【事件の表示】
　特許第２７７０８２４号「プレス成形性および耐パウダリング性の優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法」の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。
　特許第２７７０８２４号の特許を維持する。
【理　由】
［１］手続の経緯
　本件特許第２７７０８２４号（平成３年２月２８日出願（特願平３−５５７７５の分割）、平成１０年４月１７日設定登録）は、その後、その特許について、異議申立人川崎製鉄株式会社より特許異議の申立てがなされ、取消理由通知がなされ、その指定期間内である平成１１年１１月８日に訂正請求がなされたものである。
　
［２］訂正の適否
（１）訂正の内容
１）特許請求の範囲の請求項１を下記のとおり訂正する。
　「Ａｌを含有し、残部Ｚｎおよび不可避的不純物からなる亜鉛めっき浴でめっきを施した後、目付量調整を行い、加熱炉で皮膜中のＦｅ含有量が８〜１２％となるように合金化処理を行う合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法において、浴中Ａｌ量：０．１３％以上、浴温度：４７０℃以下、鋼板のめっき浴中への侵入板温：５２０℃以下で、且つ、浴中Ａｌ量と鋼板のめっき浴中への侵入板温とが、
　５７１×〔Ａｌ％〕＋４１６≧Ｔ≧５７１×〔ＡＩ％〕＋３９６
　　但し、〔ＡＩ％〕：浴中Ａｌ量（％）
　　　　　　Ｔ　　：侵入板温（℃）
を満足する条件でめっきを行うことにより、浴中でＦｅ−Ｚｎ合金化反応を抑制し、めつき後、高周波誘導加熱炉で加熱炉出側の板温が４９５℃超〜５２０℃となるように加熱し、所定時間保持後冷却することにより、δ１相を主体とする合金化相が均一に形成された合金化めっき皮膜を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ることを特徴とするプレス成形性および耐パウダリング性の優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。」（以下、「本件発明」という。）
２）明細書の段落番号【００１０】に、「浴中Ａｌ量：０．１３％以上、浴温度：４７０℃以下で、且つ、」とあるのを、「浴中Ａｌ量：０．１３％以上、浴温度：４７０℃以下、鋼板のめっき浴中への侵入板温：５２０℃以下で、且つ、」と訂正し、「所定時間保持後冷却することを特徴とする」とあるのを、「所定時間保持後冷却することにより、δ１相を主体とする合金化相が均一に形成された合金化めっき皮膜を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ることを特徴とする」と訂正する。
３）明細書の段落番号【００１８】の「このため侵入板温は、浴中Ａｌ量に関係なく５２０℃以下とすることが好ましい。」とあるのを、「このため侵入板温は、浴中Ａｌ量に関係なく５２０℃以下とする。」と訂正する。
（２）訂正の目的の適否、新規事項の有無及び拡張・変更の存否
１）上記訂正１）は、段落番号【００１８】及び【００１１】、【００１６】、【００１９】を根拠として、訂正前の請求項１に記載の亜鉛めっき浴の条件をより限定して、「鋼板のめっき浴中への侵入板温：５２０℃以下で、」と減縮し、また、合金化溶融亜鉛めっき鋼板が、「δ１相を主体とする合金化相が均一に形成された合金化めっき皮膜を有する」ものであることに減縮したものであり、それぞれ特許請求の範囲の減縮に該当する。
２）上記訂正２）、３）は、上記訂正１）の特許請求の範囲の減縮にともない、明細書に明りょうでない記載が生じるので、その釈明をしたものであり、明りょうでない記載の釈明に該当する。
　そして、上記訂正１）、２）は、いずれも願書に添付した明細書に記載した事項の範囲内であって、実質上特許請求の範囲を拡張し、又は変更するものではない。
（３）独立特許要件
１）本件発明
　訂正明細書の本件発明は、その特許請求の範囲の請求項１に記載のとおりのものである。
２）引用刊行物
ａ．刊行物１
　訂正前の請求項１に記載の発明に対し、当審が通知した取消理由で引用した刊行物１（特開昭６２−４０３５３号公報）には、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に関する発明が、第１、２図とともに記載され、さらに、
　「・・・鋼を連続溶融亜鉛めっきラインにて、７８０〜９００℃の温度範囲内の温度で再結晶焼鈍し、前記焼鈍後の冷却過程で、浴温度４５０〜４９０℃でＡｌ濃度０．１５％以上の溶融亜鉛浴に４６０〜５５０℃の温度で浸漬し、引き続いて４７５〜５５０℃の温度で１０秒以上の加熱＋保持の条件で合金化処理を行うことを特徴とする、合金化亜鉛めっき鋼板の製造方法。」（特許請求の範囲）、
　「ＡｌはＺｎとＦｅとの合金化を抑制することから、通常めっき材（以下、「ＧＩ材」という）においては、そのめっき密着性を確保するためにＡｌ濃度を上げて操業し、めっき後加熱して合金化を図る合金化処理材（以下、「ＧＡ材」という）においては、溶融亜鉛めっき浴のＡｌ濃度を下げて操業を行っている。」（第１頁右欄第１２〜１８行）、
