(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ａｌを０．１３質量％以上０．１５質量％以下含有する４４０℃〜４８０℃の溶融亜鉛めっき浴を用いる合金化溶融亜鉛めっき鋼材の製造方法であって、めっき浴にＣｒを０．０１０質量％以上０．０２５質量％以下、Ｍｇを０．７質量％以上３．０質量％以下含有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。
【請求項２】
さらに、上記めっき浴にＣａ、Ｓｒ、Ｔｉから選択される元素の１種又は２種以上を合計で、０．００５質量％以上０．０３０質量％以下添加したことを特徴とする請求項１に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項３】
めっき層成分が、０．４１質量％以上０．４９質量％以下のＡｌ、８．１質量％以上９．５質量％以下のＦｅ、及び０．０８質量％以上０．２９質量％以下のＣｒと０．７１質量％以上２．５６質量％以下のＭｇ及び残部がＺｎ及びＰｂ、Ｃｄ等の不可避的不純物からなり、不純物のＣｕ、Ｎｉ、Ｃｏがすべて０．００１質量％未満であることを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項４】
さらに上記めっき層内に、Ｃａ、Ｓｒ、Ｔｉから選択される元素の１種又は２種以上を合計で、０．００３質量％以上０．４０質量％以下含むことを特徴とする請求項３に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、効率のよい合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
近年の自動車用鋼板の傾向として、排気ガス規制を背景とした軽量化の為、また軽量素材への対抗の為の高強度鋼板の使用が進んでいる。防錆力強化のためにめっき鋼材が広く使われていることも言うまでもない。自動車の軽量化は、使用鋼板の板厚を薄くすれば容易に実現できるが、剛性・安全性確保の点から板厚を薄くした分、鋼板の強度を増す必要がある。このような観点から自動車用防錆鋼板として合金化溶融亜鉛めっき鋼板を使用する場合、様々な問題がある。合金化亜鉛めっき鋼板の製造量が増加したことによる問題もあれば、高強度鋼板等の特殊な材質の鋼板にめっきすることに起因する問題もある。
【０００３】
合金化溶融亜鉛めっき鋼板の生産量が増加するに伴い、これまで合金化溶融亜鉛めっき鋼板と合金化処理をしない溶融亜鉛めっき鋼板を交互に製造していためっきラインが、事実上の合金化溶融亜鉛めっき鋼板専用ラインとなっている。合金化溶融亜鉛めっき鋼板と溶融亜鉛めっき鋼板では、めっき浴の組成が異なり、Ｚｎ浴中のＡｌ濃度を調整しなければならない。
【０００４】
合金化溶融亜鉛めっき鋼板用のめっき浴ではＡｌ濃度は０．１２〜０．１４％程度、溶融亜鉛めっき鋼板用のめっき浴ではＡｌ濃度は０．１５〜０．２０％程度であり、僅かに０．０５％以下の濃度差である。しかし、高Ａｌ濃度では、めっき浴中に溶出した鉄分がトップドロスとして浮上し容易に除去されるが、低Ａｌ濃度では溶出した鉄分はボトムドロスとしてめっきポットの底に堆積・蓄積されるため、めっき運転に、また製品の品質に悪影響をおよぼす。従来、合金化溶融亜鉛めっき鋼板と溶融亜鉛めっき鋼板を交互に製造していた場合は、高Ａｌ濃度での溶融亜鉛めっき鋼板製造時にボトムドロスのトップドロス化、そして除去ができていたため、ボトムドロスの堆積は限られていた。
【０００５】
しかし、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の生産量の増加とともに事実上の合金化溶融亜鉛めっき鋼板専用ラインが増加し、ボトムドロスの問題が大きくなっている。
この問題を解決するためには、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を溶融亜鉛めっき鋼板と同じ高Ａｌ濃度のめっき浴で製造すればよい。
【０００６】
