JPH0413816A - 高成形性を有する溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 産業上の利用分野 この発明は、高い成形性を有する。溶融亜鉛めっき鋼板
の製造方法に関する。

従来の技術 近年、めっき鋼板、例えば合金化処理溶融亜鉛めっき鋼
板は、耐食性、塗装性が良好であるところから、自動車
向、家電向、建材向の材料として急激に需要が増大しつ
つある。特に自動車同材料においては、耐食性、塗装性
と共に、複雑な形状にプレス加工できるような優れた成
形加工性や、外装材においてはストレッチャーストレイ
ンが発生しないよう降伏点伸び（以下「ＹＰＥ」という
）がなく、非時効性であることが要求される。

優れた成形加工性を持つためには、一般に全延び（以下
「Ｅｌ」という）、ｎ値、ランクフォード値（以下「ｒ
値］という）が高いことが必要であるが、その他に加工
し易いという点からいえば降伏点（以下［ＹＰ、Ｊ　と
いう）が低く、引張り強度（以下ｒＴｓＪ　という）も
ある程度は低いことが必要である。

上記のとおり自動車同材料は、用途に応じて種々の特性
が要求され、そのような特性を満たすべく、新規技術が
数多く提案されているが、その中にＴｉ添加またはＮｂ
添加あるいはＴｉとＮｂの複合添加を行う方法が知られ
ている。

これらのＴｉ添加またはＮｂ添加あるいはＴｉとＮｂを
複合添加する方法は、いずれも炭・窒化物形成元素とし
てＴｉまたはＮｂを添加することにより、Ｅｌやｒ値を
低下させる鋼中の固溶ＣＮ、Ｓを析出物として固定する
作用を利用したものである。ＴｉやＮｂを窒化物、硫化
物、炭化物を形成するよりも過剰に添加すると、鋼中の
固溶Ｃ，Ｎ、Ｓなどがほとんど存在しなくなる。このた
め、変形を阻害する要因が減少し、深絞り性が非常に増
大する。また、鋼板は固溶Ｃ，Ｎを含まなくなるため、
同時に非時効性となり、ＹＰＥの発生がなくなり、スト
レッチャーストレインが生じないといった利点を有する
。

したがって連続焼鈍用の深絞り用鋼板の素材は、はとん
どこの種類のものに変りつつあり、ＴｉとＮｂの添加量
については、特公昭６１−３２３７５号公報、特開昭５
９−７４２３１号公報あるいは特開昭６２−１１２７２
９号公報など、数多くの提案が行なわれている。

発明が解決しようとする課題 前記Ｔｉ添加鋼板は、過剰のＴｉを添加しなければなら
ないので、連続鋳造において溶鋼注入中にノズルの閉塞
や溶損が発生し易い。また、非金属介在物であるＴｉ０
ｚが生成し、大きな表面疵を発生することがあるなど、
製造上の問題がある。

また、Ｎｂ添加鋼板は、Ｎｂ添加により再結晶温度が上
昇するため、良好な特性を得るには連続焼鈍時に高温焼
鈍が必要となる。しかし、あまり高温で焼鈍すると析出
しなＮｂＣが溶解して固溶Ｃが生じ、ＹＰＥが発生して
時効性となる可能性がでてくるという問題がある。

ＴｉとＮｂの複合添加鋼板は、これらの両者の短所を減
じると共に、長所を生かそうとして考えられた鋼板であ
る。しかし前記のとおり最良の添加範囲について数多く
の研究がなされているにも係わらず、いまだに各種の説
があり、最良の添加範囲が見い出されていない状況であ
る。

一方、自動車業界においては、製造工程の簡素化、部品
数の低減のために、一体化成型の可能性について模索を
開始しており、鋼板メーカーに対する品質要求は、一部
の用途についてはますます厳しくなってきている。この
ため、現状の深絞り用鋼板では対応しきれないケースが
増加しつつあり、さらに成形加工性に優れた鋼板の開発
が強く望まれている。

この発明の目的は、前記めっき鋼板に要求される諸性質
を考慮し、今までの深絞り用鋼板では対処できなかった
ような用途に対応できる高い成形加工性を有するメツキ
鋼板の製造方法を提供するものである。

