(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
鋼板の少なくとも片面に、付着量が２０〜９０ｇ／ｍ２  であり、Ａｌ：０．１〜０．５  ｍａｓｓ％，Ｎｉ：０．０７〜０．２５ｍａｓｓ％、Ｆｅ：７．０〜１３．０ｍａｓｓ％を含有し、残部が亜鉛からなる組成のめっき層を形成し、めっき層の表面の一部分がζ相であり、ζ相の結晶の大きさが１〜１０μｍ、ζ相の表面被覆率が１〜４０％であることを特徴とする、摺動性及び電着塗装時の耐クレータリング性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項２】
Ａｌ：０．１〜０．２  ｍａｓｓ％、Ｎｉ：０．０４  〜０．２０ｍａｓｓ％、残部が亜鉛からなり、浴温が  ４５０〜４８０  ℃である亜鉛めっき浴中に、鋼板を浸漬して溶融亜鉛めっきを施し、その後、１０〜２０℃／ｓで昇温し、４４０  〜６００  ℃の範囲内で加熱保持し、そして２０℃／ｓ以上で降温するヒートパターン条件下で合金化処理を行うことを特徴とする、摺動性及び電着塗装時の耐クレータリング性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は表面処理鋼板、特に自動車用鋼板として使用するのに適した、摺動性及び電着塗装時の耐クレータリング性に優れた、合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、塗装後耐食性に優れていることから、自動車用鋼板として使用するのに適しているものの、一般に、プレス成形時にフレーキングと呼ばれるめっき剥離が起こりやすいことで知られている。
【０００３】
フレーキングは、プレス加工時にめっき層がフレーク状に剥離する現象であり、特に、めっき層表面に、Ｚｎ−Ｆｅ合金の中でＦｅ含有率の低いζ相が生成した場合に起こりやすい。
【０００４】
すなわち、ζ相は比較的軟らかく、めっき層表面に粗大なζ相が存在すると、プレス成型時に金型との摺動抵抗が増加し、それに伴って生じる大きな剪断応力の作用によって、フレーキングが生じやすく、すなわち摺動性が劣化する。
【０００５】
また、フレーキングが生じて金型に剥離しためっきが固着すると、プレス成形時の作業性等を著しく悪化させる恐れがあるため、この点からもフレーキングを抑制する必要がある。
【０００６】
耐フレーキング性を向上させる手段としては、例えば特開平４−１３８５５  号公報に開示されている。
【０００７】
この公報の記載によれば、亜鉛めっき浴中にＮｉを添加し、合金化を  ４５０〜５００  ℃で行うことによって、めっき層表面にζ相が生成するのを完全に抑制し、これによって、フレーキング等を抑制できるとしている。
【０００８】
また、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を自動車用鋼板として使用する場合には、電着塗装時にクレーター状の塗装欠陥が生じない性能、いわゆる耐クレータリング性に優れていることも必要である。
この耐クレータリング性を向上させる手段としては、例えば特開平８−９２７１４  号公報に開示されている。
【０００９】
この公報には、めっき層表面に一定量のζ相を生成させることによって、電着塗装時の耐クレータリング性を良好にすることが記載されている。
【００１０】
従って、耐フレーキング性を向上させるには、めっき層表面にζ相を生成しないようにすることが望ましく、一方、耐クレータリング性を向上させるには、めっき層表面に一定量のζ相を生成させることが望ましく、よって、耐フレーキング性と電着塗装時の耐クレータリング性は、一般には相反する関係にあり、これらの性能の双方を満足させるのは困難であった。
【００１１】
また、めっき層表面にζ相が存在している場合であっても（ζ相の存在は、上述したように、耐クレータリング性にとっては有利である。）、めっき層中のΓ相の発生を少なくすることによって耐フレーキング性を向上させた従来技術が、特開平４−１０３７４８号公報に開示されている。
