶融亜鉛めっき層を溶解除去したサンプルを作製する。浸漬する時間はめっき層の厚みによって異なるが、溶解中はめっき層の腐食反応によって気泡が発生するが、溶解の終了とともに気泡は発生しなくなる。そのため、気泡が消失した時間で浸漬を止める。金属間化合物は発煙硝酸では溶解され難いため、めっき層を溶解除去したサンプルの表面をＳＥＭで５０，０００倍で観察することで残存する金属間化合物の結晶粒径を測定した。ただしここで言う金属間化合物の結晶粒径とは、ＳＥＭの観察視野における任意の金属間化合物の結晶粒１０個について、結晶粒の直径（結晶粒が多角形の場合は結晶粒を含む最小の円を仮定した場合の円の直径）をそれぞれ求め、その直径の平均値を意味する。

また、溶融亜鉛めっき層を除去した後の下地鋼板表面は、ある程度の粗さを有することが必要である。この理由は、下地鋼板表面が平滑に近い場合は、金属間化合物の下地鋼板表面へのアンカー効果が不十分で、加工時に金属間化合物が剥離しやすく、下地鋼板の破断抑制に何ら効果を持たなくなるからである。その効果が発揮されるのは、図２に示すように下地鋼板表面の算術平均粗さＲａが０．１μｍ以上である。一方、Ｒａが２μｍを超える場合は、逆にその凹凸によって応力集中箇所が生まれるため、破断しやすくなる。従って、Ｒａは０．１μｍ以上、２．０μｍ以下とする。好ましくは、Ｒａは、０．２μｍ以上１．０μｍ以下である。

本発明においては、粗さ曲線における輪郭曲線要素の平均長さＲＳｍも、ある範囲内とする必要がある。図２に示すようにＲＳｍが３００μｍ超では平滑に近くなりアンカー効果が不十分となる。ＲＳｍは小さければ小さいほど好ましいが、５μｍ未満ではもはやその効果は飽和し、ただ徒に製造コストを増大させるだけであるため、ＲＳｍの範囲は５μｍ以上３００μｍ以下とする。ＲＳｍの好ましい範囲は、１０μｍ以上２００μｍ以下である。

なお、ここで言うＲａ、ＲＳｍとは、それぞれＪＩＳ Ｂ ０６０１で定義される算術平均粗さ、粗さ曲線要素の平均長さの意味である。
これらの測定においては、まず溶融亜鉛めっき鋼板をインヒビター入りの塩酸で、めっき層を除去し、下地鋼板表面を露出させた後、鋼板表面の粗さを測定した。例えば本発明では、５％塩酸水溶液にインヒビターであるイビット７００Ａ（朝日化学工業株式会社製）を０．０２％添加した溶液に、溶融亜鉛めっき鋼板を浸漬し、下地鋼板表面を露出させた。
浸漬する時間はめっき層の厚みによって異なるが、溶解中はめっき層の腐食反応によって気泡が発生するが、溶解の終了とともに気泡は発生しなくなる。そのため、気泡が消失した時間で浸漬を止める。下地鋼板表面はインヒビターの作用で溶解され難いため、上記の方法により、下地鋼板表面が露出されたサンプルを得ることができる。続いてその表面をハンディサーフＥ−４０Ａ（株式会社東京精密製）で、評価長さ４ｍｍ、カットオフ値０．８ｍｍの条件にてＲａ、ＲＳｍを測定した。

次に、本発明の成形性に優れた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。本発明において、熱間圧延に先行する製造方法は特に限定するものではない。すなわち、高炉や電炉等による溶製に引き続き各種の２次製錬を行い、次いで、通常の連続鋳造、インゴット法による鋳造の他、薄スラブ鋳造などの方法で鋳造すればよい。連続鋳造の場合には、一度低温まで冷却したのち、再度加熱してから熱間圧延しても良いし、鋳造スラブを連続的に熱延しても良い。原料にはスクラップを使用しても構わない。