課題を解決するための手段 本発明者らは、上記目的を達成すべく、多くの研究や試
作を行った。その結果、高い成形加工性を得ると共に、
製造上の問題を極力押え、操業条件が多少変動しても、
ある程度の特性を有するめっき鋼板を安定して得るには
、極低炭素鋼に少量のＴｉとＮｂを複合添加し、かつ熱
間圧延後に、６５０〜９００℃で一次焼鈍を行い、鋼板
中のＴｉ１Ｎｂによる窒化物、炭化物、硫化物などの析
出状態や結晶粒およびその集合組織を調整し、冷間圧延
後の焼鈍時の結晶粒成長性の向上などにより、焼鈍後の
組織を成形性に好ましい組織とする。また、Ｓｉ、Ｍｎ
の添加量を所定値に抑制し、めっき時のぬれ性を良好に
することによって、目的とする成形特性を有するめっき
鋼板が得られることを究明し、この発明を完成した。

すなわちこの発明は、重量％で、 Ｃ：　　０．００３０％以下、　Ｓｉ：０．０４％以下
、Ｍｎ　：　　０．２０％以下、　　　Ｐ　：　　０．
０３０％以下、Ｓ　：　　０．００８％以下、 Ａｌ：０．０２〜０．１０％、 Ｎ　：　　０．００３０％以下、　Ｔ　ｉ　：　　０．
０６０％以下、Ｎｂ　：　　０．００５〜０．０３０％
、かつ、ＴｉとＮｂの添加量が、 Ｔｉ／４８　＋Ｎｂ／９３≧Ｃ／１２＋Ｎ／１４＋Ｓ／
３２を満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物 からなる鋼片を、熱間圧延したのち６５０〜９００℃で
一次焼鈍を行い、ついで圧下率５０％以上で冷間圧延し
たのち、再結晶温度〜９００℃以下で連続焼鈍を行い、
冷却過程で溶融亜鉛めっきを施すのである。

また、重量％で、 Ｃ：　　０．００２０％以下、　Ｓｉ：０．０２％以下
、Ｍｎ　：　　０．１５％以下、　　　Ｐ　：　　０．
０１０％以下、Ｓ　：　　０．００５％以下、 Ａ１：０．０２〜０．０８％、 Ｎ：　　０．００２０％以下、　Ｔ　ｉ　：　　０．０
４０％以下、Ｎｂ　：　　０．００５〜０．０３０％、
かつ、ＴｉとＮｂの添加量が、 Ｔｉ／４８　＋Ｎｂ／９３≧Ｃ／１２＋　Ｎ／１４＋　
Ｓ／３２を満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物 からなる鋼片を、熱間圧延したのち　６５０〜９００℃
で一次焼鈍を行い、ついで圧下率５０％以上で冷間圧延
したのち、再結晶温度〜９００℃で連続焼鈍を行い、冷
却過程で溶融亜鉛めっきを施すのである。

作　　　　用 つぎにこの発明において鋼の成分組成および製造工程を
限定した理由を詳述する。なお、以降の鋼の成分組成の
％は、特に断わりのないかぎり重量％を示す。

（１）鋼の成分組成範囲 Ｃは、通常鋼中に固溶Ｃあるいはセメンタイトとして存
在し、ＴｉやＮｂを添加している場合、には、ＴｉＣ，
ＮｂＣなどの析出物としても存在する。これらは成形性
や深絞り性に対しては有害であり、少ないほど素材とし
ては有利である。さらに固溶Ｃが残存すると時効劣化を
起こすので、固溶Ｃが残らないようにＴｉ、Ｎｂを添加
する必要がある。

このため、Ｃが多いと必要となるＴｉ、Ｎｂの添加量が
増加し、合金コストが上昇する。また、Ｔｉ添加量が多
い場合は連続鋳造においてノズルの閉塞や溶損が発生し
易くなる。

このような理由により、Ｃの含有量を　０．００３０％
以下、好ましくは０．００２０％以下とする。

Ｓｉは、一般には強度を高めるために添加する元素であ
るが、溶融亜鉛めっき鋼板製造の場合には、連続焼鈍中
にＳｉが鋼板の表面に濃化し、溶融亜鉛との付着張力を
著しく低下させ、めっき付着性が悪化して不めっきを起
こしやすくなる（ある研究によるとＳｉが０．１０％で
亜鉛との付着張力が零となり、０．１０％を超えると付
着張力が負となって、亜鉛をはじくようになるという報
告がある）。

特に材料特性に対しては、連続焼鈍ラインに均熱帯を有
し、ある程度の均熱時間がある方が特性の安定性の上で
も有利である。しかし、均熱時間を長くするほどＳｉの
表面濃化が促進されるので、良好な溶融めっき鋼板を製
造するには、Ｓｉが０．０４％以下であることが必要で
、好ましくは０．０２％以。