　「溶融亜鉛めっき浴槽内に入るいわゆるＴｉ添加鋼である被処理鋼ストリップの温度を高めることにより亜鉛と鉄との合金化反応が速やかに進み、０．１５％以上のＡｌ量が存在していても何ら障害にならないことに着目し、」 （第２頁右上欄第７〜１１行）、
　「冷却炉１５を出る温度、つまり溶融亜鉛めっき浴２０への浸入温度を４６０〜５５０℃に制限するが、この温度が４６０℃より低いとＧＡ材を製造する場合に合金化が十分進まず、一方５５０℃を越えると今度はＧＩ材を製造方法する場合にめっきヤケが著しくなってしまう。好ましくは、５００〜５３０℃である。
　溶融亜鉛めっき浴２０は、ＧＩ材、ＧＡ材のいずれを製造する場合にも、４５０〜４９０℃の温度範囲、Ａｌ濃度０．１５％以上に保持されるが、浴温度が４５０℃より低いと、ＧＡ材製造時に合金化層が十分生成せず、一方、４９０℃超と余り浴温度が高くなると溶融亜鉛めっき浴による侵食が著しくなるため、本発明では上記範囲に制限する。好ましくは、４６０〜４８０℃である。Ａｌ濃度もＧＩ材製造時には０．１５％以上を確保する必要があり、好ましくは０．１６％前後に調整しておく。」（第３頁左下欄第２〜１８行）、
　「めっき浴をでた鋼ストリップは、次いで、ＧＡ材を製造する場合には、合金化処理炉２１に入って４７５〜５５０℃に１０秒以上加熱、保持され、合金化処理が行われる。ＧＩ材を製造する場合、これを省略してめっき層凝固後そのままコイラ２６に巻取られ、処理を終了する。上述の合金化処理条件は慣用のそれである。
　このように、本発明では浸入材温度を高めることにより合金化促進および制御を行うのであるが、溶融亜鉛めっき浴中におけるＡｌ／Ｚｎ重量比０．１６、浴温度４６０℃のときの５２５℃で２０秒間の合金化挙動を示すと第１表に示す通りである。同様のテストを合金化を伴わないＧＩ材について行った場合も併せて示す。
　・・・
これらの結果からも明らかなように，ＧＩ材においてめっきヤケの発生する領域は鋼板からのＦｅ拡散が合金化処理を行わなくても進行していることを示し、めっき浴浸入被処理材温度が上昇した場合、めっき層と鋼素地とにおけるＦｅ−Ａｌ合金層を破壊し、Ｆｅ−Ｚｎの合金化を促進することを示している。
　上記の場合において得られたＧＡ材のめっき層の品質についてそのめっき皮膜組成分析と加工性（パウダリング性）とについて調査した結果をグラフにまとめて第２図に示す。図示結果からも明らかなように、めっき皮膜中Ｆｅ／Ｚｎ＋Ｆｅ＝１０〜１３％において加工性（パウダリング性）は良好であった。」（第３頁右下欄第７行〜第４頁右上欄第２行）、
　「実施例１
　第２表に示す鋼組成を有するＴｉ添加鋼ストリップ（厚さ０．８ｍｍ）に第１図に示す装置によって連続溶融亜鉛めっき、次いで合金化処理を行った。
　なお、合金化処理は、炉温度１０００℃、被処理材温度５２５℃（目標）で行った。
　・・・
　各処理条件および得られためっき鋼板の特性は第３表にまとめて示す。浴中Ａｌ量は０．１６％であった。
　
（第３表の内容の一部を以下に示す。）
　
　めっき浴浸入材温（℃）　めっき浴温度　パウダリング性
　　５００　　　　　　　　　４６５　　　　優
　　４７５　　　　　　　　　４６５　　　　優
　
実施例２
　実施例１においてめっき浴温度を４６３℃とするとともに、板厚および侵入温度、さらにラインスピードを変えて種々実験を行った。
　それぞれの場合について得られためっき皮膜の加工特性を操業条件とともにまとめて第４表に示す。
　なお、加工性は前述のパウダリング性によって評価したが、何れも満足のゆくものであった。
　
（第４表の内容の一部を以下に示す。）
　
　板厚（ｍｍ）　浸入材温度（℃）　加工性
　　０．８　　　　５２５　　　　　　良
　　１．６　　　　４５０　　　　　　良
　
」（第４頁右上欄第１５行〜右下欄第７行）
が、それぞれ記載されている。
ｂ．刊行物２
　同じく引用した刊行物２（特開平２−２５４１４６号公報）には、「金属帯を連続的に加熱する際に金属帯幅方向で加熱の度合いを制御することが出来る加熱技術、例えば、溶融亜鉛めっき鋼帯の加工性に微妙な影響を与える鉄−亜鉛合金めっき層の合金化度調整、特に従来生じ易かっためっき鋼帯幅方向の合金化度分布を均一にする、二方式の誘導加熱を組み合わせ調整する合金化技術に関する」（第１頁右欄第７〜１３行）発明が開示され、さらに、
　「加熱の方式としては、燃焼ガスによるもの、金属帯に通電してジュール熱を利用するもの、高周波電流を用いて誘導加熱を行うもの等が一般に用いられている。」（第１頁右欄末行〜第２頁左上欄第３行）、
　「亜鉛めっき層を合金化するのは、これによって溶接性が向上し又塗装性がよくなり塗装後耐食性が改善されるからであり、・・・合金化炉では溶融亜鉛めっき鋼帯を４８０℃乃至６００℃に加熱する。この加熱方法として、最も良く用いられるのは直火加熱式で、従来の合金化炉の殆どはこの形式である。」（第２頁右上欄第７〜１４行）、