熱延スラブ加熱温度は、特に定めることなく、本発明の効果は発揮される。加熱温度を過度に高温にすることは、経済上好ましくないことから、加熱温度の上限は１３００℃未満とすることが望ましい。また、過度に低温で加熱すると仕上げ圧延温度をＡｒ３温度以上とすることが困難となることから、下限温度を１１００℃とすることが望ましい。

仕上げ圧延温度は、オーステナイト＋フェライトの２相域になると、鋼板内の組織不均一性が大きくなり、焼鈍後の成形性が劣化するので、Ａｒ３温度以上が望ましい。なお、Ａｒ３温度は、次の式により計算する。
Ａｒ３＝９０１−３２５×Ｃ＋３３×Ｓｉ−９２×（Ｍｎ＋Ｎｉ／２＋Ｃｒ／２＋Ｃｕ／２＋Ｍｏ／２）

圧延後の冷却については特に規定はせず、それぞれの目的にあった組織制御を行うための冷却パターンをとっても本発明の効果を得ることができる。

本発明において、巻き取り温度は７００℃以下にする必要がある。７００℃を超えると熱延組織中に粗大なフェライトやパーライト組織が存在するため、焼鈍後の組織不均一性が大きくなり、最終製品の材質異方性が大きくなる。焼鈍後の組織を微細にして強度延性バランスを向上させる。また、７００℃を超える温度で巻き取ることは、鋼板表面に形成する酸化物の厚さを過度に増大させるため、酸洗性が劣るので好ましくない。下限については特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、室温以下の温度で巻き取ることは技術的に難しいので、これが実質の下限となる。なお、熱延時に粗圧延板同士を接合して連続的に仕上げ圧延を行っても良い。また、粗圧延板を一旦巻き取っても構わない。

熱延後の鋼板は、通常、酸洗処理にて表面のスケールを除去する。一回の酸洗でも良いし、複数回に分けて酸洗を行っても良い。

酸洗した熱延鋼板は、通常、冷間圧延をする。圧下率は４０％以上、８０％以下が好ましい。圧下率が４０％未満では、形状を平坦に保つことが困難であり、また、最終製品の延性が劣悪となる。一方、８０％を越える冷延は、冷延荷重が大きくなりすぎてしまい冷延が困難となる。
圧延パスの回数、各パス毎の圧下率については特に規定することなく本発明の効果を発揮させることができる。ただし、冷間圧延後の鋼板表面は、算術平均粗さＲａが０．１μｍ以上、２．０μｍ以下、且つ、粗さ曲線における輪郭曲線要素の平均長さＲＳｍが５μｍ以上、３００μｍ以下としておく必要ある。このためには、冷間圧延の最終スタンドのロール表面に、算術平均粗さＲａが０．１μｍ以上、８．０μｍ以下、且つ、粗さ曲線における輪郭曲線要素の平均長さＲＳｍが５μｍ以上、１２００μｍ以下となるような加工をしておくことが好ましい。なお、最終スタンドの１つ前段のロールも、同じ範囲のＲａ、ＲＳｍとしておくと一層好ましい。

本発明においては、冷間圧延した鋼板は、通常、連続焼鈍めっきラインで焼鈍およびめっきをする。通板する際の加熱速度は、特に定めることなく本発明の効果を発揮させることができる。しかしながら、０．５℃／秒未満の加熱速度は、生産性が大きく損なわれることから好ましくなく、一方、１００℃超とすることは、過度の設備投資を招き、経済的に好ましくない。

本発明において、最高加熱温度（焼鈍温度）は、７５０℃以上、９００℃以下とする必要がある。最高加熱温度が７５０℃未満になると、熱延時に形成した炭化物が再固溶するのに時間がかかりすぎてしまい炭化物、あるいは、その一部が残存することから、９８０ＭＰａ以上の強度が確保し難い。このことから、７５０℃が最高加熱温度の下限である。一方、過度の高温加熱は、コストの上昇を招くことから経済的に好ましくないばかりでなく、高温通板時の板形状が劣悪になったり、ロールの寿命を低下させたりとトラブルを誘発することから、最高加熱温度の上限を９００℃とする。

