JP4959161B2 - 耐食性と伸びと穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板 - Google Patents

Description

本発明は、主としてプレス加工されて使用される自動車等の足回り部品や構造材料に好適な耐食性と伸びと穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板に関するものである。

自動車の高級化の傾向を反映して、自動車用部材の耐食性および外観を向上させるために、多くの部材に溶融亜鉛めっき鋼板が使用されている。このような自動車の部材に使用される鋼板には高いプレス加工性と強度が要求される。プレス加工性と高強度とを兼備した溶融亜鉛めっき鋼板として、フェライト・マルテンサイト組織、フェライト・ベイナイト組織からなるもの、あるいは組織中に残留オーステナイトを含有するものなどが知られている。なかでもフェライト地にマルテンサイトを分散させた複合組織鋼板は、低降伏比で引張強度が高く、しかも伸び特性に優れていることから、自動車ホイール等への適用が進められてきた。例えば特許文献１〜３には複合組織鋼板が、特許文献４には複合組織を有する溶融亜鉛めっき鋼板が開示されている。

しかしながら、従来の複合組織型の溶融亜鉛めっき鋼板は、厚み２００ｍｍ程度のスラブから製造するのが普通であって、スラブの中間部（厚みｔのスラブの1/4t位置）における平均冷却速度は、０．1℃/sec程度の小さいものであったので、デンドライトの成長が大きくこのためＭｎのミクロ偏析が大きいものであった。このミクロ偏析部は圧延に際して伸長されてＭｎバンドを形成し、この部分は焼き入れ性が高いので、熱間圧延後の冷却においてマルテンサイトがバンド状に生成されてしまう。その結果フェライトとバンド状マルテンサイトの界面に応力が集中して破壊が発生しやすい。このように、従来の複合組織型の溶融亜鉛めっき鋼板においては組織が不均一であるために、特に穴拡げ性が劣るという欠点があった。
特開平６−１２８６８８号公報 特開２０００−３１９７５６号公報 特開２００５−１２０４３６号公報 特開平９−３１６５９２号公報

本発明は、組織が均一微細であって、耐食性と伸びと穴拡げ性に優れた複合組織型の溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供することを課題とする。

上記の課題を解決するためになされた本発明の耐食性と伸びと穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板は、
質量％にて、
Ｃ：０．０１％以上、０．２０％以下、Ｓｉ：２．０％以下、Ａｌ：０．０１０％以上、２．０％以下、Ｍｎ：０．５％以上、３．０％以下、Ｐ：０．０８％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎ：０．０１０％以下、を含有し、残部鉄及び不可避的不純物からなる鋼組成を有する溶融亜鉛めっき鋼板であって、
組織が、相分率が５０％以上のフェライトと、残部を占めるマルテンサイトとからなるフェライト・マルテンサイト組織であり、
板厚ｔの1/8t〜3/8ｔの範囲でのＭｎミクロ偏析が、式（１）を満たす範囲にある鋼板に、溶融亜鉛めっきが施されたことを特徴とするものである。
０．１０≧σ/Ｍｎ ・・・（１）
ここでＭｎは添加量、σはＭｎミクロ偏析測定における標準偏差である。

上記した発明において鋼組成中にさらに、
Ｎｂ：０．００５％以上、０．１０％以下、Ｔｉ：０．０３％以上、０．２０％以下、Ｖ：０．００５％以上、０．１０％以下、Ｍｏ：０．０２％以上、０．５％以下、Ｃｒ：０．１％以上、５．０％以下、Ｃｏ：０．０１％以上、５．０％以下、Ｗ：０．０１％以上、５．０％以下の１種または２種以上を含有することができ、
鋼組成中にさらに、
Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭの１種または２種以上を０．０００５％以上、０．０８％以下含有することができ、
鋼組成中にさらに、
Ｃｕ：０．０４％以上、２．０％以下、Ｎi：０．０２％以上、１．０％以下、Ｂ：０．０００３％以上、０．００７％以下の１種または２種以上を含有することができる。

また、本発明の耐食性と伸びと穴拡げ性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、請求項１〜４の何れかに記載の溶融亜鉛めっき鋼板に合金化処理を施こして、鋼板表面に合金化溶融亜鉛めっき層を形成したことを特徴とするものである。