下である。

Ｍｎは、基本的には鋼中に不可避的不純物として含まれ
るＳを固定し１．Ｓによる脆化を防止すると共に、Ｓｉ
と同様に鋼板の強度を高めるために有効な元素である。

しかし極低Ｃ−Ｔｉ添加鋼の場合は、かなりのＳがＴｉ
と結合すると考えてよいので、それほど多くは必要ない
。むしろ、Ｍｎの添加量が増大すると、強度の上昇と共
に伸びが低下し、特にｒ値が低下する傾向が大きい。さ
らにＭｎは、Ｓｉと同様、表面濃化によるめっき性１〇
− ヘの悪影響があるので、Ｍｎは０．２０％以下、好まし
くは０．１５％以下とする。

Ｐは、Ｓｉ、Ｍｎと同様に鋼板の強度を高める作用の大
きな元素である。しかしＰは、伸びやｒ値に対してＭｎ
と比較してその影響が少ないが、やはり悪化させる作用
がある。特に０．１０％以上のＰは、鋼板の伸びのを著
しく劣化させるばかりでなく、粒界に偏析することで粒
界劣化を引起こし、耐二次加工脆性が悪化する。しかし
ながら、高い成形性を有する鋼板を製造するには、Ｐの
添加量を０．１０％未満とするだけでは不十分で、０．
０３０％以下にする必要がある。このため、Ｐは０．０
３０％以下、好ましくは０．０２０％以下とする。

Ｓは、鋼中に不可避的不純物として含有され、鋼板の延
性やｒ値を低下させる。また、極低Ｃ−Ｔｉ鋼の場合は
、熱間圧延前、例えばスラブとして加熱中にＴｉと結合
するので、その分子ｉ添加量を増加させる必要があり、
合金コストが上昇する。しかも、析出したＴｉＳが微細
の場合は、延性に対する悪影響があり、逆に粗大の場合
は、へゲ欠陥の原因となる。このためこの発明ではＭ　
ｎ　。

Ｔｉ添加量とのバランスも考慮し、Ｓは０．００８％以
下、好ましくは０．００５％以下とする。

ＡＩは、鋼の脱酸のために添加され、Ｔｉが酸化して失
われ添加歩留りが低下したり、延性を悪化させる鋼中非
金属介在物（酸化物）の生成を抑制する働きをする。ま
た、常温時効の原因となり、延性にも悪影響をおよぼす
ＮをＡＩＮとして固定する作用を有する。しかしこの発
明においては、Ｎ含有量を低くしているし、Ｔｉを添加
してＮを固定しているので、多く添加する必要がない。

また、ＡＩ添加量を多くすると合金コストが上昇し、Ａ
Ｉ＝Ｏａなどの介在物が増加して延性が劣化する。

このため、Ａｌは０．０２０〜ｏ、　ｉｏｏ％、好まし
くは０、０２０〜０．０８０％とする。

Ｎは、Ｓと同様に鋼中に不可避的不純物として含有され
、固溶Ｎは鋼板の延性やｒ値を低下させる。また、常温
時効を起こしてストレッチャーストレインの原因となる
。極低Ｃ−Ｔｉ鋼の場合は、ＮはＳと同様に熱間圧延前
に大部分がＴｉＮとして固定されるので、Ｎ含有量が多
くなると必要なＴｉ量が増加して合金コストの上昇を招
く。また、析出しなＴｉＮがＥｌやｒ値に悪影響を与え
、析出物が粗大の場合にはヘゲ欠陥の原因となることも
ある。

このため、Ｎは０．００３０％以下、好ましくは０、０
０２０％以下である。

Ｔｉは、延性やｒ値に悪影響を及ぼす鋼中のＮ。

ＳＳＣを析出物として固定することによって除去し、成
形性を向上させるために添加する。ＴｉはＡ１、Ｎｂ、
Ｍｎなどに先立って熱間圧延前にＮやＳを固定し、しか
るのちＣを固定する。このため、Ｔｉが添加されていな
いと、Ｎが微細なＡＩＮに、またＳは微細なＭｎＳとな
り、いずれも延性に悪影響を与える。

