【事件の表示】
　特許第３３６８６４７号「プレス成形性、耐パウダリング性および塗装後鮮映性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法」の請求項２に係る特許に対する特許異議の申立てについて、次のとおり決定する。
【結　論】
　訂正を認める。
　本件特許異議の申立てを却下する。
【理　由】
Ｉ．手続の経緯の概要
　本件特許第３３６８６４７号（以下、「本件特許」という。）は、平成５年１２月２０日に特許出願がなされ、平成１４年１１月１５日に請求項１〜４に係る発明につき特許権の設定の登録がなされ、その後、平成１５年７月２２日に特許異議申立人：株式会社神戸製鋼所より、その請求項２に係る特許について特許異議の申立がなされ、平成１６年１２月１０日付けで特許取消理由の通知がなされ、平成１７年２月１８日付けで訂正請求書が提出されたものである。
　　
II．訂正の適否について
　上記訂正請求書による訂正は、以下のとおりである。
(II-1)訂正の内容
訂正事項ａ（特許請求の範囲の訂正）
　特許請求の範囲の請求項２を削除し、新たに請求項２以下を次のとおりに訂正する。
「【請求項２】前記冷間圧延を、冷間圧延機の少なくとも最終スタンドにおいて、Raが0.1〜0.8μmであり、そして、冷間圧延後の鋼板の断面曲線をフーリエ変換して得られるパワースペクトルの波長100〜2000μmの積分値が200μｍ3以下となるように表面凹凸が調整されたロールを使用して行い、合金化溶融亜鉛めっき鋼板のパワースペクトルの波長100〜2000μmの積分値を200μｍ3以下にする請求項１に記載の方法。
【請求項３】前記冷間圧延を、冷間圧延機の少なくとも最終スタンドにおいて、Raが0.1〜0.8μmであり、そして、冷間圧延後の鋼板の断面曲線をフーリエ変換して得られるパワースペクトルの波長100〜2000μmの積分値が500μｍ3以下となるように表面凹凸が調整されたロールを使用して行い、そして、
　前記調質圧延を、Raが0.5μm以下であり、そして、調質圧延後の鋼板の断面曲線をフーリエ変換して得られるパワースペクトルの波長100〜2000μmの積分値が200μｍ3以下となるように表面凹凸が調整されたロールを使用し、伸張率0.3〜5％の調質圧延を行い、合金化溶融亜鉛めっき鋼板のパワースペクトルの波長100〜2000μmの積分値を200μｍ3以下にする請求項１に記載の方法。
【請求項４】熱延鋼板を冷間圧延することによって冷延鋼板を調製し、前記冷延鋼板に対し溶融亜鉛めっき処理を施すことによって、前記冷延鋼板の表面上に溶融亜鉛めっき層を形成し、次いで、前記溶融亜鉛めっき層が形成された前記鋼板に対し合金化処理を施すことによって、前記鋼板の表面上に合金化溶融亜鉛めっき層を形成し、次いで、前記合金化溶融亜鉛めっき層が形成された前記鋼板に対し調質圧延を施すことからなる、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法において、
　前記冷延鋼板として、鋼中に、炭素、窒素およびボロンのうちの少なくとも１種が１〜20ppm固溶している鋼板を使用し、前記溶融亜鉛めっき処理を、アルミニウム量：0.05〜0.30wt.%、残り: 亜鉛および不可避的不純物からなる成分組成の溶融亜鉛めっき浴中に前記鋼板を浸漬することによって行い、そして、前記合金化処理を、480 〜600℃の温度域によって行い、
　更に、前記冷間圧延を、冷間圧延機の少なくとも最終スタンドにおいて、Raが0.1〜0.8μmであり、そして、冷間圧延後の鋼板の断面曲線をフーリエ変換して得られるパワースペクトルの波長100〜2000μmの積分値が200μｍ3以下となるように表面凹凸が調整されたロールを使用して行い、合金化溶融亜鉛めっき鋼板のパワースペクトルの波長100〜2000μmの積分値を200μｍ3以下にすることを特徴とする、プレス成形性、耐パウダリング性および塗装後鮮映性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項５】熱延鋼板を冷間圧延することによって冷延鋼板を調製し、前記冷延鋼板に対し溶融亜鉛めっき処理を施すことによって、前記冷延鋼板の表面上に溶融亜鉛めっき層を形成し、次いで、前記溶融亜鉛めっき層が形成された前記鋼板に対し合金化処理を施すことによって、前記鋼板の表面上に合金化溶融亜鉛めっき層を形成し、次いで、前記合金化溶融亜鉛めっき層が形成された前記鋼板に対し調質圧延を施すことからなる、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法において、
　前記冷延鋼板として、鋼中に、炭素、窒素およびボロンのうちの少なくとも１種が１〜20ppm固溶している鋼板を使用し、前記溶融亜鉛めっき処理を、アルミニウム量：0.05〜0.30wt.%、残り: 亜鉛および不可避的不純物からなる成分組成の溶融亜鉛めっき浴中に前記鋼板を浸漬することによって行い、そして、前記合金化処理を、480 〜600℃の温度域によって行い、
　更に、前記冷間圧延を、冷間圧延機の少なくとも最終スタンドにおいて、Raが0.1〜0.8μmであり、そして、冷間圧延後の鋼板の断面曲線をフーリエ変換して得られるパワースペクトルの波長100〜2000μmの積分値が500μｍ3以下となるように表面凹凸が調整されたロールを使用して行い、そして、
　前記調質圧延を、Raが0.5μm以下であり、そして、調質圧延後の鋼板の断面曲線をフーリエ変換して得られるパワースペクトルの波長100〜2000μmの積分値が200μｍ3以下となるように表面凹凸が調整されたロールを使用し、伸張率0.3〜5％の調質圧延を行い、合金化溶融亜鉛めっき鋼板のパワースペクトルの波長100〜2000μmの積分値を200μｍ3以下にすることを特徴とするプレス成形性、耐パウダリング性および塗装後鮮映性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。」
　　
訂正事項ｂ（特許請求の範囲以外の訂正）
(b-1)段落【0012】〜【0014】を、次の段落【0012】〜【0015】のとおり訂正する。（なおこれに伴い、以下段落番号ずれ有り。）
「【0012】
　上記第１実施態様の方法において、冷間圧延機の少なくとも最終スタンドにおいて、Raが0.1〜0.8μm であり、そして、冷間圧延後の鋼板の断面曲線をフーリエ変換して得られるパワースペクトルの波長100〜2000μmの積分値が200μｍ3以下となるように表面凹凸が調整されたロールを使用して行い、合金化溶融亜鉛めっき鋼板のパワースペクトルの波長100〜2000μmの積分値を200μｍ3以下にすることが好ましい。
【0013】
　上記第１実施態様の方法において、冷間圧延機の少なくとも最終スタンドにおいて、Ｒａが0.1〜0.8μｍであり、そして、冷間圧延後の鋼板の断面曲線をフーリエ変換して得られるパワースペクトルの波長100〜2000μｍの積分値が500μｍ3以下となるように表面凹凸が調整されたロールを使用して冷間圧延を行い、そして、
　調質圧延を、Ｒａが0.5μｍ以下であり、そして、調質圧延後の鋼板の断面曲線をフーリエ変換して得られるパワースペクトルの波長100〜2000μｍの積分値が200μｍ3以下となるように表面凹凸が調整されたロールを使用し、伸張率0.3〜5％の調質圧延を行い、合金化溶融亜鉛めっき鋼板のパワースペクトルの波長100〜2000μmの積分値を200μｍ3以下にすることが好ましい。
【0014】
　この発明の第２実施態様に係る第１の方法は、下記を特徴とするものである。
　熱延鋼板を冷間圧延することによって冷延鋼板を調製し、前記冷延鋼板に対し溶融亜鉛めっき処理を施すことによって、前記冷延鋼板の表面上に溶融亜鉛めっき層を形成し、次いで、前記溶融亜鉛めっき層が形成された前記鋼板に対し合金化処理を施すことによって、前記鋼板の表面上に合金化溶融亜鉛めっき層を形成し、次いで、前記合金化溶融亜鉛めっき層が形成された前記鋼板に対し調質圧延を施すことからなる、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法において、
　前記冷延鋼板として、鋼中に、炭素、窒素およびボロンのうちの少なくとも１種が、１〜20ppm固溶している鋼板を使用し、前記冷延鋼板を焼鈍した後、前記溶融亜鉛めっき処理を、アルミニウム量：0.05〜0.30wt.%、残り: 亜鉛および不可避的不純物からなる成分組成の溶融亜鉛めっき浴中に鋼板を浸漬することによって行い、そして、前記合金化処理を、480 〜600 ℃の温度域によって行い、
　更に、前記冷間圧延を、冷間圧延機の少なくとも最終スタンドにおいて、Raが0.1〜0.8 μmであり、そして、冷間圧延後の鋼板の断面曲線をフーリエ変換して得られるパワースペクトルの波長100〜2000μmの積分値が200μｍ3以下となるように表面凹凸が調整されたロールを使用して行い、合金化溶融亜鉛めっき鋼板のパワースペクトルの波長100〜2000μmの積分値を200μｍ3以下にすることが好ましい。
【0015】
　この発明の第２実施態様に係る第２の方法は、下記を特徴とするものである。
　熱延鋼板を冷間圧延することによって冷延鋼板を調製し、前記冷延鋼板に対し溶融亜鉛めっき処理を施すことによって、前記冷延鋼板の表面上に溶融亜鉛めっき層を形成し、次いで、前記溶融亜鉛めっき層が形成された前記鋼板に対し合金化処理を施すことによって、前記鋼板の表面上に合金化溶融亜鉛めっき層を形成し、次いで、前記合金化溶融亜鉛めっき層が形成された前記鋼板に対し調質圧延を施すことからなる、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法において、
　前記冷延鋼板として、鋼中に、炭素、窒素およびボロンのうちの少なくとも１種が、１〜20ppm固溶している鋼板を使用し、前記冷延鋼板を焼鈍した後、前記溶融亜鉛めっき処理を、アルミニウム量：0.05〜0.30wt.%、残り: 亜鉛および不可避的不純物からなる成分組成の溶融亜鉛めっき浴中に鋼板を浸漬することによって行い、そして、前記合金化処理を、480 〜600℃の温度域によって行い、
　更に、前記冷間圧延を、冷間圧延機の少なくとも最終スタンドにおいて、Raが0.1〜0.8 μmであり、そして、冷間圧延後の鋼板の断面曲線をフーリエ変換して得られるパワースペクトルの波長100〜2000μmの積分値が500μｍ3以下となるように表面凹凸が調整されたロールを使用して行い、そして、