本発明の溶融亜鉛めっき鋼板は、Ｍｎのミクロ偏析が小さいので、Ｍｎバンドが小さい。従って、Ｍｎバンド部分に発生するマルテンサイトを微細にして鋼組織を均一なものとすることができる。よって、マルテンサイトとフェライトの界面に局部的応力が集中しないので、従来の溶融亜鉛めっき鋼板よりも伸びと穴拡げ性に優れる。また、鋼板表面に溶融亜鉛めっきが施されているので耐食性にも優れる。
また、本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、上記した溶融亜鉛めっき鋼板に合金化処理を施したものであるので、Ｍｎバンドが小さく穴拡げ性に優れ、且つ耐食性に優れる。

本発明の溶融亜鉛めっき鋼板は、板厚ｔの1/8t〜3/8tの範囲におけるＭｎのミクロ偏析が、式(１)を満たすことを特徴とするものである。
０．１０≧σ/Ｍｎ ・・・（１）
ここで、Ｍｎは添加量、σはＭｎミクロ偏析測定における標準偏差である。標準偏差σは、ＥＰＭＡ（Ｘ線マイクロアナライザー）を用いて、板厚断面を研磨した試料を板厚方向に線分析することにより得られたＭｎ濃度分布データから求めた。

σが、０．１０＜σ/Ｍｎの場合には、Ｍｎ濃度のばらつきが大きく、Ｍｎのミクロ偏析が十分小さくない。このためＭｎのミクロ偏析が圧延方向に伸ばされて比較的大きなＭｎバンドを形成するので、組織を均一微細なフェライト・マルテンサイトを有するものとすることができない。また、板厚方向に強度が大きくばらつくことになって、穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができない。したがって、Ｍｎのミクロ偏析は、０．１０≧σ/Ｍｎ、の関係を満たさねばならない。成形性の要求が高い場合には、ミクロ偏析は、(２)式を満たすものとするのが望ましい。これによって、組織をさらに均一化して穴拡げ性を高めることができるからである。
０．０５≧σ/Ｍｎ ・・・（２）
この条件は冷却の遅い板厚ｔの1/8t〜3/8tの範囲において満たされる必要がある。

以下に本発明における化学成分の限定理由を説明する。
Ｃは、マルテンサイト相を強化して鋼の強度を高めるのに重要な元素である。Ｃの含有量が０．０１％未満では強度を十分高めることができない。一方、０．２０％を超えると延性の低下が大きくなるので、Ｃの範囲は、０．０１％以上、０．２０％以下とする。なお、穴拡げ性の要求が高い場合にはＣの上限は、０．０５％とするのが望ましい。

Ｓｉは有害な炭化物の生成を押さえフェライト組織主体で残部マルテンサイトの複合組織を得るのに重要な元素である。しかし、２．０％を超える添加により延性が低下するほか化成処理性も低下するので、Ｓｉの添加量は２．０％以下とする。なお、化成処理性の要求が高い場合には、Ｓｉは１．３％以下とするのが望ましい。また、Ｓｉは脱酸のために添加されるが、０．０１ ％未満では脱酸効果が十分でないので、Ｓｉの下限は、０．０１％とするのが望ましい。

Ａｌは、脱酸剤として添加される。この目的のためにはＡｌは０．０１０％以上添加する必要がある。一方、Ａｌを過度に添加しても上記効果は飽和するのみならず、アルミナの増大により鋼を脆化させるため、その上限を２．０％とした。なお、化成処理性の要求が高い場合には、１．０％以下とするのが望ましい。

Ｍｎは焼入れ性を高めて鋼を強化するのに重要な元素である。Ｍｎが０．５％未満では、強度を十分高めることができない。しかし、Ｍｎが３．０％を超えると、焼入れ性が必要以上に高まるため強度上昇を招きこれにより延性が低下することとなる。なお、伸びの要求が高い場合には、Ｍｎの添加量は２．０％以下とする。

Ｐは含有量が多いと粒界へ偏析するために局部延性を劣化させるとともに、溶接性を劣化させる。従って、上限を０．０８％とする。なお、Ｐをいたずらに低減させることは、精錬時のコストアップにつながるので、下限は０．００１％とする。