この温度域における熱処理時間は特に限定しないが、炭化物の溶解のために、１０秒以上の熱処理が望ましい。一方、熱処理時間が６００秒超となると、コストの上昇を招くことから経済的に好ましくない。熱処理についても、最高加熱温度にて等温保持を行っても良いし、傾斜加熱を行い最高加熱温度に到達した後、直ちに、冷却を開始したとしても、本発明の効果を発揮させることができる。

上記焼鈍終了後、めっき浴浸漬温度まで冷却する。最高加熱温度から７５０℃までの平均冷却速度は、０．１℃／秒以上、２００℃／秒以下とすることが望ましい。冷却速度が、０．１℃／秒未満とすることは、生産性が大きく損なわれることから望ましくない。過度に冷却速度を上げる事は、製造コスト高を招くこととなるので、上限を２００℃／秒とすることが好ましい。

本発明において、５００℃以上、７５０℃以下の範囲における冷却速度は、３℃／秒以上、２００℃／秒以下とする必要がある。冷却速度が小さすぎると、冷却過程にてオーステナイトがパーライト組織へと変態し、８％以上のオーステナイト体積率の確保が困難となることから、下限を３℃／秒以上とした。冷却速度を大きくしたとしても、材質上なんら問題はないが、過度に冷却速度を上げる事は、製造コスト高を招くこととなるので、上限を２００℃／秒とすることが好ましい。冷却方法については、ロール冷却、空冷、水冷およびこれらを併用したいずれの方法でも構わない。

本発明においては、上記工程の後、３５０℃以上、５００℃以下の範囲において、１０秒以上、１０００秒以下の範囲で保持することで、ベイナイト変態を起こさせ、残留オーステナイトを安定化する。保持温度の上限を５００℃とするのは、この温度以下でベイナイト変態が起こるためである。尚、３５０℃未満の温度での保持は、ベイナイト変態に長時間を要することから、設備が過大となり、生産性に劣る。このことから、保持温度は、３５０℃以上、５００℃以下の範囲とする必要がある。下限を１０秒としたのは、１０秒未満の保持では、ベイナイト変態の進行が十分でなく、残留オーステナイトを安定化することができず、優れた成形性を得ることが出来ない。一方、１０００秒を超える保持は、生産性が低下することから好ましくない。なお、保持とは、等温保持のみを指すのではなく、この温度域での除冷や加熱も含む。

めっき浴浸漬板温度は、溶融亜鉛めっき浴温度より４０℃低い温度から溶融亜鉛めっき浴温度より５０℃高い温度までの温度範囲とすることが望ましい。浴浸漬板温度が（溶融亜鉛めっき浴温度−４０）℃を下回ると、めっき浴浸漬進入時の抜熱が大きく、溶融亜鉛の一部が凝固してしまいめっき外観を劣化させる場合があるだけでなく、本発明の必須用件である、Ｆｅ、Ａｌ、Ｚｎからなる金属間化合物を生成することが困難となることから、下限を（溶融亜鉛めっき浴温度−４０）℃とする。但し、浸漬前の板温度が（溶融亜鉛めっき浴温度−４０）℃を下回っても、めっき浴浸漬前に再加熱を行い、板温度を（溶融亜鉛めっき浴温度−４０）℃以上としてめっき浴に浸漬させても良い。また、めっき浴浸漬温度が（溶融亜鉛めっき浴温度+５０）℃を超えると、めっき浴温度上昇に伴う操業上の問題を誘発する。好ましい範囲は、下限が（溶融亜鉛めっき浴温度−２０）℃、上限が（溶融亜鉛めっき浴温度＋３０℃）、より好ましい範囲は、下限が（溶融亜鉛めっき浴温度−１０）℃、上限が（溶融亜鉛めっき浴温度＋２０）℃である。

