質量で、少なくともSi:0.2~2.0、Mn:0.2~3.0、Al:0.001~1.5を含有するとともに、Si、Mn及びAlの比率が下記1式、2式及び3式を満足する化学組成を有する鋼板を、ラジアントチューブ方式の還元炉を有する溶融亜鉛めっきラインで連続的に溶融亜鉛めっき処理を行う溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、鋼板の前記還元炉での昇温加熱時における温度が、650°C以上750°C未満の温度域における雰囲気ガスの水素分圧と水蒸気分圧との対数比が下記4式を満足するとともに、750°C以上950°C以下の温度域における雰囲気ガスの水素分圧と水蒸気分圧との対数比が下記5式を満足することを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。5≦Si/SiMnAl×100≦54130≦Mn/SiMnAl×100≦9520≦Al/SiMnAl×100≦303logPH2O/PH2≦-1.554-1.91≦logPH2O/PH2≦-0.6355前記還元炉の雰囲気ガス中の少なくとも水素濃度が10体積以上であることを特徴とする請求項1に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。前記還元炉の雰囲気ガスのPH2O/PH2を、加湿した窒素ガスを該加熱炉又は保熱炉に導入することによって、制御することを特徴とする請求項1又は請求項2に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。請求項1から請求項3までのいずれか1項に記載の製造方法により溶融亜鉛めっき鋼板を製造した後に、該溶融亜鉛めっき鋼板を460°C以上600°C以下の温度域に加熱して合金化処理を施し、めっき層のFe含有率を7~15質量の範囲にすることを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。本発明者らが、炉内雰囲気を特許文献5、6により開示された水素分圧及び水蒸気分圧に制御して、Siを含有する鋼板を焼鈍したところ、鋼板が極一部の鋼種の場合、具体的には、ある特定のSi-Mn-Al比率の化学組成を有する場合のみしか、鋼板のめっき性の改善が認められないことが判明した。すなわち、特許文献5、6により開示された方法によりSiを含有する鋼板のめっき性が実用上問題ない程度に改善されるのは、極めて限定された化学組成を有する鋼板に対してのみであり、Siを含有する鋼板のめっき性の改善が必要である。そこで、本発明者らは、先に特願2010-151855号以下、先願という。により、少なくともSi:0.2~2.0、Mn:0.2~3.0、Al:0.001~1.5を含有するとともに、Si、Mn及びAlの比率が、それぞれ、28≦Si/SiMnAl×100≦54、30≦Mn/SiMnAl×100≦70、0≦Al/SiMnAl×100≦30を満足する化学組成を有する鋼板を、還元炉を有する溶融亜鉛めっきラインで連続的に溶融亜鉛めっき処理を行うことによって溶融亜鉛めっき鋼板を製造する際に、還元炉中の雰囲気ガスの水素分圧及び水蒸気分圧の対数比を、-1.39≦logPH2O/PH2≦-0.695の範囲にすることによって、鋼板の表面のフィルム状のSi酸化物を粒状化して鋼板の表面におけるSi酸化物の被覆率を低下でき、めっき性を改善できる発明を提案した。先願により提案した発明によれば、合金化溶融亜鉛めっきの際に上記のSi-Mn-Al比率を満足する化学組成を有する鋼板と亜鉛との反応を阻害するSi酸化物を無害化でき、これにより、表面性状に優れたSi含有高強度溶融亜鉛めっき鋼板を確実に製造できる。しかし、本発明者らは、溶融亜鉛めっき鋼板のよりいっそうの表面品質の向上を図るためにさらに検討を重ねた結果、先願により提案した発明では、上記のSi-Mn-Al比率を満足しない化学組成を有する鋼板、例えばSiを0.2~0.9程度含有する複合組織鋼系高張力鋼板のめっき性を改善できないことが判明した。