Ｓは、ＭｎＳを形成して局部延性、溶接性を著しく劣化させる元素である。従って、上限を０．０１０％とする。また、精錬コストの問題から下限を０．００１％とするのが望ましい。

Ｎは、ＡｌＮ等を析出して結晶粒を微細化するのに重要である。しかし、Ｎが０．０１０％を超えて含有すると固溶窒素が残存して延性が低下することとなるので、上限を０．０１０％とする。なお、精錬時のコストの問題から下限を０．００１０％とするのが望ましい。

Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖは、微細な窒化物または炭窒化物を析出して鋼を強化する。また、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｗは焼き入れ性を高めて鋼を強化する。鋼を強化する目的のためにはＮｂ：０．００５％以上、Ｔｉ：０．０３％以上、Ｖ：０．００５％以上、Ｍｏ：０．０２％以上、Ｃｒ：０．１％以上、Ｃｏ：０．０１％以上、Ｗ：０．０１％以上、の１種または２種以上を含有する必要がある。しかし、Ｎｂ：０．１０％超、Ｔｉ：０．２０％超、Ｖ：０．１０％超、Ｍｏ：０．５％超、Ｃｒ：５．０％超、Ｃｏ：５．０％超、Ｗ：５．０％超を添加しても、強度上昇の効果は飽和するのみならず、延性の低下をもたらすこととなる。

鋼はさらに、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭ(希土類元素)の１種または２種以上を、単独または合計で０．０００５％以上、０．０２％以下含有することができる。Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭは、酸化物，硫化物の形状を制御して衝撃特性と遅れ破壊特性を向上させる。この目的のためには、これらの元素の１種または２種以上を単独または合計で０．０００５％以上添加する必要がある。しかし、過度の添加は加工性を劣化させるため、その上限を０．０５％とした。

鋼はさらに、Ｃｕ：０．０４％以上、２．０％以下、Ｎi：０．０２％以上、１．０％以下、Ｂ：０．０００３％以上、０．００７％以下の１種または２種以上を含有することができる。これらの元素も焼入れ性を向上させて鋼の強度を高めることができるが、Ｃｕ：０．０４％未満、Ｎｉ：０．０２％未満、Ｂ：０．０００３％未満では鋼を強化する効果が小さい。一方、Ｃｕ：２．０％超、Ｎi：１．０％超、Ｂ：０．００７％超添加しても、強度上昇の効果は飽和するし、延性の低下をもたらすこととなる。

鋼は、以上の元素のほかＳｎ、Ａｓなどの不可避的に混入する元素を含み、残部鉄からなる。

本発明の溶融亜鉛めっき高強度鋼板は、組織がフェライトを主体とするフェライト・マルテンサイトからなる。フェライトの量が少ないと延性の低下が大きくなるため，フェライト相分率を５０％以上とし、残部がマルテンサイトからなるものとする。

以下に本発明に係る溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法について説明する。
本発明の高強度薄鋼板を製造するに際しては、鋳造スラブを、液相線温度から固相線温度の間を１００℃/min以上の平均冷却速度で冷却する。ここでの平均冷却速度は、スラブの中間部（厚みｔのスラブの1/4ｔの位置）における平均冷却速度を指す。本発明においては、凝固時の冷却速度が１００℃/minより高くできれば、どのような手法で鋳造しても良い。例えば，連続鋳造において、スラブ厚を薄くすることや、インゴット鋳造において、インゴットのサイズを小さくすること、また、通常のスラブのうち、冷却速度の速い表層部分を切り出し、これを用いても良い。例えば、連鋳スラブの厚さを変化させる場合には、スラブの厚みを、１００〜３０ｍｍとするのが望ましい。厚みが１００を超えるとスラブを十分大きい冷却速度で冷却することができないからであり、３０ｍｍ未満とすると鋳造速度が大きくなって湯面変動、ブレークアウトなどを引き起こし、スラブを安定して鋳造することが困難となるからである。

液相線温度から固相線温度の間の平均冷却速度が、１００℃/min未満の場合には、溶鋼を急速に凝固させることができず、Ｍｎのミクロ偏析を、０．１０≧σ/Ｍｎ、の関係を満たすような小さいものとすることができない。したがって、当該平均冷却速度は１００℃/min以上とする。特に高い穴拡げ性が求められる場合は、更にミクロ偏析を低減させるために２００℃/min以上とすることが望ましい。