　前記調質圧延を、Ｒａが0.5μｍ以下であり、そして、調質圧延後の鋼板の断面曲線をフーリエ変換して得られるパワースペクトルの波長100〜2000μｍの積分値が200μｍ3以下となるように表面凹凸が調整されたロールを使用し、伸張率0.3〜5％の調質圧延を行い、合金化溶融亜鉛めっき鋼板のパワースペクトルの波長100〜2000μmの積分値を200μｍ3以下にすることが好ましい。」
　　
(b-2)段落【0097】〜【0121】を、次の段落【0098】〜【0110】のとおり訂正する。
「【0098】
　次に、第２実施態様の発明を、実施例により比較例と共に説明する。
〔実施例３〕
　各種のＩＦ鋼をベースとし、B, Ti, Nb, sol.Al および N量を変化させて、表６および表７に示した、本発明範囲内の成分組成を有する本発明鋼および本発明の範囲外の成分組成を有する比較鋼を調製した。めっき原板として、上記本発明鋼および比較鋼からなる板厚0.8mmの冷延鋼板を、冷間圧延時における冷延ロールのＲａ及び冷間圧延後の鋼板のパワースペクトル積分値、調質圧延時における調質圧延ロールのＲａ、調質圧延後の鋼板のパワースペクトル積分値、および、調質圧延の伸張率を、この発明の範囲内において変えて調製した。
【0099】
【表６】
【0100】
【表７】
【0101】
　このようにして調製された冷延鋼板に対し、この発明の範囲内において、溶融亜鉛めっき条件、合金化処理条件および調質圧延条件を変え、溶融亜鉛めっき処理、合金化処理および調質圧延を施し、冷延鋼板の表面上に、鋼板片面当り、30g/m2、45g/m2および60g/m2の量の合金化溶融亜鉛めっき層を形成した。このようにして製造した合金化溶融亜鉛めっき鋼板の各々から試験片を切り出し、本発明試験片を調製した。
【0102】
　比較のために、下地鋼板のC,N,Bの固溶量、冷間圧延条件、溶融亜鉛めっき条件、合金化処理条件および調質圧延条件のうちの少なくとも１つが本発明の範囲外の条件によって、冷間圧延、溶融亜鉛めっき処理、合金化処理および調質圧延を施し、冷延鋼板の表面上に、鋼板片面当り、30g/m2、45g/m2および60g/m2の量の合金化溶融亜鉛めっき層を形成した。このようにして製造した合金化溶融亜鉛めっき鋼板の各々から試験片を切り出し、比較用試験片を調製した。
【0103】
　表８および表９に、本発明試験片および比較用試験片に関する、C, N, B の固溶量、溶融亜鉛めっき処理時における、めっき付着量、浴中Al濃度、合金化処理時における合金化温度、冷間圧延時における冷延ロールのＲａ、冷延鋼板のパワースペクトルの積分値、調質圧延ロールのＲａ、調質圧延された鋼板のパワースペクトルの積分値および調質圧延伸張率を示す。
【0104】
【表８】
【0105】
【表９】
【0106】
　上述した本発明試験片および比較用試験片について、上述したと同様の方法により、プレス成形性、耐パウダリング性および塗装後鮮映性を調べ、その結果を、表８および表９に併せて示した。
【0107】
　表８および表９から明らかなように、冷延ロールのRaが小さい本発明試験片No.179は、プレス成形性、耐パウダリング性および塗装後鮮映性が何れも良好であったが、冷延ロールにロール疵が発生しやすく、製品品質がやや劣化した。調質圧延鋼板のパワースペクトル積分値が高い従来の調質圧延ロールを使用し、パワースペクトル積分値が高い冷延ロールを使用して冷間圧延を行った比較用試験片No.184〜186 は、塗装後鮮映性がやや劣化した。
【0108】
　下地鋼板のC, N, B の固溶量が０である比較用試験片No.197 は、耐パウダリング性が劣化した。調質圧延の伸張率が本発明の範囲を外れて高い比較用試験片No.193は、材質が劣化した。合金化温度が本発明の範囲を外れて低い比較用試験片No.194、195 は、プレス成形性が劣化した。合金化温度が本発明の範囲を外れて高い比較用試験片No.201およびめっき浴中のAl濃度が本発明の範囲を外れて低い比較用試験片No.202は、耐パウダリング性が劣化した。
【0109】
　めっき浴中のAl濃度が本発明の範囲を外れて高い比較用試験片No.208は合金化しなかった。そして、調質圧延ロールのRaが本発明の範囲を外れて高く、且つ、調質圧延鋼板のパワースペクトル積分値が本発明の範囲を外れて高い比較用試験片No.209は塗装後鮮映性が劣化した。
【0110】
　これに対し、下地鋼板のC, N, B の固溶量、めっき浴中のAl濃度、合金化温度、冷延ロールのRa、冷延鋼板のパワースペクトル積分値、調質圧延ロールのRa、調質圧延鋼板のパワースペクトル積分値、および、調質圧延伸張率がすべてこの発明の範囲内である本発明試験片No.180〜183 、187 〜191 、196 、198 〜200、203 〜207 は、プレス成形性、耐パウダリング性および塗装後鮮映性のすべてが優れていた。」
　　
（II-2）訂正の適否について
　訂正事項ａは請求項２を削除することによる特許請求の範囲の減縮を目的とする訂正であり、なおかつ、これに伴い、後続する請求項について形式的な整合のため、不明瞭となる記載の釈明を目的とした訂正をしたものである。また、訂正事項ｂは、上記の特許請求の範囲についての訂正事項ａと整合させて、発明の詳細な説明における不明瞭となる記載の釈明を目的とした訂正である。
　そしてこれらの訂正は、願書に添付した明細書及び図面、特に段落【0012】〜【0014】、【0097】〜【0121】の記載からみて、当該明細書又は図面に記載した事項の範囲内の訂正と認められ、また、実質上特許請求の範囲を拡張し又は変更するものとは認められない。
　以上のとおりであるから、本訂正は、平成６年法律第１１６号附則第６条第１項の規定により、その施行前にした特許出願の明細書の訂正についてはなお従前の例によるとされる、特許法第１２０条の４第３項において準用する平成６年法律第１１６号による改正前の特許法第１２６条第１項ただし書き、及び同条第２項の規定に適合するので、本訂正を認める。
　　
III．特許異議申立人の主張及び証拠
(III-1)証拠及び主張
　特許異議申立人は、甲第１号証（特開平４−４１６５８号公報）、甲第２号証（特開平４−８０３４９号公報）、甲第３号証（特開平４−３０１０６０号公報）、甲第４号証（特開平５−１７１３５４号公報）、甲第５号証（「第138・139回西山記念技術講座　表面処理技術の進歩と今後の動向」（社）日本鉄鋼協会（平成３年５月１日）第１２〜１９頁）、甲第６号証（特開平５−１１２８５８号公報）、および甲第７号証（「鉄と鋼」第７２年（１９８６）第８号（昭和６１年６月）第９８９〜９９６頁） を提示して、特許権設定登録時の本件特許について、特許権設定登録時の請求項２に係る発明は、甲第１、２、３又は４号証に記載された発明であり、また、甲第１〜７号証に記載された発明に基いて当業者が容易に発明をすることができた発明であるので特許法第２９条第１、２項の規定に違反してなされたものであるので、請求項２に係る特許は取り消すべきものであると主張している。
　　
VI．判断
　上記訂正の結果、特許異議申立ての対象であるもとの請求項２は削除されて存在しないものとなった。よって、本件特許異議の申立ては不適法なものとなり、なおかつ、補正をすることができないものである。
　したがって、本件特許異議の申立ては、特許法第１２０条の６第１項で準用する同法第１３５条の規定により却下する。
　よって、結論のとおり決定する。
【異議決定日】
平成１７年８月４日（２００５．８．４）
【訂正の要旨】
審決（決定）の【理由】欄参照。
（５４）【発明の名称】
プレス成形性、耐パウダリング性および塗装後鮮映性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
（５７）【特許請求の範囲】
　【請求項１】
　熱延鋼板を冷間圧延することによって冷延鋼板を調製し、前記冷延鋼板に対し溶融亜鉛めっき処理を施すことによって、前記冷延鋼板の表面上に溶融亜鉛めっき層を形成し、次いで、前記溶融亜鉛めっき層が形成された前記鋼板に対し合金化処理を施すことによって、前記鋼板の表面上に合金化溶融亜鉛めっき層を形成し、次いで、前記合金化溶融亜鉛めっき層が形成された前記鋼板に対し調質圧延を施すことからなる、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法において、
　前記溶融亜鉛めっき処理を、アルミニウム量：０．０５〜０．３０ｗｔ．％、残り：亜鉛および不可避的不純物からなる成分組成の溶融亜鉛めっき浴中に、５００〜６００℃の温度領域において初期反応が生ずるように鋼板を浸漬することによって行い、そして、前記合金化処理を、４８０〜６００℃の温度域によって行うことを特徴とする、プレス成形性、耐パウダリング性および塗装後鮮映性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
　【請求項２】
　前記冷間圧延を、冷間圧延機の少なくとも最終スタンドにおいて、Ｒａが０．１〜０．８μｍであり、そして、冷間圧延後の鋼板の断面曲線をフーリエ変換して得られるパワースペクトルの波長１００〜２０００μｍの積分値が２００μｍ３以下となるように表面凹凸が調整されたロールを使用して行い、合金化溶融亜鉛めっき鋼板のパワースペクトルの波長１００〜２０００μｍの積分値を２００μｍ３以下にする
請求項１に記載の方法。
　【請求項３】
　前記冷間圧延を、冷間圧延機の少なくとも最終スタンドにおいて、Ｒａが０．１〜０．８μｍであり、そして、冷間圧延後の鋼板の断面曲線をフーリエ変換して得られるパワースペクトルの波長１００〜２０００μｍの積分値が５００μｍ３以下となるように表面凹凸が調整されたロールを使用して行い、そして、
　前記調質圧延を、Ｒａが０．５μｍ以下であり、そして、調質圧延後の鋼板の断面曲線をフーリエ変換して得られるパワースペクトルの波長１００〜２０００μｍの積分値が２００μｍ３以下となるように表面凹凸が調整されたロールを使用し、伸張率０．３〜５％の調質圧延を行い、合金化溶融亜鉛めっき鋼板のパワースペクトルの波長１００〜２０００μｍの積分値を２００μｍ３以下にする
請求項１に記載の方法。
　【請求項４】
　熱延鋼板を冷間圧延することによって冷延鋼板を調製し、前記冷延鋼板に対し溶融亜鉛めっき処理を施すことによって、前記冷延鋼板の表面上に溶融亜鉛めっき層を形成し、次いで、前記溶融亜鉛めっき層が形成された前記鋼板に対し合金化処理を施すことによって、前記鋼板の表面上に合金化溶融亜鉛めっき層を形成し、次いで、前記合金化溶融亜鉛めっき層が形成された前記鋼板に対し調質圧延を施すことことからなる、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法において、