　「ソレノイド方式の誘導加熱によって金属帯幅方向に均一に加熱することは出来るようになったが、金属帯によっては金属帯自身が幅方向に不均一な特性をもつものがある。・・・このような問題を解決するためにこの発明はなされたもので、誘導加熱の方式を組み合わせることによって、金属帯幅方向の特性の均一化することを目的とするものである。」（第２頁右下欄第６〜末行）
が、それぞれ記載されている。
３）対比・判断
　本件発明と刊行物１に記載の発明とを対比する。
　刊行物１には、Ａｌを含有する溶融亜鉛めっき浴でめっきを施した後、合金化処理炉でめっき皮膜中のＦｅ含有量がＺｎ＋Ｆｅに対して１０〜１３％となるように合金化処理を行う合金化亜鉛めっき鋼板の製造方法において、溶融亜鉛めっき浴の浴中Ａｌ量を０．１５％以上（好ましくは０．１６％前後）、浴温度を４５０〜４９０℃の温度範囲とし、鋼ストリップの溶融亜鉛めっき浴への浸入温度を４６０〜５５０℃（好ましくは５００〜５３０℃）の条件でめっきを行い、めっき後、合金化処理炉で４７５〜５５０℃に加熱、保持され、合金化処理を行うことが開示されている。
　そうしてみると、本件発明と刊行物１に記載の発明とは、Ａｌを含有する亜鉛めっき浴でめっきを施した後、加熱炉で合金化処理を行う合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法において、浴中Ａｌ濃度：０．１５％以上、浴温度：４７０℃以下（且つ、刊行物１に記載の発明では４５０℃以上）、鋼板のめっき浴中への侵入板温：５２０℃以下（且つ、刊行物１に記載の発明では、４６０℃以上）で、めっきを行い、めっき後、加熱炉での板温が４９５℃超〜５２０℃となるように加熱することにより、合金化めっき皮膜を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法の点で一致し、しかも、刊行物１にはパウダリング性が良好となることが記載され、本件発明により優れた耐パウダリング性とプレス成形性が得られること（特許明細書段落【０００８】、【０００９】参照）からみて、両者の作用効果は共通している。
　しかしながら、本件発明は、「浴中Ａｌ量と鋼板のめっき浴中への侵入板温とが、
　５７１×〔Ａｌ％〕＋４１６≧Ｔ≧５７１×〔Ａｌ％〕＋３９６
　　但し、〔Ａｌ％〕：浴中Ａｌ量（％）
　　　　　　Ｔ　　：侵入板温（℃）
を満足する条件でめっきを行うことにより、浴中でＦｅ−Ｚｎ合金化反応を抑制し、めつき後、高周波誘導加熱炉で加熱し、δ１相を主体とする合金化相が均一に形成される」ものであり、刊行物１に記載の発明はこのような構成を有しない点で相違する。
　そこで、上記相違点について検討する。
　刊行物１に記載の製造条件についてみると、本件発明の浴中Ａｌ量０．１３％以上におけるめっき浴中への侵入板温の範囲に対して、刊行物１に記載のものの浴中Ａｌ量０．１５％以上におけるめっき浴浸入材温の範囲は一部重複しているものの、刊行物１に記載のものは、さらに範囲が拡大しており、浴中Ａｌ量０．１５％以上におけるめっき浴浸入材温が４６０〜５５０℃の範囲にある場合に、パウダリング性が優または良になるというものである。
　そして、本件発明においては、特許明細書の表１、３に示された実施例を参照すると、たとえば、上記の範囲内にある発明例３では、めっき浴中Ａｌ量０．１６５％における侵入板温４９５℃のときに、耐パウダリング性は５．２ｇ／ｍ２であるが、上記の範囲内にはない比較例２では、めっき浴中Ａｌ量０．１７０％（発明例３のめっき浴中Ａｌ量にほぼ等しい。）における侵入板温５２０℃のときには、耐パウダリング性は８．７ｇ／ｍ２であって、発明例３のような耐パウダリング性は得られていない。
　これに対し、刊行物１に記載の発明においては、刊行物１の第３表に示された実施例１を参照すると、たとえば、浴中Ａｌ量０．１６％における浸入材温度５００℃のときに、加工性が優または良のもの（パウダリング性が優または良のもの）が得られている。しかしながら、この浸入材温度は本件発明の上記の条件の範囲内にあるものの、引き続いて４７５〜５５０℃の温度で行う加熱は、本件発明のように高周波誘導加熱炉により加熱するものであることは明かではないし、しかも、実施例１では、合金化処理は、本件発明の加熱炉出側の板温４９５℃超〜５２０℃の範囲の温度より若干高めの被処理材温度５２５℃で行っている。
　そうしてみると、刊行物２に記載されているように、溶融亜鉛めっき鋼帯の加熱による合金化技術として、高周波による誘導加熱が一般に用いられているとしても、刊行物１に記載の合金化処理の加熱方式として、単に高周波加熱を用いただけでなく、本件発明のように、浴中Ａｌ量と鋼板のめっき浴中への侵入板温とが上記の条件を満足するようにしてめっきを行った上で、高周波誘導加熱炉で加熱炉出側の板温が上記の温度となるように加熱して、δ１相を主体とする合金化相を均一に形成することは容易に想到しうるものではない。