【００１２】
この公報の記載によれば、亜鉛めっき浴中にＡｌを含有させ、Ｚｎ−Ｆｅ  合金化反応を抑制する効果があるＡｌ−Ｆｅ−Ｚｎ合金の形成を制御し、比較的高温（  ５５０  〜６００  ℃）  に保持した合金化炉内で合金化反応を開始するようにすることで、Γ相の形成を抑制するとともに、表面のζ相を微細に生成し、これによって、良好な耐フレーキング性が得られるとしている。
【００１３】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、特開平４−１０３７４８号公報に記載された方法は、合金化反応を比較的高温（  ５５０  〜６００  ℃）  で行っているが、この温度は、Ｚｎ−Ｆｅ  の２元系状態図から考えると、ζ相が存在しえない温度であるため、この方法でζ相を残存させるのは極めて困難であると推定される。
【００１４】
すなわち、この方法でζ相を残存させるには、合金化時間を相当短くする必要があるが、合金化時間を、Ｚｎ−Ｆｅ−Ａｌ合金層の形成量によって設定するこの方法では、合金化時間を正確にコントロールすることは極めて困難であると考えられるからである。
【００１５】
また、高温での合金化は、一般的に低温での合金化に比べてΓ相が形成されやすく、亜鉛めっき浴中にＡｌを含有させてもΓ相が形成されやすく、加工時にめっき層が鋼板界面から剥離するパウダリングが起こりやすいという問題もある。
【００１６】
【課題を解決するための手段】
そこで、発明者らは、摺動性と電着塗装時の耐クレータリング性の双方を満足させるための研究を繰り返し行ったところ、ＡｌとＮｉの双方を含有させた溶融亜鉛めっき浴中で溶融亜鉛めっきを行い、その後、適正なヒートパターン条件下、より詳細には、昇温速度、保持温度、及び降温速度の適正化を図ったヒートパターン条件下で合金化処理を施すことによって、めっき層表面に、微細なζ相結晶を形成するとともに、ζ相の表面被覆率を適正範囲に抑制することができ、この結果、摺動性と電着塗装時の耐クレータリング性の双方を満足する合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供することが可能であることを見出し、この発明を完成したものである。
【００１７】
すなわち、この発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、鋼板の少なくとも片面に、付着量が２０〜９０ｇ／ｍ２  であり、Ａｌ：０．１〜０．５  ｍａｓｓ％，Ｎｉ：０．０７〜０．２５ｍａｓｓ％、Ｆｅ：７．０〜１３．０ｍａｓｓ％を含有し、残部が亜鉛からなる組成のめっき層を形成し、めっき層の表面の一部分がζ相であり、ζ相の結晶の大きさが１〜１０μｍ、ζ相の表面被覆率が１〜４０％である。
【００１８】
また、この発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法は、Ａｌ：０．１〜０．２  ｍａｓｓ％、Ｎｉ：０．０４  〜０．２０ｍａｓｓ％、残部が亜鉛からなり、浴温が  ４５０〜４８０  ℃である亜鉛めっき浴中に、鋼板を浸漬して溶融亜鉛めっきを施し、その後、１０〜２０℃／ｓで昇温し、４４０  〜６００  ℃の範囲内で加熱保持し、そして２０℃／ｓ以上で降温するヒートパターン条件下で合金化処理を行うものである。
【００１９】
【発明の実施の形態】
以下に、本発明に従う合金化溶融亜鉛めっき鋼板の、めっき層の組成及び付着量、並びにめっき層表面に形成されるζ相の結晶の大きさ及びその表面被覆率と、本発明に従う合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法の、めっき浴の組成及び浴温、並びに合金化処理のヒートパターン条件とについて、上記のように限定した理由を、耐フレーキング性及び耐クレータリング性と対応させながら以下に詳細に説明する。