冷却後のスラブは、そのまま熱間圧延に供することができる。あるいは、１１００℃未満に冷却されていた場合には、トンネル炉などの加熱炉で１１００℃以上、１３００℃以下に再加熱することができる。１１００℃未満の温度では熱間圧延における変形抵抗が大きいからであり、１３００℃超ではスケールの生成が大きくなって鋼板の表面性状を良好なものとすることができないからである。

次いで、仕上げ温度を８５０℃以上、９７０℃以下としてスラブを熱間圧延する。仕上げ温度が、８５０℃未満では（α＋γ）２相域圧延となり、板の形状を損ねる場合があるからであり、９７０℃を超えるとオーステナイト粒径が粗大になって、延性が低下するからである。

熱間圧延後、鋼は１０〜１００℃/sec以上の平均冷却速度で６５０℃以下まで冷却し、６５０℃以下の温度で巻き取って熱延鋼板となす。冷却速度が１０℃/sec未満の場合には、延性低下の原因となるパーライトが生成しやすくなるからであり、１００℃/secまでの冷却速度でパーライトの生成を抑えることができ、それ以上は冷却速度のコントロールが困難となるからである。また、巻取り温度が６５０℃を超えるとフェライト変態が十分進行せずパーライトが生成しやすくなるので、巻取り温度は６５０℃以下とする。

以上のようにして製造した熱延鋼板を、酸洗後圧下率４０％以上の冷間圧延を施し、最高温度を０．１×（Ａｃ_３−Ａｃ_１）＋Ａｃ_１以上、Ａｒ_３＋５０℃以下の温度で焼鈍した後に、０．１〜１００℃/secの平均冷却速度で３００℃以下に冷却し、引き続いて同温度域で１秒〜１０００秒保持することによって、耐食性と伸びと穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板を製造することができる。

冷延鋼板の製造において、圧下率が４０％未満では焼鈍後の結晶粒を微細なものとすることができないので、圧下率は４０％以上とする。
また、焼鈍の最高温度は、０．１×（Ａｃ_３−Ａｃ_１）＋Ａｃ_１（℃）以上、Ａｒ_３＋５０℃以下とする必要がある。最高温度が、０．１×（Ａｃ₃−Ａｃ₁ ）＋Ａｃ₁ （℃）未満の場合には、焼鈍温度で得られるオーステナイト量が少ないので、鋼板中に所望の量のマルテンサイトを生成することができない。また、焼鈍温度の高温化は粒界酸化層の生成が促進されるうえ、製造コストの上昇をまねくために、焼鈍温度の上限をＡｒ_３＋５０℃とした。

焼鈍後の冷却は、フェライトを析出させ、所望の量の未変態オーステナイトを確保するのに重要である。この冷却速度を０．１℃／sec未満にすることは、粒界酸化層の生成が促進されるうえ、必要な生産ライン長を長くしたり、生産速度を極めて遅くするといった製造上のデメリットを生じる。また、フェライト変態、パーライト変態が進行して未変態オーステナイトを残すことができないので、冷却速度の下限を０．１℃／secとした。一方、冷却速度が１００℃／sec超の場合にはフェライト変態を十分進行させることができないので、焼鈍後の冷却速度は、０．１〜１００℃／secとする。

その後、３００℃以下、又は５００℃超まで冷却し、その温度域で１〜１０００秒保持することができる。３００℃以下、又は５００℃超の温度ではベイナイトの生成が遅いため、マルテンサイトを確保しやすいためである。また、鋼板を１秒未満では、熱収縮による残留歪が残り伸びが低下するためであり、１０００秒超保持すると、ベイナイトなどが生成し目的とするマルテンサイト量を生成させることができなくなるからである。

一方、３５０℃以上、５００℃以下で１０秒未満の保持によっても同様の鋼板製造が可能である。この温度域ではベイナイトの生成が容易であるため、１０秒以上保持すると組織中にベイナイトが生成し、マルテンサイト組織分率が低下し、延性が低下するためである。