あるいは、合金化溶融亜鉛めっき鋼板製造時のＡｌ濃度を０．０１〜０．０２％あげるだけで、ボトムドロスの問題は大きく改善する。しかし、このわずか０．０１％のＡｌ濃度の増大が、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の合金化反応を遅延させ、生産性を大きく低下させるため、Ａｌ濃度を上げることはできない。
【０００７】
もう一つの問題は、高強度鋼板などの特殊な材質の鋼板のめっき性の問題である。
たとえば、Ｐ含有量の増加に伴い鋼板の強度は増加するが、合金化溶融亜鉛めっき鋼板製造時の合金化速度が遅くなる。Ｓｉ、Ｍｎ等の元素を含む場合も同様な傾向がある。従来、このような場合は、製造ラインの通板速度を遅くし、あるいは合金化の温度を高くすることによって対応していた。しかし、生産性の維持、めっき層の加工性確保などの観点から通板速度・合金化温度による調整には限界があり、様々な材質のニーズには答えることが難しくなっている。
【０００８】
合金化速度を改善するには、浴中Ａｌ濃度を低く設定すればよい。しかし、合金化溶融亜鉛めっき鋼板製造における浴中Ａｌ濃度低下は、ボトムドロスの増加につながり、前述の問題を更に深刻にする。別の方法として、特許文献１記載の技術のように、焼鈍前に鋼板にプレめっきを施す方法が提案されているが、電気めっき設備一式が必要なこの方法では、生産コストの上昇は避けられない。
【０００９】
また、特許文献２には０．０２％以上のＣｒをめっき浴に添加することにより合金化反応の促進を図る方法が提案されている。しかしながら、このような量のＣｒの添加はめっき品質に影響をおよぼすおそれがある。
【００１０】
特許文献３には、０．０１〜１．０％のＣｒをめっき浴に添加することにより、耐食性を向上させるという提案がされている。しかしこの提案では、塩水噴霧試験により耐食性試験を行っており、自動車用防錆鋼板として要求される種々の項目の特性については十分な評価がなされていない。めっき鋼板の裸耐食性の向上は、自動車用鋼板として重要な化成処理性に影響する可能性が高く、またＣｒのような不動態化して残存する恐れが大きな金属の添加は長期的な耐食性の観点からは必要最小限にすることが望ましい。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１１】
【特許文献１】特開平２−３８５４９号公報
【特許文献２】特表２００５−５３７３９５号公報
【特許文献３】特開平４−１３８５６号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１２】
このような問題に対して、本発明はプレめっき設備のような新たな設備を設置することなく、まためっき浴中Ａｌ濃度を変更することなく、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造における合金化速度の問題を解決する方法を提案するものである。
【００１３】
本発明者らは合金化反応を促進する方法について検討を行った結果、以下の知見を得た。まず、Ｃｒによる合金化の促進の効果は、０．００７〜０．００８％程度の極微量で効果があることがわかった。Ｃｒは０．０１％以下では耐食性向上効果がないとする報告から、めっき浴への０．０１％以下の添加であれば化成処理性に問題はないことが予測できる。
【００１４】
またＣｒ添加以外の方法として、めっき浴へのＭｇ添加も合金化反応を促進する効果があることがわかった。Ｍｇのこの効果は、Ｃｒが存在する場合に、Ｍｇ濃度が０．５％以上で効果がある。Ｍｇは、耐食性改善のためにＺｎめっきには％のオーダーで添加されることもある元素であり、それらのＭｇ含有めっきは燐酸塩化成処理が問題なく実施されている。このため、めっき浴に通常添加される濃度のＡｌに加え、Ｍｇと微量のＣｒを同時に添加することにより、浴中Ａｌ濃度を変化させることなく、合金化速度を向上させることができる。
特許文献２、３に記載されるように、Ｃｒ単独でも合金化反応は促進可能であるが、Ｃｒ単独で効果を得るには自動車用防錆鋼板としての品質問題が生じる。しかし、Ｍｇを同時に添加することにより、添加するＣｒの濃度を自動車用防錆鋼板として品質、特に化成処理に悪影響がない濃度まで低下させることを可能としたことが、本発明の特徴である。