また、めっき浴は、純亜鉛に加え、Ａｌを添加しておく必要がある。Ａｌを添加することで、本発明の必須用件である、Ｆｅ、Ａｌ、Ｚｎからなる金属間化合物を生成することが可能となる。めっき浴には、Ｆｅ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｃｒなどを含有しても構わない。

鋼板をめっき浴浸漬時の雰囲気は、水素分圧ＰＨ２、水蒸気分圧ＰＨ２Ｏの対数ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）の値が、−５以上−２以下、窒素含有量が９５体積％以上の窒素雰囲気である。ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）の値が−５未満では、経済上好ましくないことに加え、鋼板表面やめっき浴表面の反応性が高くなり、めっき層と鋼板界面に脆いＺｎ−Ｆｅ合金相が厚く生成し、加工時のめっき密着性が劣るためである。一方、ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）の値が−２超ではめっき浴面にＺｎの酸化物が形成され、Ｆｅ、Ａｌ、Ｚｎからなる金属間化合物が十分に生成しないため、本発明のめっきが得られないことに加え、めっきが鋼板に付着せず不めっきを生じてしまう。窒素含有量が９５体積％未満では、雰囲気中の水蒸気と水素の割合が多くなり、経済上及び安全上好ましくない。雰囲気中に水素の割合が多くなると、鋼板が脆化し延性が低下するため好ましくない。ここで言う、鋼板をめっき浴浸漬時の雰囲気とは、鋼板をめっき浴に浸漬する時間を基点として、少なくともめっき浴に浸漬される１０ｓ以上前の間の炉内の雰囲気を意味し、最大で連続焼鈍めっきラインの焼鈍からめっき浴に浸漬する間の雰囲気全体を意味する。

めっき層の特性を制御するため、めっき浴のＡｌ濃度Ｗ_Ａｌ、Ｆｅ濃度Ｗ_Ｆｅは質量％で下記関係式（１）および（２）を満足する溶融亜鉛めっき浴である。
０．０１≦Ｗ_Ｆｅ≦０．０５・・・（１）
０．０７≦（Ｗ_Ａｌ−Ｗ_Ｆｅ）≦０．３０・・・（２）
Ｗ_Ｆｅが０．０１％未満では、めっき層と鋼板界面に脆いＺｎ−Ｆｅ合金相が厚く生成し、加工時のめっき密着性が劣るためである。Ｗ_Ｆｅが０．０５％超では、Ｆｅ、Ａｌ、Ｚｎからなる金属間化合物が厚く生成し、金属間化合物自体に割れが入り易くなることに加え、めっき浴にＦｅ２Ａｌ５のトップドロスが形成されて押し疵や不めっき等が発生しめっき後の外観を低下させる。
（Ｗ_Ａｌ−Ｗ_Ｆｅ）を０．０７％以上、０．３０％以下にする理由は、（Ｗ_Ａｌ−Ｗ_Ｆｅ）が０．０７％未満ではめっき層と鋼板界面に脆いＺｎ−Ｆｅ合金相が厚く生成し、加工時のめっき密着性が劣るためである。一方、（Ｗ_Ａｌ−Ｗ_Ｆｅ）が０．３０％超では、Ｆｅ、Ａｌ、Ｚｎからなる金属間化合物が厚く生成し、金属間化合物自体に割れが入り易くなる。

本発明の成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の素材は、通常の製鉄工程である精錬、製鋼、鋳造、熱延、冷延工程を経て製造されることを原則とするが、その一部あるいは全部を省略して製造されるものでも、本発明に係わる条件を満足する限り、本発明の効果を得ることができる。