したがってＴｉの添加量は、固定するＮＳＳ。

Ｃの含有量およびＮｂ添加量を考慮しなければならず、
最低添加量はＮ、Ｓ、ＣおよびＮｂ量によって変動する
。

一方、Ｔｉの添加量は、Ｎ、Ｓ、Ｃを固定するよりも若
干多めであれば問題ない。しかし著しく過剰になると、
その効果が頭打ちとなり、合金コストの上昇を招くばか
りでなく、連続鋳造時の溶鋼注入中にノズル閉塞や溶損
を起こし易くなる。

また、非金属介在物であるＴｉｅｓが生成して大きな表
面疵（ノロ噛み）が発生し易くなる。そのため、Ｔｉ添
加量は、０．０６０％以下とする。

Ｎｂは、どちらかといえばＴｉよりも優先的にＣを固定
してＮｂＣとして析出し、あるいは鋼中に固溶Ｎｂとし
て存在することによって、熱間圧延後の一次焼鈍時や冷
間圧延後の二次焼鈍時、結晶粒が異常成長するのを防止
して結晶粒を整粒化し、延性を向上させるために添加す
る。Ｎｂを添加することによって高成形性が確保できる
と共に、鋼板加工時の肌荒れを防止することができる。

しかしながら、Ｎｂ含有量が０．００５％未満の場合は
、所望の効果が得られない。逆に０．０３０％を超えて
含有させても、その効果は頭打ちとなり、合金コストの
上昇を招くばかりでなく、ＮｂＣ量が増加して再結晶温
度が上昇し、鋼が硬化して反＝１４− 対に成形性の劣化が起こり易くなる。

このため、Ｎｂ含有量は、０．００５〜０．０３０％と
する。

ＴｉとＮｂの各添加量については、前記したとおりであ
るが、ＴｉおよびＮｂは、鋼中のＮ、Ｓ。

Ｃを析出物として固定するために添加するのであるから
、Ｎ、ＳＳＣの含有量をまったく無視することはできな
い。このため、所定の添加量範囲で、しかも、次の式を
満足させる必要がある。

Ｔｉ／４８　＋Ｎｂ／９３≧Ｃ／１２＋Ｎ／１４＋Ｓ／
３２・・（１）また、ＴｉとＮｂの添加量は、上記（１
）式を満足させる範囲内で、できるだけ少ない方が望ま
しν）。

前記元素の他に０．Ｃｒ、Ｃｕなども不可避的に鋼中に
含まれる元素である。この発明におし１ては、これらの
元素の含有量もできるだけ少なり１方が好ましい。でき
ればＯ：　０．００５％未満、Ｃｒ：０．１％未満、Ｃ
ｕ：０．１％未満を目安として規制するのが望ましい。

また、二次加工脆性が特に重要な場合には、少量のＢな
どを添加することができる。

（２）熱間圧延後の一次焼鈍条件 通常の冷延鋼板製造プロセスは、熱間圧延で得た熱延鋼
板を酸洗などにより脱スケールしたのち、そのまま冷間
圧延するのが普通である。

しかるにこの発明においては、熱間圧延後の熱延鋼板を
冷間圧延前に高温で焼鈍（以下「−次焼鈍」という）す
ることを特徴としている。

この−次焼鈍は、コイルのままのバッチ焼鈍あるいはオ
ーブンコイルの連続焼鈍のいずれでもよい。また、この
−次焼鈍は、脱スケール前の熱延鋼板、あるいは脱スケ
ール後の熱延鋼板のいずれかで実施すればよい。

なお、この発明においては、鋼板のＣ含有量が３０ｐｐ
ｍ以下と低く、また、Ｔｉ、Ｎｂなどにより固定されて
いるので、スケールによる脱炭は考慮する必要はない。

上記−次焼鈍は、冷間圧延前の鋼板中のＴｉＮ、Ｔｉ５
ＳＴｉＣ，ＮｂＣ等の析出状態や結晶粒およびその集合
組織を調整する。また、冷間圧延したのちの焼鈍（以下
「二次焼鈍」という）後の組織を高成形性を得るのに好
ましい組織とするための準備工程として重要である。

すなわち、熱延鋼板は、−次焼鈍することによってＴｉ
などにより固定されていなかった固溶Ｎ１Ｓ、ＣがＴｉ
Ｎ、ＴｉＳ、ＴｉＣとしてほとんど析出し、これと同時
に、粗大化までいかない程度で凝集する。また、Ｎｂは
、Ｔｉと同様ＮｂＣとしてＣの析出を十分ならしめ、引
続き行なわれる冷間圧延−二次焼鈍後の細粒化や高ｒ値
化を確実なものとする。