以上のようにして製造した冷延鋼板を溶融亜鉛のめっき浴に浸漬してめっきを施す。浴の温度は４５０〜４７５℃とする。４５０℃より低い場合には、溶融亜鉛の粘度が高くワイピングでの払拭に適さない、ボトムドロスを生じやすいなどの問題があるからであり、一方、４７５℃を超えて高い場合には酸化亜鉛の生成の増大、亜鉛蒸発量の増大などの問題を生ずるからである。溶融亜鉛めっき後に常温まで冷却される間に、マルテンサイトが生成される。

以上に述べたように、スラブを高速で冷却した後に、温度を制御して熱延鋼板を製造し、この熱延鋼板を冷延、焼鈍した後、さらに溶融亜鉛めっきを施すことによって、Ｍｎのミクロ偏析が小さくフェライト・マルテンサイト組織が均一な、耐食性と伸びと穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。

溶融亜鉛めっき鋼板は、引き続いて５００〜５８０℃の温度で合金化処理を行うことができる。合金化の処理温度が５００℃未満の場合には、合金化が進行しないか、或いは合金化の進行が不十分で鋼板表面に合金化溶融亜鉛めっき層が形成されず、加工性の劣るη相やζ相で覆われるためである。また、処理温度が５８０℃を超えて高い場合には、合金化が進み過ぎて加工時におけるめっき密着力が低下するためである。この場合には、合金化処理後に常温まで冷却される間に、マルテンサイトが生成される。

以上のように溶融亜鉛めっき鋼板に合金化処理を行うことによって、耐食性と伸びと穴拡げ性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。

以下、実施例に基づき本発明を詳細に説明する。
表１に示す化学成分の鋼を転炉で溶製した後にスラブに鋳造した。このとき、スラブの1/4t部における液相線温度から固相線温度の冷却速度を表２に示すように変化させた。これらのスラブに熱延鋼板、冷間圧延、ならびに溶融亜鉛めっきと合金化処理を施して合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造して、種々の特性を調査した。製造条件、材料特性を表２に示す。なお、溶融亜鉛めっき鋼板表面の欠陥発生率に基づき耐食試験前の外観を不めっきや傷や模様の有無の程度により５段階評価した。また、耐食試験は、めっき後試料表面にカッターナイフで長さ１cmのキズをつけて、乾・湿繰り返しのサイクル試験を100サイクルまでおこない、再度外観を発錆の程度により５段階評価をした。評点１〜５はそれぞれ、めっきの外観は不めっきの発生状態および傷や模様の欠陥発生状態や腐食生成物形態を目視または拡大鏡や顕微鏡を用いて評価した。評価指標は以下の通りである。
評点5：不めっき、傷や模様、腐食試験後の発錆はほとんど無し。
評点4：不めっき、傷や模様、腐食試験後の発錆は微小(面積率で数％以下)。
評点3：不めっき、傷や模様、腐食試験後の発錆は小(面積率で数％超)。
評点2：不めっき、傷や模様、腐食試験後の発錆は多数(面積率で50％超)。
評点1：めっき濡れずまたは、腐食試験後、全面で錆発生。

また、Ａｃ₁、Ａｃ₃ は以下の式より求めた。（参考文献「鉄鋼材料学」：Ｗ．Ｃ．Ｌｅｓｌｉｅ著、幸田成康監訳、丸善Ｐ２７３）
Ａｃ₁ ＝７２３−１０．７×Ｍｎ％―１６．９×Ni%＋２９．１×Ｓｉ％＋１６．９×Ｃｒ％＋６．３８×Ｗ％。
Ａｃ₃ ＝９１０−２０３×√（Ｃ％）−１５．２×Ｎｉ％＋４４．７×Ｓｉ％＋１０４×Ｖ％＋３１．５×Ｍｏ％＋１３．１×Ｗ％−３０×Ｍｎ％−１１×Ｃｒ％＋２０×Ｃｕ％＋７００×Ｐ％＋４００×Ａｌ％。