次に、本発明を実施例により詳細に説明する。
表１に示す成分を有するスラブを、１２００℃に加熱し、水冷帯にて水冷の後、表２に示す温度で巻き取った。熱延板の厚みは、２〜４．５ｍｍの範囲とした。
熱延板を酸洗した後、冷間圧延後の板厚が１．２ｍｍとなるように、所定の冷延率で冷延を行い、冷延板とした。最終スタンドのロールおよび該最終スタンドの１つ前段のロールの表面のＲａ、ＲＳｍを表２に示す。
その後、これらの冷延板に表２に示す条件で連続溶融亜鉛めっき設備で、熱処理と溶融亜鉛めっき処理を施した。焼鈍温度から５００〜７５０℃までを表２の冷却速度で冷却し、その後、３５０℃〜５００℃の温度範囲で５〜３００秒保持を行った後、所定の条件に制御した亜鉛めっき浴に浸漬し、その後室温まで冷却し、０．４％の圧下率でスキンパス圧延を行った。亜鉛めっきの目付け量は、両面とも、片面当たり４５ｇ／ｍ2とした。

引張試験は、１．２ｍｍ厚の板から圧延方向に直角方向及び平行にＪＩＳ５号試験片を採取し、引張特性を評価した。得られた伸びの値から、圧延方向に平行な方向に引張り試験を行った場合の伸び（Ｌ-Ｅｌ）と、垂直な方向に引張り試験を行った場合の伸び（Ｃ-Ｅｌ）の差（ΔＥｌ）を算出した。
各５本 引張試験を行ない各値の平均値を求め、その平均値から引っ張り強度（ＴＳ）を算出した。なお、材質の異方性が大きい鋼板に関しては、伸びの値がばらつく傾向にあった。
成形性は、任意の位置、方向で４０×１００ｍｍに切断した鋼板を、１２０度に折り曲げ（曲げ半径Ｒ＝３ｍｍ）加工した後、曲げ加工部の凸側表面を、２００μｍ×２００μｍの領域について走査型電子顕微鏡で互いに異なる場所で１０箇所観察し、該１０箇所の内、何箇所で割れが観察されたか数えた上で、下記の基準で評価した。「○」、「□」および「△」を実施例とし、「×」を比較例とした。
○：割れ０箇所（合格）
□：割れ１〜２箇所あり（合格）
△：割れ３〜５箇所あり（合格）
×：割れ６箇所〜１０箇所（不合格）

本発明によれば、成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板が提供される。該亜鉛めっき鋼板は、その製造も比較的容易で安定的に実施できる。このため、特に、近年の軽量化を目指す自動車用の鋼板として、本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は最適に使用可能であり、産業上の価値は極めて大きい。

Claims (4)