つまりＴｉＮ、Ｔｉ５１ＴｉＣＳＮｂＣの析出が不十分
な場合は、鋼中に固溶Ｃ，Ｎ、Ｓが残留して延性を低下
させる。このほか、冷間圧延−二次焼鈍後の鋼板の結晶
組織や集合組織が高成形性に適したものに、十分生成、
成長が行なわれず、高ｒ値、高Ｅｌが得られない。

このため、−次焼鈍の温度および時間は、鋼の成分およ
び要求される製品の成形性の程度により調整される。し
かし、−次焼鈍の温度が６５０℃未満では、前記した効
果が十分得られない。また、９００℃を超えると著しい
結晶粒粗大化が発生し、それを原因とする製品の肌荒れ
を生じる。したがって、−次焼鈍温度は、６５０〜９０
０℃、好ましくは７００〜８００℃である。

一次焼鈍をバッチ焼鈍で行う場合は、８００℃以上の高
温であれば均熱時間が短くてすむが、焼付きや局部的ダ
レイングロースを起こす恐れが大きくなる。このため、
好ましくは８００℃未満で、最低２時間以上、より好ま
しくは５時間以上の長時間焼鈍を行うのが望ましい。確
実かつ安定して要求される成形性を得るには、１０時間
以上焼鈍することが望ましい。

一次焼鈍を連続焼鈍で行う場合は、８００℃以上の高温
が必要で、かつ均熱時間は最低１分以上、好ましくは２
分以上焼鈍することが望ましい。

なお、−次焼鈍を行った鋼板は、−次焼鈍を行なわなか
った鋼板に比較し、二次焼鈍の条件を同一にすると、当
然特性が優れている。このことは二次焼鈍条件が悪くて
も、同様の特性レベルを得ることができるということで
、二次焼鈍条件が多少変動しても、安定した特性レベル
の鋼板を製造できるという利点となる。

（３）その後の製造条件 一次焼鈍された鋼板は、引続き冷間圧延−二次焼鈍され
る。この冷間圧延−二次焼鈍の方法は、従来から実施さ
れている超深絞り用鋼板の製造条件、例えば圧下率５０
％以上での冷間圧延、再結晶温度以上での二次焼鈍でよ
い。また、その後の溶融亜鉛めっき処理は、一般に実施
されている方法で行なえばよい。

ただし、二次焼鈍温度は、高すぎると結晶粒の著しい粗
大化が起こるので、上限を９００℃とする。

しかし７５０〜８８０℃が望ましい。

溶融亜鉛めっきされた鋼板は、その後、必要に応じて５
００〜６００℃で１０秒程度の合金化処理、あるいは調
質圧延（スキンパス）を実施することもできる。

なお、合金化処理溶融亜鉛めっき鋼板は、合金化処理さ
れためっき皮膜が硬質であるためその影響を受け、同強
度レベルの冷延鋼板に比較し、Ｅｌやｒ値が低くなる傾
向がある。その低下の程度は、合金化処理条件あるいは
亜鉛めっき付着量によって異なるが、Ｅｌで２〜３％、
ｒ値で０．２〜０．３である。

実　　施　　例 実施例１ 第１表に示す成分以外は、Ｆｅと不可避的不純物からな
る鋼を転炉で溶製し、真空脱ガス処理したのち、常法に
したがい連続鋳造してスラブとした。このスラブを仕上
げ温度１２００℃、巻取り温度約６９０℃、板厚４．０
ｍｍの条件で熱間圧延を行った。

次いで熱延鋼板は、酸洗処理したのち、第１表に示すと
おり種々の温度でバッチ焼鈍（−次焼鈍）して徐々に冷
却した。

一次焼鈍したこれらの熱延鋼板は、ついで圧下率８０％
、板厚０．８ｍｍの条件で冷間圧延を行い、冷延鋼板を
製造した。得られた冷延鋼板は、加熱温度７５０〜８５
０℃で６０秒前後連続焼鈍（二次焼鈍）し、約４６０℃
まで冷却して連続溶融亜鉛めっきラインで、約４６０℃
の亜鉛めっき浴中に浸漬して溶融亜鉛めっきを施した。