【課題を解決するための手段】
【００１５】
本発明は以上の知見に基づいてなされたものであって、その要旨とすべきところは、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造における連続溶融めっきのめっき浴成分において、Ａｌを０．１３質量％以上含有する４４０℃〜４８０℃のめっき浴に、Ｃｒを０．００８質量％以上０．０２５質量％以下、Ｍｇを０．７質量％以上３．０質量％以下含有することを特徴とする、合金化溶融亜鉛鋼材の製造方法である。
【００１６】
以下に本発明を詳細に説明する。成分の％は、全て質量％を意味する。
Ｐ、Ｓｉ、Ｍｎなどを多く含む鋼板は強度、加工性などの特性に優れるが、合金化溶融亜鉛めっき鋼板製造時の合金化速度が遅くなる傾向が強い。そのため、通板速度を低下させるか、合金化の際の加熱温度を高くすることによって対応することが多い。しかし、前者は生産性の低下、後者は鋼板の材質上またはめっき層の加工性などの品質上の問題を生じることがある。
【００１７】
これ以外の方法としては、めっき浴のＡｌ濃度の低下、プレめっきなどの方法もあるが、操業上大量生産している現状から、現在の０．１２〜０．１４％というＡｌ濃度を変更することは難しい、あるいはコストアップという問題があり、ほとんど実施されることはない。また、めっき浴にＣｒを添加することで合金化速度を向上させることが提案されているが、めっき浴への０．０２％のＣｒ添加は、化成処理性という品質上の問題が生じるおそれがあることは前記のとおりである。
【００１８】
このため、発明者は、合金化溶融亜鉛めっき鋼板製造時の合金化速度の向上方法を検討した。その結果、Ｃｒ添加により合金化反応は促進されるが、この効果が検知できる最低必要なめっき浴中のＣｒ濃度は０．００７質量％以上であることがわかった。Ｃｒ濃度が増加するに従って合金化反応は促進され、０．０２０％以上でこの効果は大きなものとなった。
【００１９】
続いて、Ｃｒを添加することの、耐食性、化成処理性、加工性等、他の特性への影響を調査した。
その結果、加工性への影響は、Ｃｒが０．１％以下では確認できなかった。化成処理への影響は、Ｃｒが０．０１５％から燐酸塩結晶が大きくなるなどの悪影響が確認され、０．０３０％以上で塗装後の耐食性に明確に影響が出るレベルに化成処理皮膜の特性が低下した。このため、現在多く用いられている０．１２〜０．１４％のＡｌを含むめっき浴においては、めっき浴へのＣｒ単独での添加量は、０．００７％以上０．０２０％以下程度の範囲が想定される。なお、裸耐食性は、自動車用鋼板としての用途外であり、ここでは考慮していない。
【００２０】
Ｃｒ単独での添加量としては上記のような適正量が想定されるが、Ｃｒ濃度が０．０１５％以下では、実製造ラインにおける合金化促進効果としては不十分なものであった。このため、合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっき浴に、Ａｌに加えて０．０１０％のＣｒを含むことを前提に更に検討を進めた結果、めっき浴に０．５％を超えるＭｇを添加することにより、合金化が更に促進されることを確認した。Ｍｇは、Ｚｎ系めっきの耐食性を改善することが従来より知られており、近年、溶融めっきの添加元素として広く用いられるようになっている。これらの新めっきは、多くが０．１〜３％程度のＭｇを含んでいるが、１０年以上の使用実積で耐食性への悪影響の報告はない。また、ＭｇはＣｒのような不動態化して残る金属ではなく、優先腐食する金属であるため、将来的に耐食性に悪影響が出る可能性は小さい。また、これらの新めっき鋼材は常法で燐酸塩化成処理されていることからわかるように、Ｍｇは燐酸塩化成処理性にも悪影響はない。
【００２１】