　前記冷延鋼板として、鋼中に、炭素、窒素およびボロンのうちの少なくとも１種が１〜２０ｐｐｍ固溶している鋼板を使用し、前記溶融亜鉛めっき処理を、アルミニウム量：０．０５〜０．３０ｗｔ．％、残り：亜鉛および不可避的不純物からなる成分組成の溶融亜鉛めっき浴中に前記鋼板を浸漬することによって行い、そして、前記合金化処理を、４８０〜６００℃の温度域によって
行い、
　更に、前記冷間圧延を、冷間圧延機の少なくとも最終スタンドにおいて、Ｒａが０．１〜０．８μｍであり、そして、冷間圧延後の鋼板の断面曲線をフーリエ変換して得られるパワースペクトルの波長１００〜２０００μｍの積分値が２００μｍ３以下となるように表面凹凸が調整されたロールを使用して行い、合金化溶融亜鉛めっき鋼板のパワースペクトルの波長１００〜２０００μｍの積分値を２００μｍ３以下にすることを特徴とするプレス成形性、耐パウダリング性および塗装後鮮映性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
　【請求項５】
　熱延鋼板を冷間圧延することによって冷延鋼板を調製し、前記冷延鋼板に対し溶融亜鉛めっき処理を施すことによって、前記冷延鋼板の表面上に溶融亜鉛めっき層を形成し、次いで、前記溶融亜鉛めっき層が形成された前記鋼板に対し合金化処理を施すことによって、前記鋼板の表面上に合金化溶融亜鉛めっき層を形成し、次いで、前記合金化溶融亜鉛めっき層が形成された前記鋼板に対し調質圧延を施すことからなる、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法において、
　前記冷延鋼板として、鋼中に、炭素、窒素およびボロンのうちの少なくとも１種が１〜２０ｐｐｍ固溶している鋼板を使用し、前記溶融亜鉛めっき処理を、アルミニウム量：０．０５〜０．３０ｗｔ．％、残り：亜鉛および不可避的不純物からなる成分組成の溶融亜鉛めっき浴中に前記鋼板を浸漬することによって行い、そして、前記合金化処理を、４８０〜６００℃の温度域によって
行い、
　更に、前記冷間圧延を、冷間圧延機の少なくとも最終スタンドにおいて、Ｒａが０．１〜０．８μｍであり、そして、冷間圧延後の鋼板の断面曲線をフーリエ変換して得られるパワースペクトルの波長１００〜２０００μｍの積分値が５００μｍ３以下となるように表面凹凸が調整されたロールを使用して行い、そして、
　前記調質圧延を、Ｒａが０．５μｍ以下であり、そして、調質圧延後の鋼板の断面曲線をフーリエ変換して得られるパワースペクトルの波長１００〜２０００μｍの積分値が２００μｍ３以下となるように表面凹凸が調整されたロールを使用し、伸張率０．３〜５％の調質圧延を行い、合金化溶融亜鉛めっき鋼板のパワースペクトルの波長１００〜２０００μｍの積分値を２００μｍ３以下にすることを特徴とするプレス成形性、耐パウダリング性および塗装後鮮映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】
　【産業上の利用分野】
　この発明は、プレス成形性、耐パウダリング性および塗装後鮮映性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造するための方法に関するものである。
　【０００２】
　【従来の技術】
　自動車、家電製品および鋼製家具等の外板のように、塗装後の仕上がり外観が良好であることを要求される合金化溶融亜鉛めっき鋼板の原板には、従来、表面粗さが調整された冷延鋼板が使用されている。このような冷延鋼板には、一般にプレス成形が施されるため、プレス成形性を考慮して、冷延鋼板の表面に、いわゆるダル仕上げが施されていた。しかしながら、塗装後鮮映性を考慮すると、冷延鋼板の表面はブライト仕上げされていることが望ましい。
　【０００３】
　従って、プレス成形性と塗装後鮮映性の両者を満足し得るように、鋼板の表面粗さを調整することが、従来から種々研究されており、例えば、特開平２−１７５００７号公報、特開平２−１８５９５９号公報、特開平２−２２５６５２号公報、特開平４−２８５１４９号公報等には、めっき原板として、表面粗さＲａ、Ｗｃａ、ＰＰＩ等を調整した鋼板を使用したり、特定のロールを使用して冷間圧延された鋼板に対し、合金化溶融亜鉛めっき処理を施すか、または、合金化溶融亜鉛めっき処理を施した後、特定のロールを使用して調質圧延することによって、塗装後鮮映性を改善する方法（以下、先行技術１という）が開示されている。
　【０００４】
　一方、特開平２−２７４８６０号公報には、レーザーによって表面にダル仕上げ加工が施されたロール即ちレーザーダルロールによって、冷延鋼板の表面に所定の凹凸を付与し、これによって、プレス成形性を改善する方法（以下、先行技術２という）が開示されている。
　【０００５】
　また、特開平２−２２５６５２号公報には、冷延鋼板の表面に、１０〜５００μｍの凹凸、特に、合金化処理過程において、波長域が１０〜１００μｍ、凹部の深さが１０μｍ程度の多数の凹凸を形成せしめ、これによって、プレス成形性を向上させる方法（以下、先行技術３という）が開示されている。
　【０００６】
　【発明が解決しようとする課題】
　しかしながら、上述した先行技術は、次のような問題を有している。
　▲１▼先行技術１のように、めっき原板として、表面粗さＲａ、Ｗｃａ、ＰＰＩ等が調整された鋼板や、特定のロールにより冷間圧延された鋼板を使用しても、必ずしも塗装後鮮映性が良好にはならない。
　▲２▼冷間圧延を、ブライトロールまたはレーザービーム加工が施されたロールを使用して行った場合には、冷間圧延時におけるロールの損傷が激しいためにロール寿命が短くなる。従って、良好な塗装後鮮映性およびプレス成形性を得るためには、ロール交換を頻繁に行うことが必要になり、生産性の著しい低下を招く。
　【０００７】
　▲３▼合金化溶融亜鉛めっき処理を施した後、先行技術１に示されているような特定のロールを使用して調質圧延を施しても、必ずしも塗装後鮮映性が良好にはならない。
　▲４▼調質圧延を、ブライトロールまたはレーザービーム加工が施されたロールを使用して行った場合には、調質圧延時におけるロールの損傷が激しいためにロール寿命が短くなる。従って、良好な塗装後鮮映性およびプレス成形性を得るためには、ロール交換を頻繁に行うことが必要になり、生産性の著しい低下を招く。
　【０００８】
　▲５▼先行技術１に示されているような方法で合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造した場合には、プレス成形性が劣化する。
　▲６▼先行技術３のように、冷延鋼板の表面に多数の凹凸を形成せしめる方法の場合には、合金化処理条件によって、凹凸が形成されない場合があり、また、凹凸が形成された場合でも、凹部に溜まったプレス油の保持性が悪い。その結果、鋼板の搬送時に凹部からプレス油が流れ落ちて潤滑効果が不足するため、型かじりやプレス割れ等が生じやすくなる。
　【０００９】
　▲７▼先行技術２のように、冷延鋼板に対し、合金化溶融亜鉛めっき処理を施した後に、レーザーダルロールによって調質圧延し、鋼板の表面に凹凸を付与すると、調質圧延時にめっき被膜が大きく損傷して剥離しやすくなり、耐パウダリング性が劣化する。
　▲８▼レーザーダルロールによって冷延鋼板の表面に形成される凹凸は、比較的大きい。従って、凹部に溜まったプレス油の保持性が悪く、プレス工程における鋼板の搬送時に凹部からプレス油が流れ落ちて潤滑効果が不足する結果、型かじりやプレス割れが生じやすくなる。
　▲９▼レーザーダルロールによって冷延鋼板の表面に形成された凹部相互間の間隙は広い。従って、凹部にプレス油を保持させることによるプレス成形性向上効果に限界がある。即ち、凹部によってプレス油が保持されても、凹部相互間の平坦な間隙が長いために、プレス時において、ダイが平坦部を通過する間に油切れが生じ、潤滑効果が不足する。従って、型かじりやプレス割れが生じやすくなる。
　【００１０】
　従って、この発明の目的は、上述した従来の問題を解決し、優れた塗装後鮮映性を有し、しかも、プレス成形性および耐パウダリング性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板を安定して製造することができる方法を提供することにある。
　【００１１】
　【課題を解決するための手段】
　この発明の第１実施態様の方法は、下記を特徴とするものである。
　熱延鋼板を冷間圧延することによって冷延鋼板を調製し、前記冷延鋼板に対し溶融亜鉛めっき処理を施すことによって、前記冷延鋼板の表面上に溶融亜鉛めっき層を形成し、次いで、前記溶融亜鉛めっき層が形成された前記鋼板に対し合金化処理を施すことによって、前記鋼板の表面上に合金化溶融亜鉛めっき層を形成し、次いで、前記合金化溶融亜鉛めっき層が形成された前記鋼板に対し調質圧延を施すことからなる、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法において、
　前記溶融亜鉛めっき処理を、アルミニウム量：０．０５〜０．３０ｗｔ．％、残り：亜鉛および不可避的不純物からなる成分組成の溶融亜鉛めっき浴中に、５００〜６００℃の温度領域において初期反応が生ずるように鋼板を浸漬することによって行い、そして、前記合金化処理を、４８０〜６００℃の温度域によって行う。
　【００１２】
　
上記第１実施態様の方法において、
　【００１３】
　
上記第１実施態様の方法において、
　前記調質圧延を、Ｒａが０．５μｍ以下であり、そして、調質圧延後の鋼板の断面曲線をフーリエ変換して得られるパワースペクトルの波長１００〜２０００μｍの積分値が２００μｍ３以下となるように表面凹凸が調整されたロールを使用し、伸張率０．３〜５％の調質圧延を行い、合金化溶融亜鉛めっき鋼板のパワースペクトルの波長１００〜２０００μｍの積分値を２００μｍ３以下にすることが好ましい。
　【００１４】
　この発明の第２実施態様
に係る第１の
　熱延鋼板を冷間圧延することによって冷延鋼板を調製し、前記冷延鋼板に対し溶融亜鉛めっき処理を施すことによって、前記冷延鋼板の表面上に溶融亜鉛めっき層を形成し、次いで、前記溶融亜鉛めっき層が形成された前記鋼板に対し合金化処理を施すことによって、前記鋼板の表面上に合金化溶融亜鉛めっき層を形成し、次いで、前記合金化溶融亜鉛めっき層が形成された前記鋼板に対し調質圧延を施すことことからなる、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法において、