次いで合金化炉で５００〜６００℃に１０秒間保持して
合金化処理し、さらに伸び率０．４〜０．８％の調質圧
延を実施し、合金化処理溶融亜鉛めっき鋼板を製造した
。

得られた合金化処理溶融亜鉛めっき鋼板のそれぞれから
し方向にＪＩＳ　Ｓ号試験片を切出し、機械的特性を測
定した。その結果を第１表に示す。

以下余白 なお、成分組成あるいは製造条件がこの発明の範囲外の
鋼板および他種鋼板を比較例として示す。

第１表に示すとおり、この発明の合金化処理溶融亜鉛め
っき鋼板は、比較例の合金化処理溶融亜鉛めっき鋼板に
比較し、ＹＰが低く、Ｅｌ、ｒ値が高く、高成形性を有
しており、自動車用材料、特に難成形で著しい成形性を
要求されるような部品の材料として、非常に適している
。

実施例２ 第２表に示す成分組成の異なるＡ、Ｂ２種類の。

鋼を転炉で溶製し、真空脱ガス処理したのち、常法にし
たがい連続鋳造してスラブとした。このスラブを仕上げ
温度１２００℃、巻取り温度約６９０℃、板厚４．０ｍ
ｍの条件で熱間圧延を行った。次いで熱延鋼板は、酸洗
処理したのち２分割し、鋼Ａの一方は７３０℃で１０時
間、鋼Ｂの一方は７８０℃で１０時間バッチ焼鈍（−次
焼鈍）して徐々に冷却した。鋼Ａ、Ｂの他方は一次焼鈍
しなかった。そしてこれらの熱延鋼板は、ついで圧下率
８０％、板厚０．８ｍｍの条件で冷間圧延を行い、冷延
鋼板を製造した。

得られた冷延鋼板は、第２表に示すとおり種々の温度で
約６０秒のラボ焼鈍（二次焼鈍）を施した。

得られた冷延鋼板のそれぞれからＬ方向にＪＩＳＳ号試
験片を切出し、機械的特性を測定した。その結果を第２
表に示す。

なお、試験では、できるだけ特性に誤差の入る要因を少
なくするため、亜鉛めっきはせず、調質圧延も施さずに
実施した。

以下余白 第２表に示すとおり、この発明の特徴である熱間圧延後
に一次焼鈍を実施した鋼板は、−次焼鈍を実施しなかっ
た鋼板に比較し、同様の二次焼鈍条件では、良好な機械
的特性を得ることができる。

また、−次焼鈍を実施した鋼板は、同レベルの特性を二
次焼鈍温度が低くても得ることができる。

このことは、二次焼鈍条件が変動しても、安定して良好
な特性を得ることができることを示すものである。

なお、二次焼鈍条件が９１０℃×６０秒の場合は、はと
んどが異常粒成長肌荒れが発生し、Ｅｌとｒ値が焼鈍温
度が高いにもかかわらず逆に低下している。

発明の効果 この発明方法によれば、自動車用材料、特に難成形で著
しく高い成形性を要求されるような部品の材料として、
非常に適している合金化処理溶融亜鉛めっき鋼板を安定
して製造することができる。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １　重量％で、 Ｃ：０．００３０％以下、Ｓｉ：０．０４％以下、Ｍｎ
   ：０．２０％以下、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０
   ０８％以下、 Ａｌ：０．０２〜０．１０％、 Ｎ：０．００３０％以下、Ｔｉ：０．０６０％以下、Ｎ
   ｂ：０．００５〜０．０３０％、 かつ、ＴｉとＮｂの添加量が、 Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３≧Ｃ／１２＋Ｎ／１４＋Ｓ／３
   ２を満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物 からなる鋼片を、熱間圧延したのち６５０〜９００℃で
   一次焼鈍を行い、ついで圧下率５０％以上で冷間圧延し
   たのち、再結晶温度〜９００℃以下で連続焼鈍を行い、
   冷却過程で溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする高成
   形性を有する溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 ２　重量％で、 Ｃ：０．００２０％以下、Ｓｉ：０．０２％以下、Ｍｎ
   ：０．１５％以下、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．０
   ０５％以下、 Ａｌ：０．０２〜０．０８％、 Ｎ：０．００２０％以下、Ｔｉ：０．０４０％以下、Ｎ
   ｂ：０．００５〜０．０３０％、 かつ、ＴｉとＮｂの添加量が、 Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３≧Ｃ／１２＋Ｎ／１４＋Ｓ／３
   ２を満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物 からなる鋼片を、熱間圧延したのち６５０〜９００℃で
   一次焼鈍を行い、ついで圧下率５０％以上で冷間圧延し
   たのち、再結晶温度〜９００℃で連続焼鈍を行い、冷却
   過程で溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする高成形性
   を有する溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。