【００２０】
（１）  Ａｌ
（ａ）  めっき層中のＡｌ含有率：０．１〜０．５  ｍａｓｓ％
Ａｌを含有しない溶融亜鉛めっき浴中に鋼板を浸漬してめっきを行う場合、めっきと同時に鋼板界面でＺｎ−Ｆｅの合金化反応も生じるため、溶融めっき完了時にはめっき層と鋼板界面にＦｅ含有率の高いＺｎ−Ｆｅ合金層が形成され、さらにその後の合金化処理によって、Ｚｎ−Ｆｅ合金層は成長しその厚みが厚くなりがちである。その合金層はΓ相（Ｆｅ：２２ｍａｓｓ％）と呼ばれる堅く脆い性質を持つ合金層で構成されているため、加工時にはパウダリングと呼ばれるめっき剥離現象が起こりやすくなる。
【００２１】
一方、Ａｌを含有させた亜鉛めっき浴中に鋼板を浸漬してめっきを行う場合、鋼板表面には、Ｚｎ−Ｆｅ−Ａｌ合金層（Ａｌ富化層）が形成され、めっき層（Ｚｎ）と鋼板（Ｆｅ）の合金化反応が抑制されるので、溶融めっきの際には、Ｚｎ−Ｆｅ合金層はほとんど形成されない。そして、その後合金化処理することによって、Ａｌ富化層を突き破り鋼板の粒界からＺｎ−Ｆｅ合金化が開始するようになる。
Ｚｎ−Ｆｅ合金化の開始時期は、Ａｌ富化層が厚い程遅くなり、耐パウダリング性劣化の原因となるΓ相の形成を抑制することができる。
【００２２】
しかし、Ａｌ富化層が厚すぎると、合金化処理時にＺｎ−Ｆｅ合金化反応が起こらなくなり、この結果、合金化ムラが生じたり、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができないという問題が生じる。
そのため、めっき層中へのＡｌの含有率は、めっき層に、適正厚さのＡｌ富化層を形成するように制限する必要がある。
【００２３】
すなわち、めっき層中のＡｌの含有率が０．１  ｍａｓｓ％未満では、Ｚｎ−Ｆｅ合金化が早く始まり、合金化処理をすると脆いΓ相が多く形成され、加工時にパウダリングが起きやすくなるので望ましくなく、また、０．５  ｍａｓｓ％を超えるとＡｌ富化層の厚さが厚くなりすぎるためＺｎ−Ｆｅ合金化反応が起こりにくくなり、鋼板表面からめっき層中に適正量のＦｅを拡散させて含有させることが困難となるためである。
従って、めっき層中のＡｌの含有率は、０．１  〜０．５  ｍａｓｓ％とした。
【００２４】
（ｂ）  めっき浴中のＡｌ含有率：０．１〜０．２  ｍａｓｓ％
めっき浴中のＡｌ含有率が０．２ｍａｓｓ％を超えると、鋼板表面にＡｌ富化層が厚く形成するため、Ｚｎ−Ｆｅ  合金化が困難となる。また、Ａｌの含有量が多くなると、後述の如くめっき浴中にドロス（Ｎｉ２Ａｌ３）が形成しやすくなるため、この点からも０．２ｍａｓｓ％を超えるＡｌの含有は好ましくない。
さらに、Ａｌ含有率が０．１ｍａｓｓ％未満では、Ａｌ富化層の形成が不十分であるため、Ｚｎ−Ｆｅ  合金化が急速に進行し、Γ相が形成しやすくなり、加工性が劣化するため好ましくない。
従って、めっき浴中のＡｌ含有率は、０．１  〜０．２  ｍａｓｓ％とした。
【００２５】
（２）  Ｎｉ
（ａ）  めっき層中のＮｉ含有率：０．０７  〜０．２５ｍａｓｓ％
Ｎｉを含有させた亜鉛めっき浴中に鋼板を浸漬してめっきを行った場合、Ｎｉは、めっき層となる半凝固状態の亜鉛（η相）中に固溶し、その後の合金化処理によって、Ｚｎ−Ｆｅ合金相中に固溶する。
そのため、Ｎｉを含有させた亜鉛めっき浴中で行っためっきは、その後の合金化処理によって、通常のＺｎ−Ｆｅ２元系合金の反応とは大きく異なる挙動を示すＺｎ−Ｆｅ−Ｎｉ３元系の合金化反応が進行することになる。
【００２６】
そこで、発明者らが鋭意検討を行った結果、めっき層中に適正量のＮｉを含有させることによって、Ｚｎ−Ｆｅ−Ｎｉ３元系の合金化反応を適正に進行させることによって、ζ相の形成を抑制できるとともに、ζ相結晶を微細にすることができるという特有の効果を奏することを見出したのである。
【００２７】