　前記冷延鋼板として、鋼中に、炭素、窒素およびボロンのうちの少なくとも１種が１〜２０ｐｐｍ固溶している鋼板を使用し、前記溶融亜鉛めっき処理を、アルミニウム量：０．０５〜０．３０ｗｔ．％、残り：亜鉛および不可避的不純物からなる成分組成の溶融亜鉛めっき浴中に前記鋼板を浸漬することによって行い、そして、前記合金化処理を、４８０〜６００℃の温度域によって行
い、
　
更に、前記冷間圧延を、冷間圧延機の少なくとも最終スタンドにおいて、Ｒａが０．１〜０．８μｍであり、そして、冷間圧延後の鋼板の断面曲線をフーリエ変換して得られるパワースペクトルの波長１００〜２０００μｍの積分値が２００μｍ３以下となるように表面凹凸が調整されたロールを使用して行い、合金化溶融亜鉛めっき鋼板のパワースペクトルの波長１００〜２０００μｍの積分値を２００μｍ３以下にすることが好ましい。
　【００１５】
　この発明の第２実施態様
に係る第２の
　熱延鋼板を冷間圧延することによって冷延鋼板を調製し、前記冷延鋼板に対し溶融亜鉛めっき処理を施すことによって、前記冷延鋼板の表面上に溶融亜鉛めっき層を形成し、次いで、前記溶融亜鉛めっき層が形成された前記鋼板に対し合金化処理を施すことによって、前記鋼板の表面上に合金化溶融亜鉛めっき層を形成し、次いで、前記合金化溶融亜鉛めっき層が形成された前記鋼板に対し調質圧延を施すことからなる、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法において、
　前記冷延鋼板として、鋼中に、炭素、窒素およびボロンのうちの少なくとも１種が１〜２０ｐｐｍ固溶している鋼板を使用し、前記溶融亜鉛めっき処理を、アルミニウム量：０．０５〜０．３０ｗｔ．％、残り：亜鉛および不可避的不純物からなる成分組成の溶融亜鉛めっき浴中に前記鋼板を浸漬することによって行い、そして、前記合金化処理を、４８０〜６００℃の温度域によって行
い、
　更に、前記冷間圧延を、冷間圧延機の少なくとも最終スタンドにおいて、Ｒａが０．１〜０．８μｍであり、そして、冷間圧延後の鋼板の断面曲線をフーリエ変換して得られるパワースペクトルの波長１００〜２０００μｍの積分値が５００μｍ３以下となるように表面凹凸が調整されたロールを使用して行い、そして、
　前記調質圧延を、Ｒａが０．５μｍ以下であり、そして、調質圧延後の鋼板の断面曲線をフーリエ変換して得られるパワースペクトルの波長１００〜２０００μｍの積分値が２００μｍ３以下となるように表面凹凸が調整されたロールを使用し、伸張率０．３〜５％の調質圧延を行い、合金化溶融亜鉛めっき鋼板のパワースペクトルの波長１００〜２０００μｍの積分値を２００μｍ３以下にすることが好ましい。
　【００１６】
　【作用】
　次に、この発明の第１実施態様の方法について述べる。
　本発明者等は、冷延鋼板に対する溶融亜鉛めっき処理条件および合金化処理条件と、めっき被膜構造との関係について調べ、プレス成形性を改善するための方法について検討を行った。
　【００１７】
　鋼板表面には、合金化溶融亜鉛めっき鋼板特有の微細な凹凸が生成する。このような微細な凹凸の生成状況は、溶融亜鉛めっきおよび合金化処理条件によって大きく変化する。従って、溶融亜鉛めっき処理条件および合金化処理条件を適切に選択すれば、鋼板の表面にプレス成形性を改善し得る凹部を形成し得ることがわかった。
　【００１８】
　そこで、本発明者等は、溶融亜鉛めっき時における合金化反応を利用して、鋼板の表面上に、プレス成形性に優れた特性を有するめっき層を形成するための方法について検討を重ねた結果、次の知見を得た。即ち、冷延鋼板に対する溶融亜鉛めっき処理を、アルミニウム量：０．０５〜０．３０ｗｔ．％、残り：亜鉛および不可避的不純物からなる成分組成の溶融亜鉛めっき浴中に、５００〜６００℃の温度領域において初期反応が生ずるように鋼板を浸漬することによって行い、そして、合金化処理を、４８０〜６００℃の温度域によって行えば、その表面に極めて微小の凹部を有する、プレス成形性、耐パウダリング性および塗装後鮮映性に優れた合金化溶融亜鉛めっき層を形成することができる。
　【００１９】
　一般に、合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、焼鈍された冷延鋼板を、少量のアルミニウムを含有し、残部が不可避的不純物からなる亜鉛めっき浴中に浸漬し、前記亜鉛めっき浴の上方において、亜鉛めっき浴の目付け量を調整した上、合金化炉において所定温度に加熱することによって製造される。
　【００２０】
　上述した合金化炉におけるＦｅ−Ｚｎ合金化反応の初期段階に関して詳細に調査した結果、次のことがわかった。図１〜４に、従来の合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっき工程および合金化処理工程におけるめっき被膜構造の変化を示す。
　【００２１】
　図１に示すように、めっき浴への浸漬直後には、鋼板１と亜鉛めっき層３との界面に、薄いＦｅ−Ａｌ合金層４が生成し、Ｆｅ−Ｚｎ合金の成長を抑制する。次いで、合金化処理の極めて初期に、図２に示すように、Ｆｅ−Ａｌ合金層４の上に柱状晶のζ層５が核発生しそして成長する。これと同時に、Ｆｅ−Ａｌ合金層４を通って、Ｚｎが鋼板１の粒界２中に拡散し、粒界２においてＦｅ−Ｚｎ合金が生成する。
　【００２２】
　図３に示すように、粒界２におけるＦｅ−Ｚｎ合金の生成によって体積変化が生じ、薄いＦｅ−Ａｌ合金層４が機械的に破壊されて、鋼板１と亜鉛めっき層３との界面から剥離し、剥離したＦｅ−Ａｌ合金６が亜鉛めっき層３中に押し出される。薄いＦｅ−Ａｌ合金層４が無くなった部分において、溶融ＺｎとＦｅとが直接接触し、ＦｅとＺｎとの直接反応が急速に起こりアウトバースト組織７になる（以下、これを「アウトバースト反応」という）。更に、合金化が進むと、アウトバースト組織７が横方向に広がって、めっき層全体が次第にＦｅ−Ｚｎ合金になり、かくして、図４に示すように、アウトバースト組織７からなるＦｅ−Ｚｎ合金層が形成される。
　【００２３】
　従来、合金化溶融亜鉛めっき層の形成は、少量のアルミニウムが添加されためっき浴によって、鋼板に溶融亜鉛めっき処理を施し、図１に示すように、鋼板１の表面上に薄いＦｅ−Ａｌ合金層４を形成させ、Ｆｅ−Ａｌ合金層におけるＦｅ−Ｚｎ反応の速度を制御することによって行っていた。
　【００２４】
　本発明者等は、Ｆｅ−Ａｌ合金層のＦｅ−Ｚｎ反応抑制効果とアウトバースト反応について詳細に検討を行った結果、アウトバースト反応は、４８０〜５４０℃の温度領域において最も活発に発生すること、および、Ｆｅ−Ａｌ合金層のＦｅ−Ｚｎ反応抑制効果とアウトバースト反応とを適度に組み合わせることによって、めっき層に凹部が形成されることを新たに見出した。
　【００２５】
　更に、上記凹部内に潤滑油を保持させることによって、プレス成形性が改善されることから、凹部の大きさおよび数の最適化を図ることによって、プレス成形性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造し得ることがわかった。
　【００２６】
　図５〜８に、本発明の第１実施態様の方法による合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっき工程および合金化処理工程におけるめっき層構造の変化を示す。本発明の方法においては、溶融亜鉛めっき処理を、アルミニウム量：０．０５〜０．３０ｗｔ．％、残り：亜鉛および不可避的不純物からなる成分組成の溶融亜鉛めっき浴中に、５００〜６００℃の温度領域において初期反応が生ずるように鋼板を浸漬することによって行う。その結果、めっき浴中のアルミニウムと鋼板との反応速度が高まり、図５に示すように、Ｆｅ−Ａｌ合金層４が厚く形成される。
　【００２７】
　次いで、合金化炉において、４８０〜６００℃の温度域により合金化処理を行うことによって、図７に示すように、アウトバースト反応を起こさせる。合金化が更に進むと、本発明の場合には、Ｆｅ−Ａｌ合金層４が広い面積にわたって厚く形成されているので、アウトバースト組織７は、その横方向への広がりが抑制され、めっき層の表面方向に成長する。そして、Ｆｅ−Ａｌ合金層４が残存している領域のＺｎを、アウトバースト組織７の成長に伴うＦｅ−Ｚｎ合金形成のために消費させることにより、Ｆｅ−Ａｌ合金層４が残存している領域において、図８に示すような、極めて微小な凹部８が形成される。
　【００２８】
　このようにして形成された、極めて微小な凹部の深さは２μｍ以上であり、その個数は１ｍｍ２の数に換算して２０１〜８１９２個であり、そして、凹部開口部の総面積は面積率にして１０〜７０％である。
　【００２９】
　次に、この発明の第２実施態様の方法について述べる。
　第２実施態様の方法は、前述したように、鋼中に、炭素、窒素およびボロンのうちの少なくとも１種が１〜２０ｐｐｍ固溶している冷延鋼板を使用し、前記冷延鋼板を焼鈍した後、前記溶融亜鉛めっき処理を、アルミニウム量：０．０５〜０．３０ｗｔ．％、残り：亜鉛および不可避的不純物からなる成分組成の溶融亜鉛めっき浴によって行い、そして、前記合金化処理を、合金化炉において、４８０〜６００℃の温度域によって行うことに特徴を有するものである。
　【００３０】
　鋼中に炭素が固溶されている場合には、アウトバースト組織の形成が抑制されることが、「鉄と鋼」第７２年（１９８６）Ｐ９８９に報告されている。この報告によれば、鋼中に固溶されている炭素は、結晶粒界に偏析するとされており、この結晶粒界に偏析した炭素が、亜鉛の粒界中の拡散を抑えるため、粒界でのＦｅ−Ｚｎ合金の生成が少なく、Ｆｅ−Ｚｎ合金の生成による体積変化が起こらない。従って、Ｆｅ−Ｚｎ合金からなる薄い層が強固に存在し、アウトバースト組織の形成を抑制しているものと推定される。鋼板の粒界に偏析する傾向の強い窒素やボロンにおいても、炭素と同様の働きを示すものと推定される。
　【００３１】
　そこで、本発明者等は、アウトバースト反応と下地鋼板の粒界との関係について詳細に検討した結果、次の知見を得た。
　▲１▼アウトバースト反応は、４８０〜６００℃好ましくは４８０〜５４０℃の温度領域において最も活発に発生する。
　▲２▼下地鋼板として、炭素、窒素およびボロンのうちの少なくとも１種が１〜２０ｐｐｍ固溶している冷延鋼板を使用した場合には、アウトバースト反応を起こす粒界とアウトバースト反応を起こさない粒界が生ずる。
　【００３２】
　上記知見に基づき、更に検討を進めた結果、下地鋼板として、鋼中に、炭素、窒素およびボロンのうちの少なくとも１種が１〜２０ｐｐｍ固溶している冷延鋼板を使用し、前記冷延鋼板を焼鈍した後、アルミニウム量：０．０５〜０．３０ｗｔ．％、残り：亜鉛および不可避的不純物からなる成分組成の亜鉛めっき浴によって溶融亜鉛めっき処理を施し、次いで、合金化炉において、４８０〜６００℃好ましくは４８０〜５４０℃の温度域において、合金化処理を施すことによって、溶融亜鉛めっき層の表面に多数の極めて微小な凹部が形成されることを見出した。