　さらに、本件発明においては、特許明細書の表１〜４に示された実施例を参照すると、たとえば、誘導加熱を行う発明例３では、めっき浴中Ａｌ量０．１６５％における侵入板温４９５℃のときにめっきを行い、めっき後、加熱炉出側の板温が５１０℃となるように誘導加熱しているが、ガス加熱を行う比較例６〜８では、それぞれめっき浴中Ａｌ量０．１７０、０．１７１、０．１７２％（発明例３のめっき浴中Ａｌ量にほぼ等しい。）における侵入板温４９４、４９６、４９６℃（発明例３の侵入板温を含む範囲にある。）のときにめっきを行い、めっき後、加熱炉出側の板温が５０３、５１０、５１８℃となるようにガス加熱しており、それぞれの耐パウダリング性をみると、発明例３では、表３に示されているように、５．２ｇ／ｍ２であるが、比較例６〜８では、表４に示されているように、それぞれ６．５、７．９、９．８ｇ／ｍ２となっている。
　以上のことからも解るように、本件発明は、浴中Ａｌ量と鋼板のめっき浴中への侵入板温とが上記の条件を満足するようにしてめっきを行い、めっき後、高周波誘導加熱炉で加熱炉出側の板温が上記の温度となるように加熱することにより、はじめて、優れた耐パウダリング性とプレス成形性が得られるという顕著な作用効果を奏するものである。
　したがって、本件発明は、上記刊行物１、２に記載の発明に基づいて当業者が容易に発明をすることができたものでない。
（４）むすび
　以上のとおりであるから、上記訂正請求は、特許法第１２０条の４第２項、及び同条第３項で準用する同法第１２６条第２〜４項の規定に適合するので、当該訂正を認める。
　
［３］特許異議の申立て
（１）異議申立人川崎製鉄株式会社は、訂正前の請求項１に係る発明（「本件発明」に対応する。）は、甲第１〜３号証に記載の発明に基づいて当業者が容易に発明をすることができたものであるから、特許法第２９条第２項の規定により特許を受けることができないものであり、その発明の特許は同法第１１３条第１項第２号の規定により取り消されるべきである旨主張している。
（２）甲第１〜３号証
１）甲第１号証（特開昭６２−４０３５３号公報）及び甲第２号証（特開平２−２５４１４６号公報）に記載の発明については、それぞれ上記［２］（３）２）において示した刊行物１及び刊行物２に記載の発明に対応する。
２）甲第３号証（鉄鋼協会編　「鉄鋼便覧」第３版　Ｓ５７．５．３１　丸善（株））には、合金化処理溶融亜鉛めっき鋼板の合金化処理設備における「加熱方式と特徴」の一覧表（第４２９頁左欄表１０．２６）において、内部加熱方式として高周波誘導加熱があげられ、「コントロールが容易」と記載されている。
（３）対比・判断
　甲第３号証に記載のように、合金化処理溶融亜鉛めっき鋼板の合金化処理として、高周波誘導加熱により加熱するとコントロールが容易であることが一般に知られていたとしても、上記［２］（３）３）において示したように、本件発明の、浴中Ａｌ量と鋼板のめっき浴中への侵入板温とが上記の条件を満足するようにしてめっきを行い、めっき後、高周波誘導加熱炉で加熱炉出側の板温が上記の温度となるように加熱する構成については、刊行物１、２（甲第１、２号証）記載のものから容易に想到しうるものではない以上、本件発明は、上記甲第１〜３号証に記載の発明に基づいて当業者が容易に発明をすることができたものではない。
（４）むすび
　以上のとおりであるから、特許異議の申立ての理由及び証拠によっては、本件発明の特許を取り消すことはできない。
　また、他に本件発明の特許を取り消すべき理由を発見しない。
　よって、結論のとおり決定する。
【異議決定日】
平成１２年２月２９日（２０００．２．２９）
【訂正の要旨】
訂正の要旨
（１）特許請求の範囲の減縮を目的として、請求項１に記載の亜鉛めっき浴の条件と合金化溶融亜鉛めっき鋼板をさらに限定して、下記のとおり訂正する。
　「Ａｌを含有し、残部Ｚｎおよび不可避的不純物からなる亜鉛めっき浴でめっきを施した後、目付量調整を行い、加熱炉で皮膜中のＦｅ含有量が８〜１２％となるように合金化処理を行う合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法において、浴中Ａｌ量：０．１３％以上、浴温度：４７０℃以下、鋼板のめっき浴中への侵入板温：５２０℃以下で、且つ、浴中Ａｌ量と鋼板のめっき浴中への侵入板温とが、
　５７１×〔Ａｌ％〕＋４１６≧Ｔ≧５７１×〔ＡＩ％〕＋３９６
　　但し、〔ＡＩ％〕：浴中Ａｌ量（％）
　　　　　　　Ｔ　　：侵入板温（℃）
を満足する条件でめっきを行うことにより、浴中でＦｅ−Ｚｎ合金化反応を抑制し、めつき後、高周波誘導加熱炉で加熱炉出側の板温が４９５℃超〜５２０℃となるように加熱し、所定時間保持後冷却することにより、δ１相を主体とする合金化相が均一に形成された合金化めっき皮膜を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ることを特徴とするプレス成形性および耐パウダリング性の優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。」
（２）明りょうでない記載の釈明を目的として、明細書の段落番号【００１０】に、「浴中Ａｌ量：０．１３％以上、浴温度：４７０℃以下で、且つ、」とあるのを、「浴中Ａｌ量：０．１３％以上、浴温度：４７０℃以下で、鋼板のめっき浴中への侵入板温：５２０℃以下で、且つ、」と訂正し、「所定時間保持後冷却することを特徴とする」とあるのを、「所定時間保持後冷却することにより、δ１相を主体とする合金化相が均一に形成された合金化めっき被膜を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ることを特徴とする」と訂正する。