本発明は、先願により提案した発明が有する課題に鑑みてなされたものであり、先願により提案した発明ではめっき性を改善することができない、先願で規定されるSi-Mn-Al比率を満足しない化学組成を有する鋼板、例えばSiを0.2~0.9程度含有する複合組織鋼系高張力鋼板のSi-Mn-Al酸化物を粒状化してめっき性を改善し、これにより、表面品質に優れたSi含有高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びSi含有高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供することを目的とする。本発明者らは、以下に列記の知見a~gを得て、本発明を完成した。aSi-Mn-Al比率を変化させた鋼板を種々の水素分圧及び水蒸気分圧の下で焼鈍し、その際に鋼板の表面に生成した酸化物を観察した結果、鋼板の表面に生成するSi-Mn-Al酸化物はフィルム状又は粒状に存在する。bSi-Mn-Al酸化物が粒状であれば、鋼板の表面にFeが露出して鋼板と亜鉛との濡れ性が良好となり合金化反応が促進されるので、Si含有高強度鋼板であっても表面性状に優れた溶融亜鉛めっき鋼板を製造できる。c鋼板の表面に生成した酸化物が粒状となるのは、酸化物が焼鈍温度領域で溶融及び流動化し、鋼板との濡れ性が悪い場合である。d粒状化した酸化物の成分分析の結果から、酸化物の化学組成を特定の範囲にすれば酸化物が粒状となることが判明した。e鋼板表面に生成するSiO2-MnO-Al2O3酸化物の組成は、鋼板中に添加されるSi、Mn、Alの比率と焼鈍雰囲気の水素/水蒸気分圧に依存する。f先願で規定されるSi-Mn-Al比率を満足しない化学組成を有する鋼板、例えばSiを0.2~0.9程度含有する複合組織鋼系高張力鋼板のSi-Mn-Al酸化物を粒状化するためには、鋼板の化学成分と焼鈍雰囲気の水素分圧及び水蒸気分圧とが特定の関係を満足すればよい。gさらに、これらの分圧が特定の関係を満たす場合、先願で規定されるSi-Mn-Al比率を満足しない化学組成を有する鋼板についてもSi-Mn-Al酸化物が粒状化する。本発明は以下の通りである。1少なくともSi:0.2~2.0、Mn:0.2~3.0、Al:0.001~1.5を含有するとともに、Si、Mn及びAlの比率が下記1式、2式及び3式を満足する化学組成を有する鋼板を、ラジアントチューブ方式の還元炉を有する溶融亜鉛めっきラインで連続的に溶融亜鉛めっき処理を行う溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、鋼板の前記還元炉での昇温加熱時における温度が、a650°C以上750°C未満の温度域における雰囲気ガスの水素分圧と水蒸気分圧との対数比が下記4式を満足するとともに、b750°C以上950°C以下の温度域における雰囲気ガスの水素分圧と水蒸気分圧との対数比が下記5式を満足することを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。5≦Si/SiMnAl×100≦54130≦Mn/SiMnAl×100≦9520≦Al/SiMnAl×100≦303logPH2O/PH2≦-1.554-1.91≦logPH2O/PH2≦-0.63552還元炉の雰囲気ガス中の少なくとも水素濃度が10体積以上であることを特徴とする上記1項に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。3還元炉の雰囲気ガスのPH2O/PH2を、加湿した窒素ガスを還元炉に導入することによって、制御することを特徴とする上記1項又は2項に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。4上記1項から3項までのいずれか1項に記載の製造方法により溶融亜鉛めっき鋼板を製造した後に、この溶融亜鉛めっき鋼板を460°C以上600°C以下の温度域に加熱して合金化処理を施し、めっき層のFe含有率を7~15の範囲にすることを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。図1は、本発明で規定するSi-Mn-Al比率の領域を示すグラフである。図1中に実線破線により囲まれた領域が本発明で規定するSi-Mn-Al比率の領域である。本発明によれば、先願により提案した発明ではめっき性を改善することができない、上記のSi-Mn-Al比率を満足しない化学組成を有する鋼板、例えばSiを0.2~0.9程度含有する複合組織鋼系高張力鋼板のSi-Mn-Al酸化物を粒状化してめっき性を改善することができ、表面品質に優れたSi含有高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びSi含有高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造することが可能になる。