　【００３３】
　更に、上記凹部内に潤滑油を保持させることによって、プレス成形性が改善されることから、凹部の大きさおよび数の最適化を図ることによって、プレス成形性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造し得ることがわかった。
　【００３４】
　図９〜１２に、本発明の第２実施態様の方法による合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっき工程および合金化処理工程におけるめっき被膜構造の変化を示す。鋼中に、炭素、窒素およびボロンのうちの少なくとも１種が１〜２０ｐｐｍ固溶している冷延鋼板を使用し、前記冷延鋼板を焼鈍した後、アルミニウム量：０．０５〜０．３０ｗｔ．％、残り：亜鉛および不可避的不純物からなる成分組成の溶融亜鉛めっき浴によって溶融亜鉛めっき処理を施し、次いで、４８０〜６００℃好ましくは４８０〜５４０℃の温度域によって合金化処理を施す。初期においては、図９および図１０に示した通常の方法と同様であるが、合金化処理の過程において、図１１に示したように、ある特定の粒界、即ち、符号２１で示すＣ，Ｎ，Ｂの偏析が少ない粒界においてのみアウトバースト組織が形成されそしてめっき層の表面に向けて成長を続ける。
　【００３５】
　合金化が更に進むと、本発明の場合には、Ｆｅ−Ａｌ合金層４が広い面積にわたって厚く形成されているので、アウトバースト組織７は、その横方向の広がりが抑制され、亜鉛めっき層３の表面方向に成長する。そして、Ｆｅ−Ａｌ合金層４が残存している領域のＺｎを、アウトバースト組織７の成長に伴うＦｅ−Ｚｎ合金形成のために消費させることにより、Ｆｅ−Ａｌ合金層４が残存している領域において、図１２に示すような、極めて微小な凹部８が形成される。
　【００３６】
　アウトバースト組織が形成される粒界は、鋼中に固溶されているＣ，Ｎ，Ｂの量によって変化する。即ち、Ｃ，Ｎ，Ｂの固溶量が増加するに従って、アウトバースト反応の生ずる頻度が減り、その結果、凹部８の直径が大になる。即ち、鋼中におけるＣ，Ｎ，Ｂの固溶量を調整することによって、凹部８の大きさを制御することができる。このようにして、溶融亜鉛めっき層の表面に、極めて微小な凹部を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板が製造される。
　【００３７】
　このようにして形成された、極めて微小な凹部の深さは２μｍ以上であり、その個数は１ｍｍ２の数に換算して２０１〜８１９２個であり、そして、凹部開口部の総面積は面積率にして１０〜７０％である。
　【００３８】
　図１３は、本発明の方法によって製造された合金化溶融亜鉛めっき鋼板の溶融亜鉛めっき層の組織を示す電子顕微鏡写真であり、図１４は、従来の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の溶融亜鉛めっき層の組織を示す電子顕微鏡写真である。
　【００３９】
　一般に、プレス加工時のプレス割れは、鋼板の金型への流入抵抗が鋼板の破断限界を超えたときに発生する。鋼板の総合的な流入抵抗は、鋼板の曲げおよび曲げ戻しの変形抵抗と、摩擦成分とにより成り立っている。従って、流入抵抗の低減のためには、鋼板表面の摩擦抵抗を下げることが有効である。プレス加工時の摩擦は、金型と鋼板表面とが接触して滑る際に生じ、金型と鋼板との直接接触により凝着が発生した場合に摩擦抵抗が増大する。
　【００４０】
　通常、プレス加工時において、金型と鋼板との接触界面にプレス油による油膜を形成させ、これによって、摩擦力の増大を防止している。しかしながら、金型と鋼板との接触面圧が高い場合には、油膜が破壊されて金型と鋼板との直接接触が生じ、摩擦抵抗が増大する。このような状況下において、摩擦抵抗の増大を抑制するためには、油膜の保持能力が重要である。
　【００４１】
　このような思想によって、プレス成形性を改善する技術として、従来、レーザーダルロールにより調質圧延を行って、鋼板の表面に所定の凹凸を付与することが知られている。しかしながら、このような方法には、調質圧延の際に、めっき被膜が大きな損傷を受けて剥離しやすいこと、即ち、耐パウダリング性が劣化する問題があった。また、レーザーダルロールにより付与される鋼板表面の凹凸は比較的大きく、そして、レーザーダルロールにより付与される鋼板表面の凹凸部の間隔が広いことから、凹部でのプレス油保持によるプレス成形性の向上には限界があった。
　【００４２】
　これに対して、本発明においては、上述したように、合金化反応を利用して微小凹部が形成されるから、めっき層に損傷が生ずることはなく、従って、耐パウダリング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る。また、本発明によれば、合金化溶融亜鉛めっき層の表面に、微小で且つ多数の凹部が形成されているので、微小凹部内にプレス油が保持され、摩擦界面においてミクロプールが独立した形で存在するようになる。摩擦界面がこのような接触状態であると、ミクロプール内に封じ込まれたプレス油は、高圧下においても、十分に静水圧を発生して、面圧の一部を負担するようになる。従って、金型と鋼板との直接接触が生ぜず、良好なプレス成形性が得られる。
　【００４３】
　次に、本発明者等は、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造条件、即ち、冷間圧延条件、めっき浴の組成、合金化処理条件および調質圧延条件と、鋼板表面の凹凸、塗装後鮮映性、プレス成形性および耐パウダリング性等の諸特性との関係について、検討を重ねた。
　【００４４】
　本発明者等は、まず、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の表面粗さＲａ、Ｗｃａと、塗装後鮮映性との関係を、以下に述べる方法によって調べた。即ち、表面粗さの異なる種々の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の表面に対し、２０μｍの厚さのＥＤ塗装と、３５μｍの厚さの中塗り塗装と、同じく３５μｍの厚さの上塗り塗装とからなる３コート塗装を施し、このような３コート塗装が施された合金化溶融亜鉛めっき鋼板の塗装後鮮映性を、スガ試験機株式会社製の「写像鮮明度測定装置ＮＳＩＣ型」を使用し、各鋼板のＮＳＩＣ値を測定することによって調べた。
　【００４５】
　図１５は、その調査結果に基づく、塗装後鮮映性（ＮＳＩＣ値）と合金化溶融亜鉛めっき鋼板の表面粗さＲａ、Ｗｃａとの関係を示すグラフである。図１５から、鋼板の表面粗さＲａ、Ｗｃａと、塗装後鮮映性との間の相関関係は小であることが判明した。また、塗膜各層の表面粗さを測定して、塗装工程における表面粗さＲａ、Ｗｃａの変化を調べた結果、何れの鋼板も、中塗り塗装の時点でほぼ一定値に収束することが判明した。従って、塗装後鮮映性の変化を、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の表面粗さＲａ、Ｗｃａによっては、説明することができないことが明らかになった。
　【００４６】
　次に、本発明者等は、上記合金化溶融亜鉛めっき鋼板の表面凹凸の波長を解析し、各波長成分と塗装後鮮映性との関係を、以下に述べる方法によって調べた。まず、３次元表面粗さ計によって、Ｘ軸測定長さ８ｍｍの断面曲線をＹ軸に５０μｍピッチで２１本採取した。採取された２１本の断面曲線を、Ｘ軸倍率２０倍、Ｙ軸倍率４０倍、Ｚ軸倍率１０００倍で描いた３次元表面断面曲線の一例を図１６に示す。
　【００４７】
　次に、データ点数を断面曲線１本当り１０２４点とし、断面曲線を最小自乗法により水平化処理してその傾きを無くし、鋼板の表面凹凸の不規則な波形、即ち、Ｘ軸に対して不規則な高さ変動を示す波形をフーリェ変換して、各波長毎の波高の２乗和に分解することにより、波高分布を計算した。このようにして得られた２１本の波高分布をリニア加算しそして平均して１つの波高分布となし、各波長の波高の２乗和をパワーとして表示し、これを直線で結ぶことによって、パワースペクトルを作成した。図１７は、周波数解析によって作成した合金化溶融亜鉛めっき鋼板のパワースペクトルの一例を示すグラフである。
　【００４８】
　上記のようにして波長解析した結果から、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の各波長毎のパワーと、３コート塗装が施された後のＮＳＩＣ値との相関係数を求め、そして、各波長毎に相関係数をプロットした。図１８は、塗装後鮮映性と各波長域の鋼板のパワーとの相関係数を波長毎にプロットしたグラフである。図１８から明らかなように、１００〜２０００μｍの波長のパワーと塗装後鮮映性との相関関係は大であり、従って、この範囲の波長の凹凸が塗装鮮映性に悪影響を与えることが判明した。そこで、本発明者等は、１００〜２０００μｍの波長の凹凸を低下させることが、塗装後鮮映性の改善に効果的であることに着目し、この点に基づいて更に検討を重ねた。
　【００４９】
　図２２に、合金化溶融亜鉛めっき鋼板のパワースペクトルの波長１００〜２０００μｍの積分値と、ＮＳＩＣ値との関係をグラフによって示す。パワースペクトルの波長１００〜２０００μｍの積分値が２００μｍ３以下になると、ＮＳＩＣ値が８５以上になり、塗装後鮮映性が良好なレベルになる。
　【００５０】
　冷間圧延工程における、冷間圧延機の少なくとも最終スタンドにおいて、Ｒａが０．１〜０．８μｍ、冷間圧延後の鋼板のパワースペクトルの波長１００〜２０００μｍの積分値が２００μｍ３以下となるように表面凹凸が調整されたロールを使用して、冷間圧延された冷延鋼板を、めっき原板として、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造したときの、製造過程における鋼板のパワースペクトルの変化を調べ、これを図１９に示した。
　【００５１】
　図１９において、ａは冷延鋼板、ｂは調質圧延が施されていない合金化溶融亜鉛めっき鋼板、ｃは一般的な調質圧延ロールを使用して調質圧延を施した合金化溶融亜鉛めっき鋼板、ｄは、Ｒａが０．５μｍ以下で、調質圧延後の鋼板のパワースペクトルの波長１００〜２０００μｍの積分値が２００μｍ３以下となるように表面凹凸が調整されたロールを使用して調質圧延された合金化溶融亜鉛めっき鋼板の、各々のパワースペクトルを示す。なお、各鋼板のパワースペクトルの波長１００〜２０００μｍの積分値は、上記ａが９８μｍ３、上記ｂが１６０μｍ３、上記ｃが１００μｍ３、上記ｄが５０μｍ３であった。