０．０１０％のＣｒを含む合金化溶融亜鉛めっき鋼板浴にＭｇを添加して合金化を促進するには、０．５％超が必要であるため、安定製造の条件として０．７％以上とする。Ｍｇ量が増加するに従ってＣｒと同様に合金化は促進され、この効果は４％までは確認した。ただし、Ｍｇの大量添加はめっき浴の安定性の点から問題があり、４％Ｍｇ添加浴を２４時間静置すると、浴表面に１ｍｍ以上の厚さの酸化皮膜らしきものが生成することがある。また、Ｍｇ含有量の増大とともに、トップドロスの発生量も大きくなりコスト増となるため、３．０％超のＭｇの添加は実用的ではない。Ｍｇ添加は、３．０％以下であれば加工性などの品質上の問題を起こすものではないことが確認されており、耐食性の向上効果も期待することはできる。
【００２２】
事実、ＣｒとＭｇを添加した合金化溶融亜鉛めっき鋼板の裸耐食性をあらためて調査した結果、Ｃｒ単独添加合金化溶融亜鉛めっき鋼板よりも優れる傾向にある。しかしながら、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の前提である化成処理−塗装後の耐食性には、Ｍｇ添加の影響はごく小さいものであった。このため、耐食性の効果は考えず、Ｃｒ添加と同様にＭｇも生産性を中心に考えて必要最小限にすることが望ましい。Ｍｇ添加量は、０．７％以上３．０％以下であり、望ましくは、主にめっき浴の安定性から０．７％以上２．０％以下とする。
実際には、０．０１０％のＣｒと１．５％のＭｇを添加することにより、その他の条件にもよるが、合金化速度は１．１倍以上になり、明らかな促進効果が得られる。
【００２３】
Ｃａ、Ｓｒ、Ｔｉは、めっき浴を安定化するための添加元素であり、これらの元素の有無は、ＣｒとＭｇの合金化促進効果には全く関係がない。しかしながら、特にＭｇ濃度が大きい場合は、これらの元素を一種、または二種以上を合計で０．００５％以上０．３％以下添加することにより、めっき浴が安定化し、トップドロスの発生量が減少するなどの効果がある。
【００２４】
このように、めっき浴にＣｒ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｔｉを添加することにより、めっき層は必然的に上記元素を含む。主成分であるＺｎ、Ｆｅ、Ａｌ以外にめっき浴に由来する下記の量のＣｒ、Ｍｇを同時に含む、さらに、Ｃａ、Ｓｒ、Ｔｉを含むことが、本発明によって製造される合金化亜鉛めっき鋼板のめっき層の特徴である。
各元素の存在状態としては、Ｃｒはめっき直後にはめっき層と鋼の界面に濃化して存在し、他の４元素はめっき直後からめっき層全体にほぼ均一に存在する。しかし、合金化後には、５元素すべてが合金層内にほぼ均等に分散して存在する。なお、５元素とも、めっき直後、合金化後にめっき最表面に極微量が濃化している場合もあるが、濃化層は極薄く厚さのばらつきも大きいため、高感度分析をもってしても定量は困難である。
各元素の存在量としては、合金化亜鉛めっきにおいては、めっき層に鋼からＦｅが７％〜１４％程度拡散してめっき浴の成分は希釈される。このため、これらの添加元素のめっき層中の平均存在量は、Ｍｇ、Ｔｉ、Ｃａ、Ｓｒはめっき浴濃度の０．８倍〜１．０倍程度となる。よって、合金層中のＭｇ濃度は０．３％〜４．０％の範囲であり、多くの場合は０．４％〜３．０％となる。Ｃａ、Ｓｒ、Ｔｉは単独または合計で、０．００３％〜０．０４０％の範囲であり、多くの場合は０．００４％〜０．０３０％となる。
なお、Ｃｒはめっき直後には界面に濃化するため、合金化後の合金層中濃度は経験的にめっき浴濃度の２倍〜１５倍程度になる。これは、通板速度などのめっき条件がめっき初期反応に影響し、Ｃｒの界面濃化量が異なるためである。このため、合金層中のＣｒ濃度には幅があり、０．０１％〜０．５０％の範囲であり、多くの場合０．０２％〜０．３８％である。しかし、めっき浴浸漬時間、浴温度、鋼種などのめっき条件を揃えれば、めっき初期のＣｒの界面への濃化度の変動は小さくなる。このため、製造条件、めっき浴の分析結果、めっき層の分析結果の蓄積があれば、製品のめっき層を調べるだけでめっき浴の添加元素の濃度を類推することが可能である。
【００２５】