本発明を、添付図面を参照しながら説明する。本発明では、Si含有高張力鋼板を、ラジアントチューブ方式の還元炉を有する溶融亜鉛めっきラインで連続的に溶融亜鉛めっき処理する。還元炉よりもライン入側に直火還元炉や無酸化炉を有していてもよい。この際、鋼板は、少なくともSi:0.2~2.0、Mn:0.2~3.0、Al:0.001~1.5を含有するとともに、Si、Mn及びAlの比率が上記1式、2式及び3式を満足する化学組成を有する。また、還元炉での昇温加熱時における鋼板の温度が、650°C以上750°C未満の温度域における雰囲気ガスの水素分圧と水蒸気分圧との対数比が上記4式を満足するとともに、750°C以上950°C以下の温度域における雰囲気ガスの水素分圧と水蒸気分圧との対数比が上記5式を満足する。なお、4式は、10体積H2N2雰囲気で露点-30°C以下の範囲に該当し、さらに、5式は、10体積H2雰囲気で露点-20~20°Cの範囲に該当する。1.鋼板の化学組成鋼板の化学組成を、少なくともSi:0.2~2.0、Mn:0.2~3.0、Al:0.001~1.5を含有するとともに、Si、Mn及びAlの比率が上記1式、2式及び3式を満足するものとする理由を説明する。Si含有量が0.2未満であると、本発明の解決課題である不メッキや合金化遅延の問題は発生しない。一方、Si含有量が2.0を超えると、Si-Mn-Al酸化物を粒状化することはできない。したがって、Si含有量は0.2~2.0とする。Mnは、高強度化に必要な元素であり、0.2以上含有する。一方、Mn含有量が3.0を超えると延性の低下を招く。そこで、Mn含有量は0.2~3.0とする。Alは、工業的な生産工程では鋼中から完全に取除くことは困難であるため、Al含有量の下限は0.001とする。一方、Al含有量が1.5を超えると延性の低下を招く。そこで、Al含有量は、0.001~1.5とする。さらに、Si、Mn及びAlの比率が上記1式、2式及び3式を満足しないと、Si-Mn-Al酸化物を粒状化することはできない。上記以外の成分を説明する。Cは、高張力を得るのに有効であるが、一方、過剰に含有すると靱性や溶接性が低下するため、C含有量は0.03~0.20であることが好ましい。Pは、過剰に含有すると靱性を劣化させるため、P含有量は0.1以下であることが好ましい。Sは、鋼中でMnSとなって曲げ性を劣化させるため、S含有量は0.01以下であることが好ましい。Nは、連続鋳造中に窒化物を形成してスラブのひび割れの原因となるので、N含有量は低い方が好ましい。従って、N含有量は0.01以下とする。上記以外に任意元素を含有してもよい。以下、代表的な任意元素を説明する。Ti、Nb、Vは、再結晶を遅らせて結晶粒を微細化させるので、必要に応じて含有してもよい。例えば、980MPa以上の引張強度をより安定的に確保するためには、Ti、Nb、Vの何れかの元素の含有量は0.003以上であることが好ましい。しかし、この効果は、各元素について、0.25を超えると飽和してコスト的に不利となる。Cr及びMoは、何れもMnと同様にオ-ステナイトを安定化することで変態強化を促進する働きがあり、鋼板の高強度化に有効であるので、必要に応じて含有してもよい。しかし、Cr、Moは易酸化元素であるので、多量の含有はめっき性に悪影響を及ぼし得る。そこで、各元素について1以下とする。Cu及びNiは、腐食抑制効果があり、表面に濃化して水素の侵入を抑え、遅れ破壊を抑制する働きがあるので、必要に応じて含有させることができる。しかし、何れもその含有量が1を超えるとこの効果は飽和しコスト的に不利となる。Ca、Mg、REM、Zrは、いずれも、介在物制御、特に、介在物の微細分散化に寄与し、曲げ性をさらに向上させるため、必要性に応じて含有させることができる。上記効果をより確実に得るためには、いずれかの元素の含有量は好ましくは0.001以上である。しかし、過剰に含有すると表面性状を劣化させるため、それぞれの含有量は0.01以下とする。Bは、粒界からの核生成を抑え、焼き入れ性を高めて高強度化に寄与するので、必要に応じて含有させることができる。この効果をより確実に得るためには、B含有量は好ましくは0.0005以上である。