　【００５２】
　次に、冷間圧延工程における、冷間圧延機の少なくとも最終スタンドにおいて、Ｒａが０．１〜０．８μｍ、冷間圧延後の鋼板のパワースペクトルの波長１００〜２０００μｍの積分値が５００μｍ３以下となるように表面凹凸が調整されたロールを使用して、冷間圧延された冷延鋼板を、めっき原板として、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造したときの、製造過程における鋼板のパワースペクトルの変化を調べ、これを図２０に示した。
　【００５３】
　図２０において、ａは冷延鋼板、ｂは調質圧延が施されていない合金化溶融亜鉛めっき鋼板、ｃは一般的な調質圧延ロールを使用して調質圧延を施した合金化溶融亜鉛めっき鋼板、ｄは、Ｒａが０．５μｍ以下で、調質圧延後の鋼板のパワースペクトルの波長１００〜２０００μｍの積分値が２００μｍ３以下となるように表面凹凸が調整されたロールを使用して調質圧延された合金化溶融亜鉛めっき鋼板の、各パワースペクトルを示す。なお、各鋼板のパワースペクトルの波長１００〜２０００μｍの積分値は、上記ａが４８５μｍ３、上記ｂが５２３μｍ３、上記ｃが２５０μｍ３、上記ｄが７０μｍ３であった。
　【００５４】
　図１９および図２０から以下のことがわかった。冷間圧延機の少なくとも最終スタンドにおいて、Ｒａが０．１〜０．８μｍ、冷間圧延後の鋼板のパワースペクトルの波長１００〜２０００μｍの積分値が２００μｍ３以下となるように表面凹凸が調整されたロールを使用して、冷間圧延された冷延鋼板を、めっき原板として、溶融亜鉛めっき処理および合金化処理を施し、次いで、調質圧延を施すことにより、良好な塗装後鮮映性を得ることができる。
　【００５５】
　そして、冷間圧延機の少なくとも最終スタンドにおいて、Ｒａが０．１〜０．８μｍ、冷間圧延後の鋼板のパワースペクトルの波長１００〜２０００μｍの積分値が５００μｍ３以下となるように表面凹凸が調整されたロールを使用して冷間圧延された冷延鋼板をめっき原板とし、これに溶融亜鉛めっき処理および合金化処理を施し、次いで、Ｒａが０．５μｍ以下で、調質圧延後の鋼板のパワースペクトルの波長１００〜２０００μｍの積分値が２００μｍ３以下となるように表面凹凸が調整されたロールを使用して、調質圧延を施せば、良好な塗装後鮮映性を得ることができる。
　【００５６】
　図２１は、本発明における冷間圧延および調質圧延の効果を示したグラフである。図２１は、通常の調質圧延ロールを使用して調質圧延を行った場合であって、図２１から、通常の調質圧延ロールを使用して調質圧延を行った場合には、めっき原板として、パワースペクトルの波長１００〜２０００μｍの積分値が２００μｍ３以下となるように冷間圧延した冷延鋼板を使用することによって、良好な塗装後鮮映性が得られることがわかる。
　【００５７】
　図２３に、表面凹凸が異なる冷延鋼板を使用して合金化溶融亜鉛めっき処理をし、次いで、調質圧延したときの、冷延鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板および調質圧延後の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の、パワースペクトルの波長１００〜２０００μｍの積分値の変化を示した。図２３において、横軸に「冷延鋼板」と記載した部分は、冷延鋼板のパワースペクトル波長積分値を示しており、横軸に「伸張率０．０」と記載した部分は、調質圧延前の合金化溶融亜鉛めっき鋼板のパワースペクトル波長積分値を示しており、そして、横軸に「伸張率１．０〜５．０」と記載した部分は、各伸張率で調質圧延された合金化溶融亜鉛めっき鋼板のパワースペクトル波長積分値を示している。図面において、黒丸印は本発明例を示し、白丸印は比較例を示しており、点線は通常の調質圧延ロールを使用した場合を示し、そして、実線は本発明による調質圧延ロールを使用した場合を示している。
　【００５８】
　図２３から、伸張率５％以下の調質圧延によって、合金化溶融亜鉛めっき鋼板のパワースペクトルの波長１００〜２０００μｍの積分値を２００μｍ３以下にするためには、冷延鋼板のパワースペクトルの波長１００〜２０００μｍの積分値を、調質圧延時の伸張率との関係において、５００μｍ３以下にする必要があることが分かった。
　【００５９】
　上述したこの発明の方法における冷間圧延および調質圧延条件と、この発明の方法における溶融亜鉛めっきおよび合金化処理条件とを組み合わせるときは、下記のような極めて微小な凹部を有する合金化溶融亜鉛めっき層が形成される。即ち、凹部の深さは２μｍ以上であり、その数は、１ｍｍ２の数に換算して２０１〜８１９２個であり、そして、表面粗さ断面曲線の測定長さ間において、平均線に平行で、且つ、最高山頂から２μｍ下側にある直線で切断される長さを、測定長さに対する百分率で表した相対負荷長さｔｐ（２μｍ）は、３０≦ｔｐ（２μｍ）≦９０（％）である。
　【００６０】
　次に、この発明における各数値の限定理由について説明する。
　第１実施態様および第２実施態様の発明において、溶融亜鉛めっき処理時における溶融亜鉛めっき浴中のアルミニウム量は、０．０５〜０．３０ｗｔ．％の範囲内に限定すべきである。アルミニウム量が０．０５ｗｔ．％未満では、めっき浴中で、５００〜６００℃の温度領域において初期反応を起こさせても、浴中のアルミニウム量が少ないために、生成したＦｅ−Ａｌ合金層の厚さが薄すぎて、アウトバースト組織の横方向への成長を抑制することができず、従って、極微小凹部を形成することができない。一方、アルミニウム量が０．３０ｗｔ．％を超えると、Ｆｅ−Ａｌ層によるＦｅ−Ｚｎ反応の抑制効果が強すぎるため、いかなる条件で合金化処理を施しても、合金化させることができない。
　【００６１】
　第１実施態様の発明において、溶融亜鉛めっき処理時に初期反応を起こさせる温度は、５００〜６００℃の範囲内に限定すべきである。初期反応を起こさせる温度が５００℃未満では、浴中のアルミニウムと鋼板との反応速度が小さいために、生成したＦｅ−Ａｌ合金層の厚さが薄すぎて、アウトバースト組織の横方向への成長を抑制することができず、従って、極微小凹部を形成することができない。一方、初期反応を起こさせる温度が６００℃を超えると、めっき浴中のアルミニウムと鋼板との反応速度が大きいために、Ｆｅ−Ａｌ合金層の厚さは十分であるものの、同時に、亜鉛と鋼板との反応速度が急激に上昇するため、Ｆｅ−Ｚｎ合金層の成長を抑制することができず、従って、極微小凹部を形成することができない。
　【００６２】
　５００〜６００℃の温度領域において初期反応を起こさせる手段としては、５００〜６００℃の温度の鋼板をめっき浴中に浸漬するか、鋼板を５００〜６００℃の温度のめっき浴中に浸漬するか、または、５００〜６００℃の温度の鋼板を５００〜６００℃の温度のめっき浴中に浸漬することが考えられる。しかしながら、５００〜６００℃の温度の鋼板をめっき浴中に浸漬する場合には、適正温度で初期反応が生じた後、すぐに熱容量の高い浴温と同じ温度になるために、鋼板の板厚が薄い場合には、適正な初期反応時間が短くなる。
　【００６３】
　また、鋼板を５００〜６００℃の温度のめっき浴中に浸漬する場合には、鋼板を、めっき浴中に浸漬すると、直ちに、熱容量の高い浴温と同じ温度になるために、適正温度での初期反応は生ずるが、鋼板の板厚が厚い場合には、鋼板の熱容量が比較的大になる結果、極めて初期の反応では、適正範囲を外れる可能性がある。従って、５００〜６００℃の温度の鋼板を５００〜６００℃の温度のめっき浴中に浸漬することが望ましい。なお、浴温の全体が５００〜６００℃の温度領域である必要はなく、初期反応が起こる場所、即ち、鋼板が通過する近傍の浴温を、５００〜６００℃の温度領域に保てば十分である。
　【００６４】
　第２実施態様の発明において、下地鋼板としての冷延鋼板には、鋼中に、炭素、窒素およびボロンのうちの少なくとも１種が１〜２０ｐｐｍ固溶していることが必要である。上記固溶量が１ｐｐｍ未満では、特定の粒界におけるアウトバースト反応およびアウトバースト組織の横方向への成長を抑制できず、極微小凹部を形成せしめることができない。一方、上記固溶量が２０ｐｐｍを超えると、冷延鋼板の材質が劣化する。
　【００６５】
　下地鋼板への炭素、窒素およびボロンの固溶量の調整は、製鋼段階における溶鋼中への、Ｃ，Ｎ，Ｂ，Ｔｉ，Ｎｂ等の添加量を調整することによって行うことができ、また、熱延条件やＣＧＬでの焼鈍条件によっても調整することができる。更に、連続溶融亜鉛めっきライン（ＣＧＬ）に鋼板を送り込む直前に、鋼板の表面に、Ｆｅ−Ｃ，Ｆｅ−Ｎ，Ｆｅ−Ｂ等を被覆することによって、その後の焼鈍工程において、Ｃ，Ｎ，Ｂを固溶させることができる。本発明において、下地鋼板の鋼中に、炭素、窒素およびボロンのうちの少なくとも１種を固溶させるのは、アウトバースト反応を制御するためである。従って、鋼板が亜鉛めっき浴中に浸漬される際に、鋼板中に炭素、窒素およびボロンのうちの少なくとも１種が固溶されておればよく、その固溶方法は特に限定されるものではない。
　【００６６】
　第１実施態様および第２実施態様の発明において、合金化処理工程における合金化温度は、４８０〜６００℃の範囲内に限定すべきである。合金化温度が４８０℃未満では、アウトバースト反応が起こるまでに柱状ζ相の成長が生ずる結果、所望の凹部を形成することができない。一方、合金化温度が６００℃を超えると、Ｆｅ−Ｚｎ反応が強くなりすぎるために、相対的にＦｅ−Ａｌ合金層の抑制効果が弱くなる。従って、アウトバースト組織の横方向への成長を抑制することができなくなって、極微小凹部の形成が不可能になる。更に、高温のために亜鉛の蒸発が生じたり、高温合金化により界面付近がГ相単相になって、耐パウダリング性が著しく低下する等の問題が生ずる。アウトバースト反応は、５００℃付近においてもっとも活発に生ずる。従って、好ましい合金化温度は、４８０〜５４０℃の範囲内である。
　【００６７】
　第１および第２実施態様の発明において、冷延鋼板の製造時における、冷間圧延機の少なくとも最終スタンドのＲａは、０．１〜０．８μｍの範囲内に限定することが好ましい。少なくとも最終スタンドのＲａが０．１μｍ未満では、通板時に焼鈍炉内においてロール疵が発生しやすくなるので、好ましくない。一方、少なくとも最終スタンドのＲａが０．８μｍを超えると、パワースペクトルの波長１００〜２０００μｍでの凹凸が大になるので好ましくない。
　【００６８】