すなわち、めっき層中のＮｉ含有率が０．０７ｍａｓｓ％未満では、通常のＺｎ−Ｆｅ  ２元系合金の反応と同様の合金化挙動を示すため、Ｎｉを含有させたことによる特有の効果はほとんど認められないが、めっき層中のＮｉ含有率を０．０７ｍａｓｓ％以上にすることによって、Ｎｉを含有させたことによる上述した効果が得られることが判明したのである。
【００２８】
めっき層中のＮｉ含有率を０．０７ｍａｓｓ％以上にすることによって上述した効果が得られる理由は、合金化初期の段階で、ζ相（ＦｅＺｎ１３）の他にΓ２  相（ＦｅＺｎ４）  と呼ばれる、Ｎｉを固溶したＺｎ−Ｆｅ合金相が生成し、このΓ２  相は、Ｚｎ−Ｆｅ−Ｎｉ３元系状態図から、更なる合金化処理によって、ζ相を経ずに直接δ１  相へ変態し、その結果として、ζ相の形成が抑制されると考えられる。
【００２９】
尚、めっき層中にＮｉを含有させることによって、ζ相結晶が微細になるメカニズムについては明らかではないが、発明者らが、めっき層中のＮｉ含有率を変化させたときのζ相結晶の大きさについて調べたところ、図１に示すように、めっき層中のＮｉ含有率を０．０７ｍａｓｓ％以上にすることで、実際にζ相結晶が微細になったのである。
【００３０】
また、めっき層中のＮｉを０．２５ｍａｓｓ％を超えて含有させても、ζ相結晶を微細にする更なる効果は得られず、コストの点からＮｉの０．２５ｍａｓｓ％を超える含有は好ましくなく、さらに、理由は不明であるが、合金化が促進される効果が認められ、ζ相が消失してしまうため、耐クレータリングの点からも好ましくない。
【００３１】
従って、めっき層中のＮｉ含有率は、０．０７〜０．２５ｍａｓｓ％、好ましくは０．０７〜０．２０ｍａｓｓ％とした。
【００３２】
さらに、めっき層中にＮｉを含有させた合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、めっき層中にＮｉを含有しない合金化溶融亜鉛めっき鋼板に比べて、ζ相の表面被覆率を１〜４０％に制御するために必要なＦｅ含有率の範囲が低含有率側へ拡張され、このＦｅ含有率の範囲の低含有率側への拡張は、適正なＦｅ含有率の範囲が広くなって、操業性が向上するという効果もある。
【００３３】
尚、この発明のように、めっき層中にＮｉを含有させた場合に生成するζ相は、通常のＺｎ−Ｆｅ２元系合金におけるζ相（ＦｅＺｎ１３）と同一の結晶構造を持ち、柱状の形態を示す。
【００３４】
（ｂ）  めっき浴中のＮｉ含有率：０．０４  〜０．２０ｍａｓｓ％
亜鉛めっき浴中のＮｉ含有率は、０．１５ｍａｓｓ％を超えるとドロス（Ｎｉ２Ａｌ３）が形成し始め、０．２  ｍａｓｓ％を超えるとドロスの量が顕著に増加する。ドロスの比重は亜鉛浴の比重より小さいので、浴面を浮遊し、鋼板へ頻繁に付着するため、めっき外観の低下につながる。
従って、前述のＡｌ含有率では、０．２０ｍａｓｓ％  、より好ましくは０．１５ｍａｓｓ％  以下にする必要がある。
【００３５】
また、亜鉛浴中Ｎｉ含有率が０．０４ｍａｓｓ％未満であると、このめっき浴によって製造した合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっき層が、合金化処理によって、Γ２  相が形成されないため、Γ相形成が抑制できないため好ましくない。
従って、めっき浴中のＮｉ含有率は  ０．０４  〜０．２０ｍａｓｓ％とした。
【００３６】
（３）  合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっき層中のＦｅ含有率：７．０〜１３．０ｍａｓｓ％
前記Ｆｅ含有率は、以下の理由から７．０  〜１３．０ｍａｓｓ％  とした。
すなわち、前記Ｆｅ含有率が７．０ｍａｓｓ％未満だと、めっき表面にη相が残存するため、摺動性の点で好ましくなく、また、１３．０ｍａｓｓ％  を超えると、ζ相が消失し、所望のζ相の表面被覆率が得られないからである。
【００３７】
（４）  めっき付着量：２０  〜９０ｇ／ｍ２
