(57)【要約】【課題】  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得る。【解決手段】  めっき層がζ相のみ、またはζ相およびη相からなり、前記めっき層最表面におけるＦｅ含有率が前記めっき層の鋼板界面部分のＦｅ含有率より高いことを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板。前記めっき鋼板は、鋼板をＡｌ：０．０６〜０．２５質量％を含有する溶融亜鉛めっき浴に浸漬通板して、５０ｇ／ｍ2以上１２０ｇ／ｍ2以下の下層めっき皮膜を形成する溶融めっき工程と、前記鋼板の少なくとも一方の面における前記下層めっき皮膜の上に、Ｆｅめっき又はＦｅ５０質量％以上のＦｅ−Ｚｎ合金めっきからなる、付着量が０．５ｇ／ｍ2以上１０ｇ／ｍ2以下の上層めっき皮膜を形成する上層皮膜形成工程と、前記鋼板を３００℃〜５００℃で１秒〜３００秒加熱して前記下層めっき皮膜と前記上層めっき皮膜とを合金化させる加熱工程とを有する工程で製造する。【選択図】    図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
めっき層がζ相のみからなり、前記めっき層最表面におけるＦｅ含有率が前記めっき層の鋼板界面部分のＦｅ含有率より高いことを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項２】
めっき層がζ相およびη相からなり、前記めっき層最表面におけるＦｅ含有率が前記めっき層の鋼板界面部分のＦｅ含有率より高いことを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項３】
めっき層表面に、平均厚さが２０ｎｍ以上の酸化物層を有することを特徴とする請求項１又は２に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項４】
鋼板をＡｌ：０．０６〜０．２５質量％を含有する溶融亜鉛めっき浴に浸漬通板して、５０ｇ／ｍ2以上１２０ｇ／ｍ2以下の下層めっき皮膜を形成する溶融めっき工程と、
前記鋼板の少なくとも一方の面における前記下層めっき皮膜の上に、Ｆｅめっき又はＦｅ５０質量％以上のＦｅ−Ｚｎ合金めっきからなる、付着量が０．５ｇ／ｍ2以上１０ｇ／ｍ2以下の上層めっき皮膜を形成する上層皮膜形成工程と、
前記鋼板を３００℃〜５００℃で１秒〜３００秒加熱して前記下層めっき皮膜と前記上層めっき皮膜とを合金化させる加熱工程と、
を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５】
前記溶融めっき工程と、前記上層皮膜形成工程の間に、下層めっき皮膜表面の酸化膜を酸またはアルカリ溶液を用いて取り除く酸化膜除去工程を有することを特徴とする請求項４に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項６】
鋼板をＡｌ：０．０６〜０．２５質量％を含有する溶融亜鉛めっき浴に浸漬通板して、５０ｇ／ｍ2以上１２０ｇ／ｍ2以下の下層めっき皮膜を形成する溶融めっき工程と、
前記鋼板の少なくとも一方の面における下層めっき皮膜の上に、Ｆｅ粒子又はＦｅ５０質量％以上のＦｅ−Ｚｎ合金粒子からなる、付着量が０．５ｇ／ｍ2以上１０ｇ／ｍ2以下の金属粒子を付着させる粒子付着工程と、
前記鋼板を３００℃〜５００℃で１秒〜３００秒加熱して前記下層めっき皮膜と前記金属粒子とを合金化させる加熱工程と、
を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。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
この発明は、耐パウダリング性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関するものである。
【０００２】
この発明は、さらに、耐パウダリング性とプレス加工における摺動特性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００３】
近年、防錆性の向上の観点から、自動車用パネル部品には亜鉛系めっき鋼板、特に溶融亜鉛系めっき鋼板の使用比率が増加している。通常、自動車用パネルに使用される溶融亜鉛系めっき鋼板は、溶接性および塗装性に優れている特性を生かして、溶融亜鉛めっき後に５００℃程度に加熱して合金化処理を施した合金化溶融亜鉛めっき鋼板が使用されている。
【０００４】