（３）明りょうでない記載の釈明を目的として、明細書の段落番号【００１８】の「このため侵入板温は、浴中Ａｌ量に関係なく５２０℃以下とすることが好ましい。」とあるのを、「このため侵入板温は、浴中Ａｌ量に関係なく５２０℃以下とする。」と訂正する。
（５４）【発明の名称】
プレス成形性および耐パウダリング性の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】　Ａｌを含有し、残部Ｚｎおよび不可避的不純物からなる亜鉛めっき浴でめっきを施した後、目付量調整を行い、加熱炉で皮膜中のＦｅ含有量が８〜１２％となるように合金化処理を行う合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法において、浴中Ａｌ量：０．１３％以上、浴温度：４７０℃以下
、鋼板のめっき浴中への侵入板温：５２０℃以下
　５７１×〔Ａｌ％〕＋４１６≧Ｔ≧５７１×〔Ａｌ％〕＋３９６
　　但し、〔Ａｌ％〕：浴中Ａｌ量（％）
　　　　　　　Ｔ　　：侵入板温（℃）
を満足する条件でめっきを行うことにより、浴中でＦｅ−Ｚｎ合金化反応を抑制し、めっき後、高周波誘導加熱炉で加熱炉出側の板温が４９５℃超〜５２０℃となるように加熱し、所定時間保持後冷却すること
により、δ１相を主体とする合金化相が均一に形成された合金化めっき皮膜を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ること
【発明の詳細な説明】
　　　【０００１】
　　【産業上の利用分野】
　この発明は、自動車の車体、足回り部品等に用いられる合金化溶融亜鉛めっき鋼板、特にプレス成形時に要求される耐パウダリング性に優れ、しかも摩擦特性がコイル内で安定した合金化溶融亜鉛めっき鋼板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優れた塗装後耐食性や溶接性を有するため、自動車用防錆鋼板としてその需要が近年増加しており、特に最近では、耐食性を確保するため皮膜が厚目付化する傾向にある。
　この種のめっき鋼板には、優れたプレス成形性とプレス成形時の耐皮膜剥離性、所謂耐パウダリング性が要求される。特に最近ではこれらについてより厳しい性能が求められ、とりわけ上記のような皮膜の厚目付化に伴い、耐パウダリング性の確保が大きな課題となりつつある。
　　　【０００３】’
　このような耐パウダリング性を改善する技術として、めっき鋼板を急速加熱で１次加熱して皮膜の一部を合金化させた後、バッチ焼鈍で２次加熱を行うという技術が知られているが、この方法は耐パウダリング性の改善には有効であるものの、製造コストが高いという欠点がある。
　一方、インラインにおいて耐パウダリング性を改善する技術として、特開平１−２７９７３８号公報では、Ａｌ：０．０４〜０．１２％の浴でめっきを施した後、２秒以下で４７０℃以上の温度へ急速加熱し、合金化完了後、４２０℃以下の温度まで２秒以下で急速冷却すことにより、δ１相主体の合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法が示されている。
　　　【０００４】
　　【発明が解決しようとする課題】
　しかし、この方法では比較的高温で合金化処理がなされるため、合金化の進行が速く、Г相が厚く成長して耐パウダリング性が劣化し易いという問題がある。この点、特開平１−２７９７３８号公報には過合金化を防止するために合金完了温度域から４２０℃以下の温度域までを２秒以下で急速冷却するとしているが、目付量やラインスピードの変化により適正合金化パターンが変化するため、この方法を実施するためには、加熱源および冷却源をライン方向で多段に配置して対処する必要があり、設備コストが増大するという大きな問題がある。
　　　【０００５】
　さらに、通常用いられているガス直火加熱方式の合金化炉では鋼板幅方向および長さ方向で炉温の変動が起りやすいため、上述したような皮膜構造の厳密な制御は困難であり、得られるめっき皮膜は部分的に過合金或いはζ相が残留したものとなってしまう。したがって、得られるめっき鋼板は場所によってδ１相の量が不均一な、すなわち、耐パウダリング性が不均一なものとなってしまう。また、ζ相の量は摩擦特性と密接に関係しているため、ζ相が残留するとその部分の摩擦係数が局部的に増大するためプレス成形性も不安定となる。
　　　【０００６】
　　【課題を解決するための手段】
　以上のような従来の問題に対し、本発明者らは、まず、溶融亜鉛めっき鋼板の合金化反応に関して検討を行い、その結果、１）ζ相は４９５℃以下の反応により発生し、それ以上では発生しないこと、２）したがって、４９５℃を超える温度で主要な反応（溶融亜鉛相がなくなるまでの反応）を起し、その後冷却すれば、δ１相主体の皮膜を形成することができること、が明らかとなった。図１、図２は溶融亜鉛めっき鋼板の４５０℃、５００℃での恒温合金化反応による相変化の一例を示すもので、４５０℃での合金化ではζ相が発生するのに対し、５００℃での合金化ではζ相はほとんど発生せず、δ１相主体の皮膜となっている。