以下に、試験結果について説明する。
鋼Ａ〜Ｊは、化学成分が本発明の範囲内にある鋼である。これに対し、鋼ｋはＣ，Ｍｎが本発明の範囲より高く、このため試験番号２８に示すとおり、強度は高いが伸び、穴拡げ率が著しく低いものとなってしまった。
鋼ｌはＮが本発明の範囲より高いので、結晶粒が微細化してフェライトの量が多くなってしまい、試験番号２９に示すとおり強度，伸びの低いものであった。
鋼ｍはＳｉ、Ｃｒが本発明の範囲より高いので、試験番号３０に示すとおり、伸びが低い。
鋼ｎはＮｂ、Ｔｉが高いので、試験番号３１に示すとおり、伸び、穴拡げ率が低いものとなってしまった。
鋼ｍ、ｎはＳｉが高いので、試験番号３０、３１に示すように外観評点や塩水噴霧試験語の発錆の評点が低い。

試験番号７，８，１６，２０，２３のものは、鋼は本発明の範囲内にある化学成分を有するが、鋳造時のスラブの冷却において、液相線温度から固相線温度の間の冷却速度が１００℃/minより大幅に小さい。このため式（１）の右辺、即ちＭｎのミクロ偏析の指数σ/Ｍｎが０．１より大きくなって大きなＭｎバンドが形成されてしまい組織が不均一となって穴拡率の低い鋼板となってしまった。

試験番号２のものは、焼鈍の最高加熱温度が７００℃と低く、冷延率も低い。このため十分再結晶が進行せず、伸びが低い。
試験番号１０のものは、熱延前の加熱温度および冷延の圧下率が低い。このため、結晶粒が粗大なものとなって、伸びが低い。

以上のような比較例に対して、試験番号１，３〜６，９，１１〜１５，１７〜１９，２１，２２，２４〜２７のものは、供試鋼の化学成分が適正であって、スラブの冷却、熱延、焼鈍、めっき等の諸条件が本発明の範囲内であったので、Ｍｎのミクロ偏析が小さく、均一微細なフェライト・マルテンサイト組織を得ることができた。その結果、耐食性と伸びと穴拡げ性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造することができた。
なお、図１には本発明鋼の伸びを比較鋼と比較して、図２には本発明鋼の穴拡げ率を比較鋼と比較して示す。本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板は比較鋼に対して優れた伸びと穴拡げ率を有することが分かる。

本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板の伸びを比較鋼と比較して示すグラフである。 本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板の穴拡げ率を比較鋼と比較して示すグラフである。

Claims (5)

1. 質量％にて、
   Ｃ：０．０１％以上、０．２０％以下、Ｓｉ：２．０％以下、Ａｌ：０．０１０％以上、２．０％以下、Ｍｎ：０．５％以上、３．０％以下、Ｐ：０．０８％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎ：０．０１０％以下、を含有し、残部鉄及び不可避的不純物からなる鋼組成を有する溶融亜鉛めっき鋼板であって、
   組織が、相分率が５０％以上のフェライトと、残部を占めるマルテンサイトとからなるフェライト・マルテンサイト組織であり、
   板厚ｔの1/8t〜3/8ｔの範囲でのＭｎミクロ偏析が、式（１）を満たす範囲にある鋼板に、溶融亜鉛めっきが施されたことを特徴とする耐食性と伸びと穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板。
   ０．１０≧σ/Ｍｎ ・・・（１）
   ここでＭｎは添加量、σはＭｎミクロ偏析測定における標準偏差である。
2. 鋼組成中にさらに、
   Ｎｂ：０．００５％以上、０．１０％以下、Ｔｉ：０．０３％以上、０．２０％以下、Ｖ：０．００５％以上、０．１０％以下、Ｍｏ：０．０２％以上、０．５％以下、Ｃｒ：０．１％以上、５．０％以下、Ｃｏ：０．０１％以上、５．０％以下、Ｗ：０．０１％以上、５．０％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に記載の耐食性と伸びと穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板。
3. 鋼組成中にさらに、
   Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭの１種または２種以上を０．０００５％以上、０．０５％以下含有することを特徴とする請求項１または２に記載の耐食性と伸びと穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板。
4. 鋼組成中にさらに、
   Ｃｕ：０．０４％以上、２．０％以下、Ｎi：０．０２％以上、１．０％以下、Ｂ：０．０００３％以上、０．００７％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１〜３の何れかに記載の耐食性と伸びと穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板。
5. 請求項１〜４の何れかに記載の溶融亜鉛めっき鋼板に合金化処理を施こして、鋼板表面に合金化溶融亜鉛めっき層を形成したことを特徴とする耐食性と伸びと穴拡げ性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板。

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