1. 質量％で、
   Ｃ：０．１０％以上、０．４％以下、
   Ｓｉ：０．０１％以上、０．５％以下、
   Ｍｎ：１．０％以上、３．０％以下、
   Ｏ：０．００６％以下、
   Ｐ：０．０４％以下、
   Ｓ：０．０１％以下、
   Ａｌ：０．１以上、３．０％以下、
   Ｎ：０．０１％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼板であって、
   さらに、当該鋼板の組織が体積分率でベイナイトとマルテンサイトの合計を４０％以上とし、残留オーステナイトを８％以上６０％以下含有し、且つフェライトを４０％未満含有し、残部不可避的組織より成る鋼板の表面に溶融亜鉛めっきが施された溶融亜鉛めっき鋼板であり、
   該溶融亜鉛めっき鋼板が、前記溶融亜鉛めっき層と下地鋼板との界面に、ＦｅおよびＡｌおよびＺｎおよび不可避的不純物からなる金属間化合物の層を有し、金属間化合物の層の平均厚みが０．１μｍ以上２μｍ以下で、且つ、その金属間化合物の結晶粒径が０．０１μｍ以上１μｍ以下であり、且つ、
   前記溶融亜鉛めっき層を除去した後の下地鋼板表面の算術平均粗さＲａが０．１μｍ以上、２．０μｍ以下、且つ、粗さ曲線における輪郭曲線要素の平均長さＲＳｍが５μｍ以上、３００μｍ以下であることを特徴とする高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
2. さらに、鋼中に質量％で、
   Ｃｒ：０．０５％以上、１．０％以下、
   Ｎｉ：０．０５％以上、１．０％以下、
   Ｃｕ：０．０５％以上、１．０％以下、
   Ｎｂ：０．００５％以上、０．３％以下、
   Ｔｉ：０．００５％以上、０．３％以下、
   Ｖ：０．００５％以上、０．５％以下、
   Ｂ：０．０００１％以上、０．０１％以下、
   Ｃａ：０．０００５％以上、０．０４％以下、
   Ｍｇ：０．０００５％以上、０．０４％以下、
   Ｌａ：０．０００５％以上、０．０４％以下、
   Ｃｅ：０．０００５％以上、０．０４％以下、
   Ｙ：０．０００５％以上、０．０４％以下、
   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に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
3. 質量％で、
   Ｃ：０．１０％以上、０．４％以下、
   Ｓｉ：０．０１％以上、０．５％以下、
   Ｍｎ：１．０％以上、３．０％以下、
   Ｏ：０．００６％以下、
   Ｐ：０．０４％以下、
   Ｓ：０．０１％以下、
   Ａｌ：０．１以上、３．０％以下、
   Ｎ：０．０１％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼材を１１００〜１３００℃に加熱し、仕上げ圧延温度がＡｒ３温度以上で熱間圧延処理を施し；
   前記熱間圧延後の鋼板を、巻き取り温度７００℃以下で巻き取り、冷間圧延し；
   前記冷間圧延後の鋼板を、最高加熱温度７５０℃〜９００℃で焼鈍し；
   前記焼鈍後の鋼板を、５００〜７５０℃の範囲における冷却速度が３〜２００℃／秒でめっき浴浸漬温度まで冷却し、その後３５０〜５００℃で１０〜１０００秒で保持し；
   めっき浴浸漬する際の鋼板温度が、溶融亜鉛めっき浴温度より４０℃低い温度から、溶融亜鉛めっき浴温度より５０℃高い温度までの温度範囲で、前記鋼板を、水素分圧ＰＨ_２、水蒸気分圧Ｐ_Ｈ２Ｏの比の対数ｌｏｇ（Ｐ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２）の値が−５以上−２以下、窒素含有量が９５質量％以上の窒素雰囲気中で、Ａｌ濃度Ｗ_Ａｌ、Ｆｅ濃度Ｗ_Ｆｅが質量％で下記関係式（１）、（２）を満足する溶融亜鉛めっき浴中に浸漬処理し、
   ０．０１≦Ｗ_Ｆｅ≦０．０５・・・（１）
   ０．０７≦（Ｗ_Ａｌ−Ｗ_Ｆｅ）≦０．３０・・・（２）
   前記冷間圧延時の最終スタンドのロール表面において、その算術平均粗さＲａが０．１μｍ以上、８．０μｍ以下、且つ、粗さ曲線における輪郭曲線要素の平均長さＲＳｍが５μｍ以上、１２００μｍ以下であ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。
   ここに、Ａｒ３＝９０１−３２５×Ｃ＋３３×Ｓｉ−９２×（Ｍｎ＋Ｎｉ／２＋Ｃｒ／２＋Ｃｕ／２＋Ｍｏ／２）であり、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｍｏは、それぞれの成分の含有量（質量％）を示し、含有していない場合は０とする。
4. 前記冷間圧延時の最終スタンドの１つ前段のロール表面において、その算術平均粗さＲａが０．１μｍ以上、８．０μｍ以下、且つ、粗さ曲線における輪郭曲線要素の平均長さＲＳｍが５μｍ以上、１２００μｍ以下である請求項３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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