　冷間圧延後の鋼板のパワースペクトルの波長１００〜２０００μｍの積分値は、２００μｍ３以下に限定することが好ましい。パワースペクトルの波長１００〜２０００μｍの積分値が２００μｍ３を超えると、めっき後に行われる調質圧延の方法によっては、合金化溶融亜鉛めっき鋼板のパワースペクトルの波長１００〜２０００μｍの積分値を２００μｍ３以下にすることができず、良好な塗装後鮮映性が得られない。
　【００６９】
　第１および第２実施態様の発明において、鋼板の表面上に合金化溶融亜鉛めっき層を形成した後に、０．３〜５．０％の伸長率で調質圧延を施す場合における、冷間圧延後の鋼板のパワースペクトルの波長１００〜２０００μｍの積分値は、５００μｍ３以下に限定することが好ましい。パワースペクトルの波長１００〜２０００μｍの積分値が５００μｍ３を超えると、合金化溶融亜鉛めっき層を形成した後に調質圧延を施しても、合金化溶融亜鉛めっき鋼板のパワースペクトルの波長１００〜２０００μｍの積分値を２００μｍ３以下にすることができず、良好な塗装後鮮映性が得られない。
　【００７０】
　調質圧延工程における調質圧延ロールのＲａは、０．５μｍ以下に限定することが好ましい。調質圧延ロールのＲａが０．５μｍを超えると、パワースペクトルの波長１００〜２０００μｍの凹凸が大になる。
　【００７１】
　調質圧延後の合金化溶融亜鉛めっき鋼板のパワースペククトルの波長１００〜２０００μｍの積分値は、２００μｍ３以下であることが好ましい。パワースペククトルの波長１００〜２０００μｍの積分値が２００μｍ３を超えると、塗装後鮮映性が劣化する。
　【００７２】
　調質圧延工程における伸張率は、０．３〜５．０％の範囲内に限定することが好ましい。伸張率が０．３％未満では、合金化溶融亜鉛めっき鋼板のパワースペクトルの波長１００〜２０００μｍの積分値を２００μｍ３以下にすることができず、従って、塗装後鮮映性が良好にならない。一方、伸張率が５．０％を超えると、加工硬化によって材質が劣化する。
　【００７３】
　【実施例】
　次に、第１実施態様の発明を、実施例により比較例と共に説明する。
〔実施例１〕
　めっき原板として、板厚０．８ｍｍのＩＦ鋼ベースの冷延鋼板を使用し、連続溶融亜鉛めっきライン（ＣＧＬ）によって、上記冷延鋼板に対し、この発明の範囲内において溶融亜鉛めっき条件および合金化処理条件を変え、溶融亜鉛めっき処理、合金化処理および調質圧延を施し、冷延鋼板の表面上に、鋼板片面当り、３０ｇ／ｍ２、４５ｇ／ｍ２および６０ｇ／ｍ２の量の合金化溶融亜鉛めっき層を形成した。
　【００７４】
　このようにして、その表面に合金化溶融亜鉛めっき層が形成された合金化溶融亜鉛めっき鋼板の各々から試験片を切り出し、各種の本発明試験片を調製した。比較のために、溶融亜鉛めっき条件および合金化処理条件のうちの少なくとも１つが本発明の範囲外の条件によって、上記冷延鋼板に対し、溶融亜鉛めっき処理、合金化処理および調質圧延を施し、冷延鋼板の表面上に、鋼板片面当り、３０ｇ／ｍ２、４５ｇ／ｍ２および６０ｇ／ｍ２の量の合金化溶融亜鉛めっき層を形成した。このようにして製造した合金化溶融亜鉛めっき鋼板の各々から試験片を切り出し、各種の比較用試験片を調製した。
　【００７５】
　表１、表２および表３に、本発明試験片および比較用試験片に関する、溶融亜鉛めっき処理時における、めっき付着量、浴中Ａｌ濃度、初期反応温度、板温、浴温、合金化処理時における合金化温度および調質圧延時における伸長率を示す。
　【００７６】
　【表１】
　【００７７】
　【表２】
　【００７８】
　【表３】
　【００７９】
　上述した本発明試験片および比較用試験片の各々について、下記の方法により、プレス成形性、耐パウダリング性および塗装後鮮映性を調べ、その結果を、表１、表２および表３に併せて示した。
　【００８０】
　プレス成形性を評価する、鋼板表面の摩擦係数は、図２４に示す摩擦測定装置を使用して測定した。即ち、試験片１０をローラー１２上の試料台１１に固定し、押付け荷重Ｎ：４００ｋｇ、引き抜き速度：１ｍ／分によって、試料台１１をレール１５に沿って引き抜き、ビード９を試験片１０に押し付けた状態で、ロードセル１３、１４によって測定される、引抜き荷重Ｆと押付け荷重Ｎとから、試験片１０の摩擦係数Ｆ／Ｎを算出した。
　【００８１】
　ビード９として、その材質がＳＫＤ１１で、接触面積が３ｍｍ×１０ｍｍのものを使用した。このときに使用した潤滑油は、日本パーカライジング（株）製の「ノックスラスト５３０Ｆ」であり、これを、試験片１０の表面に塗布した。摩擦係数の評価は下記の通りである。
　摩擦係数０．１４２以下：極めて良好
　摩擦係数０．１５０未満：良好
　摩擦係数０．１５０以上：劣る
　【００８２】
　めっき被膜の耐パウダリング性は、図２５に概略正面図で、図２６にビードおよびダイ部分の拡大概略正面図で示すドロービード試験機を使用し、ドロービードテストによって、次のようにして評価した。即ち、幅３０ｍｍ×長さ１２０ｍｍの寸法の試験片１８を、ドロービード試験機のビード１６とダイ１７との間に装着し、油圧装置２０により圧力Ｐ＝５００ｋｇｆで、ダイ１７を試験片１８を介してビード１６に押し付け、その押し付け圧力Ｐをロードセル１９によって測定した。
　【００８３】
　次いで、このようにビード１６とダイ１７との間に挟まれた試験片１８を、引抜き速度Ｖ＝２００ｍｍ／分で上方に引き抜いた。潤滑油として、日本パーカライジング（株）製「ノックスラスト５３０Ｆ」を使用し、この潤滑油を、試験片１８の表面に塗布した。次いで、試験片１８を脱脂し、測定対象面にテープを張りつけそしてこれを剥離し、再度脱脂した後、試験片１８の重量を測定し、試験前後における試験片の重量差からパウダリング量を求めた。耐パウダリング性の評価は、下記の通りである。
　パウダリング量５ｇ／ｍ２未満：良好
　パウダリング量５ｇ／ｍ２以上：劣る
　【００８４】
　塗装後鮮映性は、次のようにして評価した。日本パーカライジング（株）製の「ＰＢ−Ｌ３０８０」を使用して、試験片に化成処理を施し、次いで、関西ペイント（株）の「Ｅｌ−２０００」、「ＴＰ−３７グレー」、「ＴＭ−１３（ＲＣ）」を使用して、それぞれＥＤ塗装、中塗り塗装、上塗り塗装を行った。このようにして塗装された試験片のＮＳＩＣ値を、スガ試験機（株）製の「写像鮮明度測定装置　ＮＳＩＣ型」を使用して測定した。なお、ＮＳＩＣ値は、黒板研磨ガラスを１００とし、その値が１００に近いほど良好な鮮映性を示すものとした。
　【００８５】
　表１、表２および表３から明らかなように、めっき浴中のＡｌ濃度が本発明の範囲を外れて少ない比較用試験片Ｎｏ．１は、プレス成形性および耐パウダリング性が悪かった。めっき浴中のＡｌ濃度が本発明の範囲を外れて多い比較用試験片Ｎｏ．４４は合金化されなかった。初期反応温度が本発明の範囲を外れて低い比較用試験片Ｎｏ．２、７、１２、２５、３４、３９、４６、５５、および、初期反応温度が本発明の範囲を外れて高い比較用試験片Ｎｏ．６、１１、２０、２９、３８、４３、５０、５９は、何れもプレス成形性が悪かった。
　【００８６】
　合金化処理温度が本発明の範囲を外れて低い比較用試験片Ｎｏ．２１、３０、５１、６０は、プレス成形性が悪かった。合金化処理温度が本発明の範囲を外れて高い比較用試験片Ｎｏ．２４、３３、５４、６３は、耐パウダリング性が悪かった。伸張率が０％即ち調質圧延を行わなかった比較用試験片Ｎｏ．３、８、１３、２６、３５、４０、４７、５６は、塗装後鮮映性が悪かった。そして、比較用試験片Ｎｏ．４５の従来のレーザーダル鋼板は、耐パウダリング性が悪かった。
　【００８７】
　これに対し、めっき浴中のＡｌ濃度、初期反応温度、合金化温度および伸張率がすべてこの発明の範囲内である本発明試験片Ｎｏ．４、５、９、１０、１４〜１９、２２、２３、２７、２８、３１、３２、３６、３７、４１、４２、４８、４９、５２、５３、５７、５８、６１、６２は、何れも、プレス成形性、耐パウダリング性および塗装後鮮映性のすべてにおいて優れていた。
　【００８８】
〔実施例２〕
　めっき原板として、板厚０．８ｍｍのＩＦ鋼ベースの冷延鋼板の、冷間圧延時における冷延ロールのＲａおよび冷間圧延後の鋼板のパワースペクトル積分値を、この発明の範囲内において変えて調製した。このようにして調製された冷延鋼板に対し、この発明の範囲内において、溶融亜鉛めっき条件、合金化処理条件および調質圧延条件を変え、溶融亜鉛めっき処理、合金化処理および調質圧延を施し、冷延鋼板の表面上に、鋼板片面当り、３０ｇ／ｍ２、４５ｇ／ｍ２および６０ｇ／ｍ２の量の合金化溶融亜鉛めっき層を形成した。このようにして製造した合金化溶融亜鉛めっき鋼板の各々から試験片を切り出し、各種の本発明試験片を調製した。
　【００８９】
　比較のために、冷間圧延条件、溶融亜鉛めっき条件、合金化処理条件および調質圧延条件のうちの少なくとも１つが本発明の範囲外の条件によって、冷間圧延、溶融亜鉛めっき処理、合金化処理および調質圧延を施し、冷延鋼板の表面上に、鋼板片面当り、３０ｇ／ｍ２、４５ｇ／ｍ２および６０ｇ／ｍ２の量の合金化溶融亜鉛めっき層を形成した。このようにして製造した合金化溶融亜鉛めっき鋼板の各々から試験片を切り出し、比較用試験片を調製した。
　【００９０】
　表４および表５に、本発明試験片および比較用試験片に関する、溶融亜鉛めっき処理時における、めっき付着量、浴中Ａｌ濃度、初期反応温度、板温、浴温、合金化処理時における合金化温度、冷間圧延時における冷延ロールのＲａ、冷延鋼板のパワースペクトルの積分値、調質圧延ロールのＲａ、調質圧延された鋼板のパワースペクトルの積分値および調質圧延伸張率を示す。
　【００９１】
　【表４】
　【００９２】
　【表５】
　【００９３】
　上述した本発明試験片および比較用試験片について、上述したと同様の方法により、プレス成形性、耐パウダリング性および塗装後鮮映性を調べ、その結果を、表４および表５に併せて示した。
　【００９４】
　表４および表５から明らかなように、冷延ロールのＲａが小さい本発明試験片Ｎｏ．６４は、プレス成形性、耐パウダリング性および塗装後鮮映性が何れも良好であったが、冷延ロールにロール疵が発生しやすく、製品品質がやや劣化した。調質圧延鋼板のパワースペクトル積分値が高い従来の調質圧延ロールを使用し、パワースペクトル積分値が高い冷延ロールを使用して冷間圧延を行った本発明試験片Ｎｏ．６９〜７１は、塗装後鮮映性がやや劣化した。
　【００９５】
　調質圧延の伸張率が高い本発明試験片Ｎｏ．７８は、プレス成形性、耐パウダリング性および塗装後鮮映性が何れも良好であったが、製品の材質がやや劣化した。合金化温度が本発明の範囲を外れて低い比較用試験片Ｎｏ．７９、８０は、プレス成形性に劣っていた。従来のレーザーダル鋼板である比較用試験片Ｎｏ．８２は、耐パウダリング性に劣っていた。