B含有量が0.01越であると効果が飽和するので、B含有量は0.01以下である。Biは、溶鋼の凝固界面に濃化してデンドライト間隔を狭くし、凝固偏析を小さくする作用を有する。その結果、偏析部での曲げ割れを防止する効果もある。この効果を期待する上ではBi含有量が0.0002以上であるのが好ましい。0.05を超えて含有しても効果が飽和する。この鋼板は、Si含有高強度鋼板であって、例えばSiを0.2~0.9程度含有する複合組織鋼系高張力鋼板である。引張強度は440~980MPaである。2.還元炉での鋼板の昇温加熱時の雰囲気Si-Mn-Al酸化物を粒状化させるには、昇温中の鋼板温度が650°C以上750°C未満の領域で水蒸気による酸化を抑制し、750°C以上で水蒸気による酸化を行うことが必要である。具体的には、昇温加熱時の鋼板の温度が、a650°C以上750°C未満の温度域における雰囲気ガスの水素分圧と水蒸気分圧との対数比が、logPH2O/PH2≦-1.55を満足し、かつb750°C以上950°C以下の温度域における雰囲気ガスの水素分圧と水蒸気分圧との対数比が、-1.91≦logPH2O/PH2≦-0.635を満足することによって、Si-Mn-Al酸化物が粒状化する。ここで、実際の操業では鋼板の温度は950°C以下であることから、鋼板の温度の上限を950°Cとする。昇温加熱時の鋼板の温度が30~650°C未満の温度域における雰囲気ガスの水素分圧と水蒸気分圧との対数比は特に限定を要さない。例えば、ラジアントチューブ式の還元炉内でこの温度域にある場合は、実際の製造ラインの水素分圧と水蒸気分圧との対数比の範囲である、-4.29≦logPH2O/PH2でよい。これは、10体積H2N2雰囲気であれば露点-70°C以上に範囲に相当する。連続式溶融亜鉛めっきラインの還元炉よりも入側に直火還元炉や無酸化炉が設置される場合、鋼板はこれらの炉により650°C程度まで急速に加熱されてもよい。実際の操業では、後述するように、加湿ガスを還元炉内に投入することにより前述した範囲の水素分圧及び水蒸気分圧の対数比を保つことができる。鋼板中のSi、Mn、Alは還元炉内の水蒸気とすぐに反応して酸化物となり、その結果、水素分圧が増加して水蒸気分圧が低下する。還元炉内の水素濃度が低い場合、それに対応して水蒸気量も低く抑える必要があるが、このような状態では鋼板中のSi、Mn、Alの酸化によって水素濃度が増加すると、水素分圧と水蒸気分圧の対数比を適正に保つことは困難である。例えば、炉容積が25m3で炉内水素濃度が3体積であった場合、水素分圧と水蒸気分圧との対数比を-1.91≦logPH2O/PH2≦-0.635とするには、水蒸気量を0.0374~0.7044kPaにする必要がある。ここで、鋼板の化学組成が1.5Si-1.6Mn-0.2Alで幅1.2mの鋼板を1m/sの速度で連続式溶融亜鉛めっきラインを通板させる場合、表裏面1μmの母材Si、Mn、Alが水蒸気により酸化すると仮定すると、水蒸気を6.2×10-4m3/sの速度で消費する。このため、水素分圧と水蒸気分圧との対数比を保つためには、同じ量だけ補給する必要があるが、補給した部分だけに注目すると、この部分は水蒸気濃度が高過ぎるため、脱炭や鋼板酸化が発生する。これを防ぐには、還元炉内に水蒸気を投入するノズル孔を大量に設置すればよいが現実的では無い。これに対し、還元炉内の水素濃度を高く設定すれば、水素分圧と水蒸気分圧との対数比を適正範囲にする水蒸気量も多くなるため、水蒸気を6.2×10-4m3/s投入しても、濃度ムラの問題は発生せず、容易に雰囲気ガスを所望の状態に制御することができる。したがって、還元炉の雰囲気ガス中の少なくとも水素濃度は10体積以上とすることが望ましい。3.還元炉の雰囲気ガスのPH2O/PH2の制御還元炉の雰囲気ガスのPH2O/PH2は、加湿した窒素ガスを還元炉に導入することによって、制御する。少なくともSi:0.4、Mn:25、Al:0.4を含有するとともに、Si、Mn及びAlの比率が上記1式、2式及び3式を満足する化学組成を有するSi含有鋼からなる冷間圧延板を用いて焼鈍試験を行った例を次に示す。まず、焼鈍時の炉内の雰囲気ガスは、水素濃度が10体積であり残りを窒素ガスとし、850°Cで2分間保持した後に、露点-68°Cの窒素ガスで急冷した。この時、露点-20°Cに調整した窒素ガスを、850°Cまでの昇温過程における750°C到達時に炉内へ投入した。