　　　【０００７】
　しかし、上述したようにこのような比較的高温で合金化する方法ではめっき皮膜が過合金化し易く、耐パウダリング性が劣化し易い。さらに、通常の直火加熱方式の合金化炉を用いて上記条件で合金化すると、経時的、場所的に均一に燃焼させることが難しく、焼きムラが発生し易い。そして、このような焼きムラにより不均一な合金層が形成されてしまい、鋼板の位置によって耐パウダリング性や摩擦特性等が異なる不均質な製品しか得られない。
　　　【０００８】
　このようなことから、耐パウダリング性とプレス成形性の両者を安定的に得る方法について検討を重ねた結果、以下のような知見を得た。
　▲１▼　めっき浴中で合金化反応（ζ相の生成）を抑制し、しかもその後の合金化処理を高周波誘導加熱方式の加熱炉を用いて行なうことにより、ストリップの幅方向、長手方向で均一にδ１相を主体とする合金化相が形成された皮膜が得られること
　▲２▼　また、このようにして得られる合金化めっき皮膜は、上述したようなマクロ的な均一性のみならず、ミクロ的にも合金化反応が均一に起きるため、この面からも優れた耐パウダリング性とプレス成形性が得られること
　　　【０００９】
　▲３▼　浴条件と高周波誘導加熱方式の加熱炉出側板温条件を規定することにより、厳密な皮膜の制御が可能であること
　具体的には、高Ａｌ浴で且つ浴中Ａｌ量との関係で規定される高目の侵入板温でめっきを施すことにより、浴中で合金化抑制相であるＦｅ２Ａｌ５を厚く生成させることで合金化反応（ζ相の発生）を適切に抑えることが可能であり、さらに、このようなめっき鋼板に対する高周波誘導加熱方式の加熱炉を用いた合金化処理を、加熱炉出側での板温を４９５℃超〜５２０℃に管理して行うことにより、上記▲１▼、▲２▼で述べたような皮膜が得られること
　　　【００１０】
　本発明はこのような知見に基づきなされたもので、その構成は、Ａｌを含有し、残部Ｚｎおよび不可避的不純物からなる亜鉛めっき浴でめっきを施した後、目付量調整を行い、加熱炉で皮膜中のＦｅ含有量が８〜１２％となるように合金化処理を行う合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法において、浴中Ａｌ量：０．１３％以上、浴温度：４７０℃以下
、鋼板のめっき浴中への侵入板温：５２０℃以下
　５７１×〔Ａｌ％〕＋４１６≧Ｔ≧５７１×〔Ａｌ％〕＋３９６
　但し、〔Ａｌ％〕：浴中Ａｌ量（％）
　Ｔ　　：侵入板温（℃）
を満足する条件でめっきを行うことにより、浴中でＦｅ−Ｚｎ合金化反応を抑制し、めっき後、高周波誘導加熱炉で加熱炉出側の板温が４９５℃超〜５２０℃となるように加熱し、所定時間保持後冷却すること
により、δ１相を主体とする合金化相が均一に形成された合金化めっき皮膜を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ること
　　　【００１１】
　　【作用】
　従来、めっき鋼板の合金化処理を高周波誘導加熱により行うという技術は、例えば、特公昭６０−８２８９号公報、特開平２−３７４２５号公報等において知られている。しかし、これらに開示された技術は、高周波誘導加熱を単に急速加熱の一手段として用いているに過ぎない。
　これに対して本発明は、浴中で合金化抑制相であるＦｅ２Ａｌ５を厚く生成させることによリ合金化反応を極力抑制し、且つこのように合金化が抑制されためっき皮膜に対し、高周波誘導加熱による合金化処理を特定の条件で実施することにより、Г相が少なく、且つ鋼板各部においてδ１相を主体とする合金化相が均一に形成され、しかも皮膜構造のミクロ的な均一性によって全体として優れた耐パウダリング性を有し、さらにプレス成形性にも優れためっき鋼板が得られることを見出したものである。
　　　【００１２】
　本発明の製造法において、上述のような優れた特性のめっき鋼板が得られるのは次のような理由によるものと推定される。
　まず、第１に、めっき浴中で合金化抑制相であるＦｅ２Ａｌ５を厚く生成させることで合金化反応を極力抑制して得られためっき皮膜を合金化処理する際に高周波誘導加熱方式を用いることにより、鋼板自体を直接加熱することができ、しかも、めっき皮膜に接する界面が最も加熱されるため、雰囲気加熱方式に較べ界面におけるＦｅ−Ｚｎ反応が短時間でしかも上の位置に無関係に均一に起き、このため、鋼板上での部分的な過合金やζ相の残留がなく、均一な耐パウダリング性とプレス成形性が得られるものと推定される。
　　　【００１３】
　第２に、高周波誘導加熱は上記のように鋼板側からの加熱であるため、微視的にも均一な合金化反応が生じることによるものと推定される。すなわち、従来一般に行われているガス加熱による合金化処理では、皮膜の外側から熱が加えられるため加熱が不均一となり易く、このため合金化反応が微視的に不均一に生じ易い。特に結晶粒界は反応性に富むため、所謂アウトバースト反応が生じ易く、このようにアウトバースト組織が発生すると、この部分からГ相が成長し始め、このГ相の形成によリ耐パウダリング性が劣化する。これに対し、高周波誘導加熱は鋼板側からの加熱であるため、上記のような合金化の局部的なバラツキが少なく、また、鋼板面の酸化物や浴中で生じた合金化抑制物質（Ｆｅ２Ａｌ５）も容易に拡散するため、ミクロ的にも均一な合金化皮膜が得られるものと思われる。