めっき層には、この他に不純物が含まれる。Ｐｂ、Ｃｄはめっきには好ましくはないが、Ｚｎの精錬工程で完全に除くことが困難な不可避的不純物である。その他の不可避的ではない不純物として、特にＮｉ、Ｃｏ、Ｃｕに関しては濃度が０．００１％以下でなければならない。本発明の対象である高張力鋼板は、めっき濡れ性が悪いことは知られており、これを改善するために、溶融めっきに先立って鋼板にＮｉ、Ｃｕを、プレめっきすることがある。なお、Ｃｏは高価であるため単独では用いられないが、Ｎｉの不純物として検出される。しかし、本発明にＮｉ、Ｃｕのプレめっきを適用した場合、化成処理皮膜の性状が悪化することがあった。ただし、めっき層中の濃度が０．００１％以下の場合は問題がなかった。プレめっきされたＮｉ、Ｃｏ、Ｃｕは、必ずしもそのまま溶融めっき皮膜中にはとどまらないが、めっき浴に溶出した後はめっき浴に蓄積され、最終的にはめっき層に入る。このため本発明の適用にあたっては、高張力鋼板のめっきでこれらの金属をプレめっきすることは避けなければならず、当然、めっき浴に添加してはならない。特にＮｉは、耐食性の面だけでなく、Ａｌと親和性が高いためめっき反応に、まためっき浴のＡｌ濃度制御にも影響する。
【００２６】
上述のように、めっき層中のＣｒ濃度は、めっき条件による変動が大きく最大０．５％に達する。試験によれば、めっき層中のＣｒが０．４〜０．５％では明らかに化成処理性が低下し、これ以上では耐食性に影響する可能性が出る濃度域となる。本発明を、Ｃｒを含む高張力鋼板に適用した場合、合金化過程で鋼中のＣｒが合金層中に混入する結果、めっき層のＣｒ濃度を高めて化成処理性低下や、耐食性低下につながる可能性が高まる。このため、Ｃｒを％のオーダーで含む高張力鋼板には本発明は適用外とする。
【００２７】
Ｃｒ、Ｍｇが合金化溶融亜鉛めっき鋼板の合金化反応を促進する理由は、完全に明らかになってはいない。Ｃｒを多く添加するとＡｌバリア層がほとんど機能しなくなり、めっき浴浸漬中に合金化が進んで、ガスナイフによるめっき量の制御（薄めっき）ができなくなる。このため、ＣｒはＡｌバリア層の生成を抑制するか、機能を弱めているものと考えられる。
Ｍｇについては、異なる浴組成の試験で、生成したＦｅ2Ａｌ5合金の溶解速度を大きくしている可能性があることがわかった。このため、ＭｇはＡｌバリア層の生成には大きな影響はないが、めっき後の合金化過程の初期におけるＡｌバリア層の破壊を促進することにより、合金化を促進するものと考えている。ただし、Ｃｒが存在する場合にＭｇの効果が明確になることについては、その原因は明らかではない。
【００２８】
本発明でめっき浴に添加する元素は、Ｍｇを除いては微量であり、正確な定量分析は簡単でない。一般には、めっき浴、またはめっき層の分析は、めっき鋼板、あるいはめっき浴のインゴットを、そのまま通常のＧＤＳ（グロー放電−発光分析）により分析するか、或いは凝固させためっき浴の金属、或いはめっき層を酸に溶解後、溶液のＩＣＰ分析（高周波誘導結合プラズマ発光分析）、または原子吸光分析を行うことが多い。これらの分析手法において、めっき浴を分析する場合、Ｚｎ以外の成分はいずれも微量であるため、特に妨害元素となるなどの分析上の問題とはならず、微量であることのみが問題となる。しかし、本発明の対象となる合金化亜鉛めっきのめっき層を分析する場合には、主成分が約９０％のＺｎと、更に約１０％のＦｅとなるため、このＦｅにより分析が妨害されることがある。１０％程度のＦｅの存在下では０．００５％以下の微量元素についての、通常の溶液のＩＣＰ分析、または原子吸光分析での正確な定量分析は、Ｚｎのみの場合と比較して困難となることがある。Ｃａ、Ｓｒ、Ｔｉについては、複数添加でかつ下限量の場合は、上記の一般的な方法では定量分析は難しい。まためっき浴、めっき層の汚染を避ける必要があるＮｉ、Ｃｏ、Ｃｕについても微量であるために定量分析は難しい。特にＣｒに対しては、Ｆｅの発光波長とＣｒの発光波長が近いため特に影響が大きい。その為、Ｃｒは上記３元素よりめっき浴中では高濃度であり、まためっき層においてはめっき浴中濃度よりも濃化しているが、めっき層中のＣｒの定量分析は困難である。