めっき付着量は、以下の理由から２０〜９０ｇ／ｍ２とした。
すなわち、めっき付着量が２０ｇ／ｍ２未満だと、表面にζ相が残存しにくく、また、十分な耐食性が得られないため好ましくなく、また、９０ｇ／ｍ２を超えると、めっき−  鋼板界面にΓ相が形成しやすくなり、加工性が劣化するからである。
【００３８】
（５）  ζ相の結晶の大きさ：１〜１０μｍ
ζ相結晶の大きさは、１０μｍを超えるとＮｉ無添加時に形成されるζ相と同じ大きさとなり、Ｎｉ無添加時と比較して摺動性向上の効果は得られず、また、１μｍ未満にしてもそれ以上の摺動性向上効果が得られないからである。
従って、ζ相の結晶の大きさは１  〜１０μｍとした。
【００３９】
（６）  ζ相の表面被覆率：１〜４０％
ζ相の表面被覆率は、１％未満では化成処理時に処理ムラが発生しやすくなるとともに、電着塗装時にクレータ欠陥が発生しやすくなるからであり、また、４０％を超えると、化成処理及び耐クレータリング性の改善効果は飽和することになる一方、η相が残存する場合が生じ、摺動性、耐食性が悪くなるので好ましくない。
従って、ζ相の表面被覆率は１  〜４０％、より好ましくは１０〜３０％とした。
【００４０】
（７）  溶融亜鉛めっき浴の温度：４５０〜４８０  ℃
溶融亜鉛めっき浴の温度は、４５０  ℃未満では鋼板がめっき浴から出た時点でめっき層の凝固が進行するため付着量制御が困難になるため好ましくなく、また、合金化させるには、かなり長時間加熱しなければならず、合金層の制御が困難となる。また、４８０  ℃を超えるとめっき鋼板界面にＡｌ富化層が十分に形成されず、Ｚｎ−Ｆｅ  合金反応が進行してΓ相がめっき時に生成されることになり、その結果、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の耐パウダリング性が劣化するためである。
従って、溶融亜鉛めっき浴の温度は、４５０  〜４８０  ℃とした。
【００４１】
（８）  合金化処理のヒートパターン条件
合金化処理のヒートパターン条件は、この発明の製造方法の構成上、特に重要である。以下に限定理由を説明する。
【００４２】
（ａ）昇温速度：１０  〜２０℃／ｓ
合金化処理温度までの昇温速度は、１０℃／ｓ未満では所望のζ相被覆率及びめっき層中Ｆｅ含有率を得ることができず、また、２０℃／ｓを超えると、めっきと鋼板との界面に脆いΓ相が多量に形成し、耐パウダリング性が劣化するためである。
従って、合金化処理温度までの昇温速度は１０〜２０℃／ｓとした。
【００４３】
（ｂ）合金化処理温度：４４０〜６００  ℃
合金化処理温度は、４４０  ℃未満ではめっき表面に摺動性、耐食性を劣化させるη相が残存するため好ましくなく、また、６００  ℃を超えると、めっき表面にζ相が存在しなくなり、耐クレータリング性が劣化するためである。
従って、合金化処理温度は  ４４０〜６００  ℃、より好ましくは４８０  〜５５０  ℃とした。
尚、合金化処理時間は、所望の表面被覆率のζ相を残存させるために、３  〜４０秒にすることが好ましい。
【００４４】
（ｃ）降温速度：  ２０℃／ｓ以上
合金化処理後の降温速度は、２０℃未満では、めっき表面層に残存するζ相がδ１  相へ変態し、所望のζ相被覆率が得られないためである。
従って、合金化処理後の降温速度は２０℃／ｓ以上、より好ましくは２０〜３０℃とした。
【００４５】
【実施例】
次に、この発明に従って種々の合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造し、摺動性と耐クレータリング性を評価したので、以下に説明する。
（実施例１〜８）
通常のゼンジミアタイプの連続溶融めっきラインで、鋼板上に溶融亜鉛めっきを行い、その後、合金化処理を行った。
めっき原板としては、Ｔｉ，  Ｎｂ添加極低炭素鋼板（０．７ｍｍ厚）  を用いた。
【００４６】