図2は、Si-Mn-Al系酸化物が粒状化したラボ焼鈍試験材の表面SEM写真である。図2に示すように、鋼板の表面に分断した粒状物が観察された。これら粒状物の成分分析を行ったところ、Si-Mn-Al系酸化物であった。それ以外のところは、Fe主体の酸化物が存在しない領域であった。Si含有鋼を焼鈍すると、フィルム状のSi酸化物が生成して鋼板の表面を被覆すると従来は考えられていたが、このラボ焼鈍試験材の表面の酸化物形状は、フィルム状ではなく、Si酸化物が分断されて鋼板の主成分であるFeが露出していた。このように焼鈍後の鋼板の表面にFeが露出していれば、めっき時に亜鉛との反応性を損なうことはなく、良好な亜鉛の濡れ性が確保されると考えられる。一方、図3は、図2に示す鋼板と同じ鋼板を用い、焼鈍時に室温から露点-20°Cに保持したこと以外は図2の条件と同じ条件で製造された、フィルム状のSi-Mn-Al系酸化物が生成したラボ焼鈍試験材の表面SEM写真である。図3に示すように、750°C到達時から加湿した図2と比較すると、室温から加湿を行うと、表面にフィルム状のSi-Mn-Al系酸化物が生成することがわかる。次に、Si含有鋼の冷延板を用いて、加湿ガスによる酸化のタイミングが表面酸化物形状に及ぼす影響を調査した試験を説明する。この試験では、焼鈍時の雰囲気ガスを水素濃度10体積、残りを窒素ガスとし、900°Cで2分間保持を行った後、露点-68°Cの窒素ガスで急冷した。この時、露点を-40、-30、-20、-10、0°Cに調整した窒素ガスを室温から投入した場合と、900°C保持時のみ投入した場合の2条件とした。図4は、加湿条件が酸化物の表面被覆率に及ぼす影響を示すグラフである。図4にグラフで示すように、室温から加湿した場合は、露点に関わらず酸化物がフィルム状となり、表面被覆率が高くなった。これに対し、900°C保持時のみ加湿した場合には、露点-30°C及び-40°Cでは酸化物はフィルム状となったものの、それ以外の露点では酸化物は粒状化し、表面被覆率が低下した。このように、露点-30°C超0°C以下に調整した窒素ガスを加熱保持時の還元炉に導入することによって、還元炉の雰囲気ガスのPH2O/PH2を制御することが可能である。4.合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造上述した本発明に係る製造方法により溶融亜鉛めっき鋼板を製造した後に、この溶融亜鉛めっき鋼板を460°C以上600°C以下の温度域に加熱して合金化処理を施し、めっき層のFe含有率を7~15の範囲にすることによって、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する。合金化処理温度が460°Cより下回ると合金化不良となり、600°Cを超えるとパウダリング性が悪化する。まためっき層のFe含有率が7未満の場合、同様に合金化不良となり、15を超えるとパウダリング性が悪化し、いずれも望ましくない。このようにして、Si含有高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板が提供される。このSi含有高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、440~980MPaという高い引張強度と、優れたプレス加工性と、良好な防錆性とを兼ね備えており、自動車用鋼板として極めて好適に用いることができる。本発明を、実施例を参照しながら説明する。供試材として表1に示す化学組成表1に記載したもの以外はFe及び不純物を有する実機材A~G、及びラボ材H~Lを計12鋼種用いた。実機材A~Gは、熱間圧延後に酸洗及び冷間圧延を行った冷延母材焼鈍前を入手し、20mm角に切断後、有機溶剤に浸漬し、超音波洗浄機で15分間洗浄を行い脱脂して、供試材とした。ラボ材H~Lは、真空溶解炉で鋳込んだ後、鍛造し、熱間圧延機で厚さ3mmの熱延板とした。熱延板の表裏面をそれぞれ500μmずつ機械研削し、熱延板の表層の元素濃化の影響を除去した。さらに、機械研削後、冷間圧延機で板厚2~0.8mmの冷延板を作製した。その後、冷延板を20mm角に切断後、有機溶剤に浸漬し、超音波洗浄機で15分間洗浄を行い脱脂して、供試材とした。その後、これら供試材を用いて、母材Si-Mn-Al比率と雰囲気ガスの水素分圧及び水蒸気分圧が焼鈍時に鋼板の表面に生成する酸化物の形状に及ぼす影響を調査した。