　【００９６】
　合金化温度が本発明の範囲を外れて高い比較用試験片Ｎｏ．８６およびめっき浴中のＡｌ含有量が本発明の範囲を外れて少ない比較用試験片Ｎｏ．８７は、プレス成形性および耐パウダリング性が共に劣っていた。めっき浴中のＡｌ含有量が本発明の範囲を外れて多い比較用試験片Ｎｏ．９３は、合金化することができなかった。そして、調質圧延鋼板のパワースペクトル積分値が多い本発明試験片Ｎｏ．９４は、塗装後鮮映性にやや劣っていた。
　【００９７】
　これに対し、めっき浴中のＡｌ濃度、初期反応温度、合金化温度、冷延ロールのＲａ、冷延鋼板のパワースペクトル積分値、調質圧延ロールのＲａ、調質圧延鋼板のパワースペクトル積分値、および、調質圧延伸張率がすべてこの発明の範囲内である本発明試験片Ｎｏ．６５〜６８、Ｎｏ．７２〜７７、Ｎｏ．８１、Ｎｏ．８３〜８５、Ｎｏ．８８〜９２は、プレス成形性、耐パウダリング性および塗装後鮮映性のすべてが優れていた。
　【００９８】
　
次に、第２実施態様の発明を、実施例により比較例と共に説明する
〔
実施例３
　
各種のＩＦ鋼をベースとし、Ｂ，Ｔｉ，Ｎｂ，ｓｏｌ．ＡｌおよびＮ量を変化させて、表６および表７に示した、本発明範囲内の成分組成を有する本発明鋼および本発明の範囲外の成分組成を有する比較鋼を調製した。
　【００９９】
　
【表６】
　【０１００】
　
【表７】
　【０１０１】
　このようにして調製された冷延鋼板に対し、この発明の範囲内において、溶融亜鉛めっき条件、合金化処理条件および調質圧延条件を変え、溶融亜鉛めっき処理、合金化処理および調質圧延を施し、冷延鋼板の表面上に、鋼板片面当り、３０ｇ／ｍ２、４５ｇ／ｍ２および６０ｇ／ｍ２の量の合金化溶融亜鉛めっき層を形成した。このようにして製造した合金化溶融亜鉛めっき鋼板の各々から試験片を切り出し、各種の本発明試験片を調製した。
　【０１０２】
　比較のために、下地鋼板のＣ，Ｎ，Ｂの固溶量、冷間圧延条件、溶融亜鉛めっき条件、合金化処理条件および調質圧延条件のうちの少なくとも１つが本発明の範囲外の条件によって、冷間圧延、溶融亜鉛めっき処理、合金化処理および調質圧延を施し、冷延鋼板の表面上に、鋼板片面当り、３０ｇ／ｍ２、４５ｇ／ｍ２および６０ｇ／ｍ２の量の合金化溶融亜鉛めっき層を形成した。このようにして製造した合金化溶融亜鉛めっき鋼板の各々から試験片を切り出し、比較用試験片を調製した。
　【０１０３】
　表
８
９
　【０１０４】
　【表
８
　【０１０５】
　【表
９
　【０１０６】
　上述した本発明試験片および比較用試験片について、上述したと同様の方法により、プレス成形性、耐パウダリング性および塗装後鮮映性を調べ、その結果を、表
８
９
　【０１０７】
　表
８
９
比較用
　【０１０８】
　下地鋼板のＣ，Ｎ，Ｂの固溶量が０である比較用試験片Ｎｏ．１９７は、耐パウダリング性が劣化した。調質圧延の伸張率が本発明の範囲を外れて高い比較用試験片Ｎｏ．１９３は、材質が劣化した。合金化温度が本発明の範囲を外れて低い比較用試験片Ｎｏ．１９４、１９５は、プレス成形性が劣化した。合金化温度が本発明の範囲を外れて高い比較用試験片Ｎｏ．２０１およびめっき浴中のＡｌ濃度が本発明の範囲を外れて低い比較用試験片Ｎｏ．２０２は、耐パウダリング性が劣化した。
　【０１０９】
　めっき浴中のＡｌ濃度が本発明の範囲を外れて高い比較用試験片Ｎｏ．２０８は合金化しなかった。そして、調質圧延ロールのＲａが本発明の範囲を外れて高く、且つ、調質圧延鋼板のパワースペクトル積分値が本発明の範囲を外れて高い比較用試験片Ｎｏ．２０９は塗装後鮮映性が劣化した。
　【０１１０】
　これに対し、下地鋼板のＣ，Ｎ，Ｂの固溶量、めっき浴中のＡｌ濃度、合金化温度、冷延ロールのＲａ、冷延鋼板のパワースペクトル積分値、調質圧延ロールのＲａ、調質圧延鋼板のパワースペクトル積分値、および、調質圧延伸張率がすべてこの発明の範囲内である本発明試験片Ｎｏ．１８０〜１８３、１８７〜１９１、１９６、１９８〜２００、２０３〜２０７は、プレス成形性、耐パウダリング性および塗装後鮮映性のすべてが優れていた。
　【０１１１】
　【発明の効果】
　以上述べたように、この発明によれば、優れた塗装後鮮映性を有し、しかも、プレス成形性および耐パウダリング性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板を安定して製造することがきる工業上有用な効果がもたらされる。
【図面の簡単な説明】
　【図１】
　従来の合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっき工程および合金化処理工程におけるめっき層構造の第１段階の変化を示した図である。
　【図２】
　従来の合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっき工程および合金化処理工程におけるめっき層構造の第２段階の変化を示した図である。
　【図３】
　従来の合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっき工程および合金化処理工程におけるめっき層構造の第３段階の変化を示した図である。
　【図４】
　従来の合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっき工程および合金化処理工程におけるめっき層構造の第４段階の変化を示した図である。
　【図５】
　本発明の第１実施態様の方法による合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっき工程および合金化処理工程におけるめっき層構造の第１段階の変化を示した図である。
　【図６】
　本発明の第１実施態様の方法による合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっき工程および合金化処理工程におけるめっき層構造の第２段階の変化を示した図である。
　【図７】
　本発明の第１実施態様の方法による合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっき工程および合金化処理工程におけるめっき層構造の第３段階の変化を示した図である。
　【図８】
　本発明の第１実施態様の方法による合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっき工程および合金化処理工程におけるめっき層構造の第４段階の変化を示した図である。
　【図９】
　本発明の第２実施態様の方法による合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっき工程および合金化処理工程におけるめっき層構造の第１段階の変化を示した図である。
　【図１０】
　本発明の第２実施態様の方法による合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっき工程および合金化処理工程におけるめっき層構造の第２段階の変化を示した図である。
　【図１１】
　本発明の第２実施態様の方法による合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっき工程および合金化処理工程におけるめっき層構造の第３段階の変化を示した図である。
　【図１２】
　本発明の第２実施態様の方法による合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっき工程および合金化処理工程におけるめっき層構造の第４段階の変化を示した図である。
　【図１３】
　本発明の方法によって製造された合金化溶融亜鉛めっき鋼板の溶融亜鉛めっき層の組織を示す電子顕微鏡写真である。
　【図１４】
　従来の方法によって製造された合金化溶融亜鉛めっき鋼板の溶融亜鉛めっき層の組織を示す電子顕微鏡写真である。
　【図１５】
　塗装後鮮映性と合金化溶融亜鉛めっき鋼板の表面粗さＲａ，Ｗｃａとの関係を示すグラフである。
　【図１６】
　周波数解析を行う際に採取した２１本の断面画線を描いた、３次元表面断面曲線の一例を示す図である。
　【図１７】
　周波数解析により作成した合金化溶融亜鉛めっき鋼板のパワースペクトルの一例を示す図である。
　【図１８】
　塗装後鮮映性と各波長域の鋼板のパワーとの相関係数を波長毎にプロットした図である。
　【図１９】
　パワースペクトルの波長１００〜２０００μｍの積分値が２００μｍ３以下となるように表面凹凸が調整されたロールを使用して冷間圧延された冷延鋼板をめっき原板として合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造したときの、製造過程におけるパワースペクトルの変化を示した図である。
　【図２０】
　パワースペクトルの波長１００〜２０００μｍの積分値が５００μｍ３以下となるように表面凹凸が調整されたロールを使用して冷間圧延された冷延鋼板をめっき原板として合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造したときの、製造過程におけるパワースペクトルの変化を示した図である。
　【図２１】
　通常の調質圧延ロールを使用して調質圧延を行った場合の伸張率と冷延鋼板のパワースペクトルの波長１００〜２０００μｍの積分値との関係を示す図である。
　【図２２】
　合金化溶融亜鉛めっき鋼板のパワースペクトルの波長１００〜２０００μｍの積分値と塗装後鮮映性（ＮＳＩＣ値）との関係を示す図である。
　【図２３】
　冷延鋼板のパワースペクトルの波長１００〜２０００μｍの積分値および合金化溶融亜鉛めっき鋼板のパワースペクトルの波長１００〜２０００μｍの積分値の、調質圧延による変化を示した図である。
　【図２４】
　プレス成形性を評価するための摩擦係数測定装置を示した概略正面図である。
　【図２５】
　耐パウダリング性を評価するためのトロービード試験機を示した概略正面図である。
　【図２６】
　図２５におけるビードおよびダイ部分の拡大概略正面図である。
　【符号の説明】
　１　鋼板、
　２　鋼板の結晶粒界、
　３　亜鉛めっき層、
　４　Ｆｅ−Ａｌ合金層
　５　ζ相、
　６　剥離したＦｅ−Ａｌ合金、
　７　アウトバースト組織、
　８　極微小凹部、
　９　ビード、
　１０　試験片、
　１１　試料台、
　１２　ローラー、
　１３　ロードセル、
　１４　ロードセル、
　１５　レール、
　１６　ビード、
　１７　ダイ、
　１８　試験片、
　１９　ロードセル、
　２０　油圧装置、
　２１　粒界に偏析したＣ，Ｎ，Ｂ。