溶融めっき浴中のＡｌ及びＮｉの含有率（％）  、合金化処理条件（  昇温速度（  ℃／ｓｅｃ．）、合金化処理温度（  ℃）  、及び降温速度（  ℃／ｓｅｃ．））、めっき層中のＡｌ，  Ｎｉ，  及びＦｅの含有率（％）  、ζ相の表面被覆率（％）  、ζ相結晶の大きさ（  μｍ）、めっき付着量（ｇ／ｍ２）については、表１に示した。
【００４７】
【表１】
0003557810.tif 000002
【００４８】
また、ζ相結晶の大きさ、ζ相の表面被覆率の測定方法、並びに摺動性及び耐クレータリング性の評価方法については以下に示す。
【００４９】
（１）  ζ相結晶の大きさの測定方法
めっき層表面を電子顕微鏡で観察することにより、スキンパスの当たっていない部分について、１００  μｍ×１００  μｍの範囲内にあるζ相結晶のうち、任意に２０個のζ相結晶を選択し、選択した各ζ相結晶について、その長手方向の長さを測定し、それらの平均値を、ζ相結晶の大きさとした。
【００５０】
（２）  ζ相の表面被覆率の算出方法
めっき層表面を電子顕微鏡で観察することにより、スキンパスの当たっていない部分について、δ１  相（粒状）とζ相（柱状）の結晶形態で分類し、それぞれの被覆面積を算出する方法が有効である。
実際には、電子顕微鏡での観察は倍率３５００倍で行い、１試料の中でスキンパス圧下部を除いて５箇所を選択し、写真撮影を行い、次にその写真上に１０ｍｍ間隔で直線を７本横方向に引き、その線の全長（９５ｍｍ×７本）の中でζ相を横切る部分の長さを測定し、下記式より算出される値を、ζ相の表面被覆率とした。
【００５１】
【数１】
0003557810.tif 000003
【００５２】
（３）  摺動性
摺動性は、底面圧の平面摺動特性試験により評価した。試験材は２０×３００ｍｍ  の大きさで、表面は無塗油の状態である。摺動条件は、面圧２００ｋｇｆ、引き抜き速度２０ｍｍ／ｓｅｃ．、摺動距離  １００ｍｍで試験を行い、得られた引き抜き加重より摩擦係数を求め、以下のように評価した。評価結果は表１に示す。
｛摺動性評価｝
◎：摩擦係数    ０．２５以下
○：摩擦係数    ０．２５〜０．３
×：摩擦係数    ０．３  以上
【００５３】
（４）  耐クレータリング性
日本パーカライジング（株）製のりん酸塩処理液ＰＢＬ３０２０  を用いて、５０×１００ｍｍ  に剪断しためっき鋼板に化成処理を行った。そして、日本ペイント（株）製の電着塗料ＰＴ−Ｕ８０  を用いて、電着塗装を電圧  ２４０Ｖ、スロープ通電で行い、任意に選択した３箇所の１ｃｍ２  の範囲内で電着塗装表面に発生したクレータの個数を目視で数え、それらの平均値をクレータ発生密度とし、これによって、耐クレータリング性を以下のように評価した。評価結果は表１に示す。
｛耐クレータリング性評価｝
◎：クレータ発生密度    ０．２５以下
○：クレータ発生密度    ０．２５〜０．３
×：クレータ発生密度    ０．３  以上
【００５４】
表１に示す評価結果から、実施例１〜８は、いずれも摺動性と耐クレータリング性の双方とも優れていた。
一方、比較例１〜１５は、いずれも、摺動性と耐クレータリング性の双方を満足させることはできなかった。
【００５５】
【発明の効果】
この発明によれば、表面処理鋼板、特に自動車用鋼板として好適な摺動性および耐クレータリング性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供することが可能になった。
この発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板を使用することにより、自動車製造工程において、プレス加工不良や電着塗装時に発生するクレータ欠陥を防止することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】めっき層中のＮｉ含有率とζ相結晶の大きさとの関係を示した図である。
【図１】
0003557810.tif 000004