　　　【００１４】
　第３に、本発明は合金化抑制相であるＦｅ２Ａｌ５を浴中で形成させることによりＦｅ−Ｚｎ反応を抑制し、続く加熱処理においてδ１相を形成させることを特徴としているが、上記のように高周波誘導加熱は鋼板側からの加熱であるため、合金化時にＦｅ２Ａｌ５が容易に拡散しδ１相を形成する。つまり、Ｆｅ−Ｚｎ反応を適切に抑制するためにＦｅ２Ａｌ５を厚く形成させても、合金化時にこれを確実且つ均一に拡散することができる。この結果、合金化がミクロ的にも均一化し、厚いＦｅ２Ａｌ５の形成により浴中でのГ相の発生が抑制されることと相俟って、優れた耐パウダリング性が得られるものと考えられる。
　　　【００１５】
　第４に、高周波誘導加熱はめっきを短時間で合金化できることからГ相の成長時間が短いことが挙げられる。そして、本発明では浴中でのГ相の発生も抑えられるため、最終的なГ相の形成量が少なく、このことも耐パウダリング性の向上に大きく寄与しているものと考えられる。
　第５に、プレス成形性に関しても、上記したように合金化がマクロ的、ミクロ的に均一になされる結果、安定的且つ均一なプレス成形性が得られるものと考えられる。
　第６に、高周波誘導加熱の利点として、鋼板幅方向、長さ方向で均一な加熱が可能であるため、加熱炉出側での厳密な板温管理が可能であり、また、ガス炉等の雰囲気加熱方式とは異なり、加熱された雰囲気ガスの上昇（ドラフト効果）がないため、特殊な冷却をしなくても過合金が起り難いことによるものと考えられる。
　　　【００１６】
　以下、本発明の構成とその限定理由について説明する。
　本発明では、めっき浴中での合金化反応を極力抑制するため、めっき浴中のＡｌ量、めっき浴に侵入する際の鋼板の板温及び浴温度が規定される。特に、本発明では高Ａｌ浴で且つ浴中Ａｌ量との関係で規定される高目の侵入板温とすることにより、めっき浴中での合金化反応を抑制することが特徴の１つである。
　めっき浴中のＡｌは浴侵入直後の鋼板表面にＦｅ２Ａｌ５を形成し、Ｆｅ−Ｚｎ合金の発生を抑制する。Ａｌ量が０．１３％未満ではこのような抑制効果が小さく、浴中でζ相が形成され、最終的に本発明の目的とするδ１相を主体とした合金化相が得られない。このため浴中のＡｌ量は０．１３％以上とする。
　　　【００１７】
　Ａｌ量を０．１３％以上含む浴では侵入板温を上昇さぜると鋼板侵入直後の反応温度が高くなり、Ｆｅ２Ａｌ５が厚く形成されるようになる。この結果、浴中でのＦｅ−Ｚｎ合金反応が抑制される。但し、侵入板温は浴中Ａｌ量との関係で下記関係式の条件を満足する必要がある。
　５７１×〔Ａｌ％〕＋４１６≧Ｔ≧５７１×〔Ａｌ％〕＋３９６
　　但し、〔Ａｌ％〕：浴中Ａｌ量（％）
　　　　　　Ｔ　　　：侵入板温（℃）
　上述したように本発明は高Ａｌ浴、高侵入板温を基本とするものであるが、侵入板温が浴中Ａｌ量との関係で上記上限を超えると、Ｆｅの拡散速度が増すため、Ｆｅ２Ａｌ５による抑制効果が不十分となり、浴中で部分的にアウトバースト組織が生成するため、耐パウダリング性が劣化してしまう。一方、侵入温度が上記下限を下回るとＦｅ２Ａｌ５の形成量が十分でなく、浴中でのＦｅ−Ｚｎ合金反応の抑制作用が適切に得られない。
　　　【００１８】
　なお、侵入板温が５２０℃を超えると、Ｆｅ２Ａｌ５が局部的に過剰に生成され易くなるため焼きムラが発生し、耐パウダリング性が劣化してしまう。また、ポットへの入熱量増加により浴温冷却手段等の付加的設備が必要になり、さらに、浴中でのドロス発生量が増加し、表面欠陥が多発する等の問題を生じる。このため侵入板温は、浴中Ａｌ量に関係なく５２０℃以下
とする。
　めっき浴温度が高いと浴中における合金化反応が促進されるため、本発明では浴温度を４７０℃以下とする。また、浴温度が高過ぎると浴中に浸漬された構造物が侵食され、ドロスが発生するなどの問題を生じる。
　　　【００１９】
　めっきされた鋼板は、高周波誘導加熱炉において合金化のために加熱処理される。本発明では、上記のような浴条件の規定に加え、この高周波誘導加熱炉による加熱処理が大きな特徴であり、上述したように通常行なわれているガス加熱では、本発明の目的とする合金化めっき皮膜は全く得られない。この合金化処理では、炉出側の板温が４９５℃超〜５２０℃となるように加熱し、所定時間保持後冷却する。上述したようにδ１相を形成させるためには４９５℃を超える温度での加熱が必要であり、浴中での合金化が抑制されためっきをここで合金化し、δ１相を主体とした合金相を形成させる。しかし、５２０℃を超える加熱温度ではГ相が形成され、耐パウダリング性が劣化するため、加熱温度の上限は５２０℃とする。本発明において高周波誘導加熱炉出側の板温を管理する理由は、その部分が合金化熱サイクルでの最高板温となるためである。また、合金相の成長速度はこの付近で最大となるため、出側板温を管理することにより、その温度での合金化反応を起すことが可能になる。