このため、めっき鋼板、あるいはめっき浴のインゴットをそのまま通常のＧＤＳ（グロー放電−発光分析）分析や、まためっき成分を溶解して溶液のＩＣＰ分析、原子吸光分析では、各元素の濃度が本発明で規定する範囲内にあっても、分析は半定量分析、または元素の存在の確認をすることにとどまる場合がある。
正確な定量分析が必要となる場合には、ＧＤ−ＭＳ（グロー放電−質量分析）、またはＩＣＰ−ＭＳ（高周波誘導結合プラズマ−質量分析）を用いるとよい。質量分析法は、０．００１％以下の正確な定量が可能であり、他元素の妨害も少ないためである。特にＧＤ−ＭＳ法は、めっき層中の元素分布を知ることができる。めっき浴に添加された元素であれば、合金化後にはめっき層全体に存在するため、ＧＤ−ＭＳ法で分析することにより、後処理、またはコンタミ等により表面に付着した場合と明確に区別できる。
【実施例】
【００２９】
一般に合金化溶融亜鉛めっき鋼板製造に用いられている、全還元炉型焼鈍炉を具備する溶融めっきラインにより、実施例によって本発明方法を詳細に説明する。
【００３０】
合金化が遅く生産性に問題がある鋼板としては、Ｐを０．１２％−０．２０％含有する高張力鋼板を用いた。比較材は、一般のアルミキルド鋼（Ａｌ−Ｋ鋼）であり、Ｐ含有量は０．０１２％である。
またＳｉ、Ｍｎを含む高張力鋼板、ＢＨ鋼板についても同様の試験を行った。
いずれも板厚は０．８ｍｍの冷延鋼板である。
試験に用いた鋼材の成分を表１に示す。
すべて同じ通板速度でめっき−合金化し、焼鈍温度に関しては、高張力鋼板は８００−８２０℃、比較材は７８０−８００℃とした。
製造条件と評価結果を表２及び表３に示す。
［合金化］
目視外観とめっき層中Ｆｅ％で判断した。
目視外観の△は外観不均一、Ｘは未アロイ（合金化不完全）を表す。
［めっき密着性］
６０度Ｖ曲げ試験を行い、曲げ戻し後のテープ剥離幅で評価した。
○は剥離幅４ｍｍ以下、△は剥離幅４−７ｍｍ、Ｘは剥離幅７ｍｍ超（不可）である。
［化成処理性］
一般の浸漬型の化成処理を行い、皮膜量測定と結晶性状の観察を行った。
結晶性状のＸは結晶性状に変化、または問題がある場合を示す。
［耐食性］
化成処理−電着塗装後に、カッターナイフで鋼材まで達するＸ状のスクラッチ疵を入れてＪＡＳＯ試験（Ｍ４０９−９１）を行ない、最大膨れ幅を観察した。
［浴安定性］
浴温を実生産時よりも高い４８０℃に設定し、４８時間静置した場合のめっき浴の表面の変化を観察した。Ｚｎ−０．０１３％Ａｌ浴と明確な差異を確認した場合にＸとした。
【００３１】
【表１】
0006696274.tif 000002
【００３２】
表２、３に示されるように、所定量のＣｒ、Ｍｇをめっき浴に添加した場合、単純なＺｎ−０．１３％Ａｌ浴に比較して、合金化処理に要する板温を２０−４０℃低くすることが可能であり、同じ板温であれば短時間加熱＝高速での製造が可能になることを示すものである。所定のＣｒ、Ｍｇ添加量であるかぎり、耐食性、めっき密着性、浴の安定性には何ら問題がないことがわかる。
なお、本発明のめっき浴へのＣｒ＋Ｍｇ添加は、現状のＡｌ濃度を変更しないで、純粋に生産性向上の立場から条件設定をしたものであり、実施例は、そのうちの多くの例が、合金化が原因で生産性低下をきたしている鋼種の合金化速度の向上効果の例を記したものである。Ａｌ濃度を高めに設定し、Ａｌ濃度変更による合金化速度低下をＣｒ＋Ｍｇ添加により補い、生産性向上よりもボトムドロス量の低減を試みた実施例が４４と４８である。長期連続試験は行っていないが、短期の試験でもボトムドロスの減少が確認されている。  比較例４１は、めっき浴にＣｒ、Ｍｇに加えて、０．００２％のＮｉとＣｕを、添加した例であり、化成処理性が悪化していることがわかる。
表４は、実施例のめっき層組成を抜粋して示したものである。
その他、実施例に記載はないが、例えばＳＰＨＣなどの一般熱延材など、焼鈍過程でなく、合金化過程が律速となっている場合の合金化速度向上などに本技術を用いることが可能である。
【００３３】
【表２】
0006696274.tif 000003
【００３４】
【表３】
0006696274.tif 000004
【００３５】
【表４】
0006696274.tif 000005