赤外線イメージ炉を用いて、焼鈍試験を行った。卓上型ランプ加熱装置を用いて、供試材を炉内にセットした後、N2ガス露点-68°C、25L/minで3分間ガス置換を行った後、10体積H2N2ガス雰囲気露点-60°C、5L/minに変えてから3分間置換した後、15°C/secの昇温速度で850°Cまで昇温し、2分間保持した。この際、氷水又は温水中を通したN2ガスを雰囲気ガスの混合し炉内に流した。N2ガスの流量は、加熱炉の入側に設置した露点計が-35°C、-10°C、10°Cとなるように調整を行った。図5は、ラボ焼鈍パターンを示すグラフである。加湿は、同図に示すように、鋼板の温度が室温から850°C保持終了まで行う場合と、昇温過程における750°C到達時から850°C保持終了まで行う場合との2条件とした。なお、後者の場合では750°Cまでは露点-35°Cとした。保持後はN2ガス露点-68°C、25L/minで50°Cまで冷却後、サンプルを大気中に取り出し、表面をSEMの反射電子像モードで観察し、表面酸化状況を評価した。以下に、本実施例における鋼板の表面の酸化状況の評価について説明する。反射電子像モードでは構成原子種に応じて図2、3に示すようにコントラストに違いが現れる。母材の主成分であるFe、表面に生成する酸化物それぞれの原子量を比較すると、原子量の重いFeが白く、軽い酸化物が黒く表される。そこで、得られた表面SEM像を画像変換ソフトで2値化し、黒色の面積率を酸化物の表面被覆率とした。被覆率が30以下を○とし、30~70を△とし、70以上を×とし、△以上を合格とした。この理由は、被覆率が70以上であると、その後の溶融した亜鉛との濡れ性評価で濡れ性が著しく悪化するため、被覆率70未満を合格として。結果を表2~4にまとめて示す。なお、表1~4の各欄では、本発明で規定する条件を外れるものに下線を付した。表2~4に示すように、1式~6式を全て満足する場合のみ、生成した酸化物が粒状化し、鋼板の表面の被覆面積率が70未満に低下することがわかる。表2~4において評価が○及び△となった供試材F、Gを用いて実機の横型の連続式溶融亜鉛めっきラインで本発明の効果を調査した。図6は、本発明が適用される連続式溶融亜鉛めっきライン以下、CGLと略記するの形態例の一部を簡略化して示す説明図である。図6に示すCGLは、予熱帯2、無酸化炉3、還元炉4、スナウト5、溶融亜鉛ポット6、及び合金化炉7を備える。還元炉4は、加熱温度域により加熱帯4a、加熱帯4b、均熱帯4c、冷却帯4dに分けられており、炉内は還元雰囲気に保持される。図7中の矢印は、鋼板1の移動方向である。CGLに通板される鋼板1は、予熱帯2で加熱され、さらに無酸化炉3で再結晶温度以下、例えば650°C程度まで加熱された後、加熱帯4aで750°C程度まで加熱され、加熱帯4bで再結晶温度以上、例えば850°C程度まで加熱される。その後、さらに均熱帯4cで加熱され、完全に再結晶させた後、冷却帯4dで500°C程度まで冷却される。その後、還元雰囲気に保持されるスナウト5を通り、溶融亜鉛ポット6に浸漬され、溶融亜鉛めっきが施される。さらに、合金化炉7で600°C程度に加熱されて合金化処理される。なお、炉内の雰囲気ガス流れは、還元炉の雰囲気を保持するため、鋼板の移動方向とは逆にスナウト5から予熱帯2の方向である。本発明の効果を調査するため、均熱帯4a、4b及び4cに加湿装置を設置し、加湿N2ガスを炉内に投入した。加湿方式は特に限定されるものではないが、N2ガスを加湿装置に通して加湿するのが好ましい。また、炉内の露点は、還元炉4の加熱帯4a、加熱帯4b、均熱帯4c、冷却帯4dにそれぞれ設置された露点計で記録した。試験は、加湿N2ガスの流量を変化させ、炉内の露点を調整することにより行った。炉内の水素濃度は10体積、鋼板1の温度は無酸化炉3で640°C、加熱帯4aで740°C、均熱帯4bで800°C、均熱帯4cで880°C、冷却帯4dで500°Cとした。めっきの評価方法は、目視により行った。不めっきの全く発生していない鋼板を○とし、不めっきが発生した鋼板を×として、○を合格とした。結果を表5に示す。なお、表5の各欄では、本発明で規定する条件を外れるものに下線を付した。表5に示すように、1~3式により規定される化学成分を満足する鋼板に対して、4及び5式により規定される、鋼板1の昇温加熱時の雰囲気ガスの条件を満足することにより、不めっきが発生しないことがわかる。