　　　　【００２０】
　本発明は皮膜中のＦｅ含有量が８〜１２％の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造を目的としている。皮膜中のＦｅ含有量が１２％を超えると、皮膜が硬質になり、耐パウダリング性が劣化する。高周波誘導加熱炉出側以降合金化を進めると固体内拡散反応により皮膜中のＦｅ含有量が上昇してしまう。一方、Ｆｅ含有量が８％未満では、η相（純亜鉛相）が表面に残留するため、プレス成形時に焼付け（フレーキング）と呼ばれる現象が起り好ましくない。
　従来では、皮膜中のＦｅ含有量により皮膜構造が一義的に決まると考えられていたが、本発明のように浴条件を適当に選択し、しかも合金化処理を高周波誘導加熱で行うことにより、皮膜中のＦｅ含有量にかかわらず、本発明が目的とするような特定の皮膜構造が得られる。
　このようにして得られる合金化めっき皮膜は、表層側から均一なδ１相および極く薄いГ相が存在する構造となる。
　　　【００２１】
　　【実施例】
　本発明の実施例を表１ないし表４に示す。
　この実施例では、下記鋼種のＩＦ鋼、Ａｌキルド鋼から製造された冷延鋼板を素材とし、表１および表２に示される条件で溶融亜鉛めっき及び加熱処理を行った。また、上記加熱処理はガス加熱方式および高周波誘導加熱方式を用いた。
　鋼種Ａ：０．００２５％Ｃ−０．０６％Ｓｏｌ．Ａｌ−０．０８％Ｔｉ
　鋼種Ｂ：０．００２４％Ｃ−０．０６％Ｓｏｌ．Ａｌ−．０６％Ｔｉ−０．００７％Ｎｂ
　鋼種Ｃ：０．０４％Ｃ−０．０３％Ｓｏｌ．Ａｌ（Ａｌキルド鋼）
　　　【００２２】
　本実施例において、鋼板のめっき浴中への侵入温度は放射型温度計で測定した浸漬直前の鋼板の表面温度である。また、加熱炉出側の板温は放射型温度計で測定した鋼板の表面温度である。
　また、めっき浴中Ａｌ量は下式に定義される有効Ａｌ濃度である。
　〔有効Ａｌ濃度〕＝〔浴中全Ａｌ濃度〕−〔浴中鉄濃度〕＋０．０３
　皮膜中Ｆｅ％は浴条件、加熱条件および冷却条件に依存する。冷却条件は本発明の特徴の一つである皮膜構造のマクロ或いはミクロな均一性にほとんど影響を及ぼさないが、合金化度（皮膜中Ｆｅ％）を変化させることにより特性に影響を及ぼす。したがって、本実施例では冷却用のブロアの風量、ミストの量を調整し、皮膜中のＦｅ％を制御した。
　　　【００２３】
　また、各特性に関する試験、評価方法は以下の通りである。
　○製品皮膜中ζ相の量：
　得られた皮膜をＸ線回折し、ζ相についてはｄ＝１，９００のピーク強度Ｉζ（４２１）を、またδ１相についてはｄ＝１．９９０のピーク強度Ｉδ１（２４９）をそれぞれ取り、下式で示すピーク強度比をもって皮膜中のζ相の量を表した。なお、Ｉｂｇはバックグランドであり、Ｚ／Ｄが２０以下ならば実質的にζ相は存在しない。
　Ｚ／Ｄ＝（Ｉζ（４２１）−Ｉｂｇ）／（Ｉδ１（２４９）−Ｉｂｇ）×１００
　　　【００２４】
　○耐パウダリング性：
　試験片に防錆油（パーカー興産（株）製ノックスラスト５３０Ｆ）を１ｇ／ｍ２塗布した後、ビード半径Ｒ：０．５ｍｍ、押し付け荷重Ｐ：５００ｋｇ、押し込み深さｈ：４ｍｍでビード引き抜き試験を行い、テープ剥離後、成形前後の重量変化から剥離量を算出した。なお、表中の数値は複数の測定値（５×５＝２５個）の平均値である。
　○耐パウダリング性の板幅方向最大偏差：
　操業条件が安定した箇所で、コイル長さ方向５点、コイル幅方向５点（両エッジ、１／４の位置およびセンター部）で上記耐パウダリング性をそれぞれ測定し、最大値と最小値の差をとった。
　　　【００２５】
　○摩擦係数：
　試験片に防錆油（パーカー興産（株）製ノックスラスト５３０Ｆ）を１ｇ／ｍ２塗布した後、工具鋼ＳＫＤ１１製の圧子を荷重４００ｋｇで押し付け、１ｍ／ｍｉｎの引き抜き速度で引き抜きを行い、引き抜き荷重と押し付け荷重との比を摩擦係数とした。なお、表中の数値は複数の測定値（５×５＝２５個）の平均値である。
　○摩擦係数の板幅方向最大偏差：
　耐パウダリング性と同一箇所で摩擦係数をそれぞれ測定し、最大値と最小値の差をとった。
　【表１】
　【表２】
　【表３】
　【表４】
　　　【００３０】
　表において、比較例１および比較例２は侵入板温が高過ぎるため浴中でアウトバースト反応が生じ、耐パウダリング性が悪い。また、比較例３は侵入板温が低いため、浴中でＦｅ２Ａｌ５が不均一に形成され、合金化がミクロ的に不均一化し、耐パウダリング性が悪い。比較例４は高周波誘導加熱での加熱温度が低過ぎるため製品皮膜中にζ相が形成され、摩擦特性が悪い。比較例５は高周波誘導加熱での加熱温度が高過ぎるためГ相が形成され、耐パウダリング性が悪い。
　比較例６〜比較例８は加熱をガス加熱で行なった例であり、これらは焼きムラのため良好な耐パウダリング性が得られず、また、耐パウダリング性、摩擦特性ともに板幅方向で大きなバラツキを生じている。
【図面の簡単な説明】
　　【図１】
　溶融亜鉛めっき鋼板の４５０℃での恒温合金化反応による相変化の一例を示すものである。
　　【図２】
　溶融亜鉛めっき鋼板の５００℃での恒温合金化反応による相変化の一例を示すものである。