また、さらなる防錆性の向上を目指し、自動車メーカーでは付着量が５０ｇ／ｍ2以上の厚目付けの亜鉛系めっき鋼板に対する要望が強くなりつつあるが、前述した合金化溶融亜鉛めっき鋼板で厚目付け化を実施すると、合金化に長時間を要し、合金化不良いわゆる焼けムラが発生しやすく、逆にめっき層全体で合金化を完了させようとすると、過合金化となり、めっき−鋼板界面で脆いΓ相が生成し、加工時にめっき剥離が発生しやすくなるため、厚目付けの合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造することは非常に困難である。
【０００５】
合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっき層を構成する合金相は、Γ相（Ｆｅ3Ｚｎ10）、Γ1相（Ｆｅ5Ｚｎ21）、δ1相（ＦｅＺｎ7）、ζ相（ＦｅＺｎ13）、η相（Ｚｎ）の相構造が存在する。ここで、Γ相のＦｅ原子濃度は２４〜３１％、Γ1相のＦｅ原子濃度は１８．５〜２３．５％、δ1相のＦｅ原子濃度は８．５〜１３％、ζ相のＦｅ原子濃度は６．７〜７．２％である。
【０００６】
通常、合金化反応時は鋼板側からＦｅが拡散して供給される為、Ｆｅ濃度の最も高いΓ相が鋼板との界面に生成し、ついでδ1相が形成し、めっき層最表面にはζ相が生成した相構造になっている。よって、めっき層中のＦｅ濃度は鋼板側からめっき層表面に向かうにつれ減少傾向を示すことになる。
【０００７】
また、各合金相の硬さとＦｅ濃度の関係は、Ｆｅ濃度が高い程硬くなる傾向があり、Γ相はビッカース硬度が３３０Ｈｖと高くて脆い性質を有しており、その為、合金化溶融亜鉛めっき鋼板にプレス加工を施すとΓ相内部あるいはΓ相と鋼板の界面から剥離が起こり易くなる。そこで、めっき層剥離に悪影響を及ぼすΓ相の生成をできるだけ抑えることを目的として、合金化の程度を抑制する為に、合金化処理の加熱条件を制御する方法が採用されている。このため、合金化処理の条件が狭い範囲に限定されるため、製造時の操業条件が大きく制約される。
【０００８】
溶融亜鉛めっき鋼板の耐パウダリング性を向上させる技術として、例えば、下記（１）〜（４）が提案されている。
【０００９】
（１）特許文献１には、鋼板表面にζ相のみからなるめっき皮膜が形成されていることを特徴とする接着構造用合金化溶融亜鉛めっき鋼板に関する技術が開示されている。
【００１０】
（２）特許文献２には、めっき層最表面におけるＦｅ含有率が、めっき層と鋼板の界面におけるＦｅ含有率に比べて高いものであることを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板で、鋼板側からめっき層表面に向かうにつれ、めっき層中のＦｅ含有率は、順次増加するものである、めっき層の耐剥離性と摺動特性の双方に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板に関する技術が開示されている。
【００１１】
（３）特許文献３には、鋼板の少なくとも片面に、付着量が０．５ｇ／ｍ2以上１０ｇ／ｍ2以下で鉄含有率が４０質量％以上のＦｅ−Ｚｎ合金層の外層部と、付着量が３０ｇ／ｍ2以上９０ｇ／ｍ2以下で厚さ０．５μｍの鋼素地との境界層を除いてδ1相とζ相からなる合金化亜鉛の内層部と、それらの両層部が境界において相互に熱拡散されて一体構造を形成し、且つ鉄含有率の分布が面方向に均一であるめっき皮膜を有することを特徴とする加工性、塗装性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板に関する技術が開示されている。
【００１２】
（４）特許文献４には、鋼板素地上に形成された亜鉛を含有する層の亜鉛が鋼板素地中に拡散浸透することにより生成した層と、鋼板素地中および亜鉛を含有する層上に形成された鉄めっき層中の主として鉄が亜鉛を含有する層中に拡散浸透することにより生成した層と、亜鉛を含有する層の亜鉛が鉄めっき層中に拡散浸透することにより生成した層とを鋼板素地上に順次有してなる表面処理鋼板に関する技術が開示されている。
【００１３】
以下に、先行技術文献情報について記載する。
【特許文献１】特開平５−３１１３７２号公報
【特許文献２】特開平９−２４１８１２号公報
【特許文献３】特開平２−７３９５３号公報
【特許文献４】特開昭５６−１５８８６４号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１４】
特許文献１には、Ｐ添加鋼やＳｉ添加鋼を母材鋼板として用い、めっき皮膜のＦｅ濃度を５．７〜７．３質量％とすれば、ζ単相のめっき皮膜を形成することができ、めっき皮膜と母材鋼との密着性が良好であり、接着剤で接合した部分に力がかかってもめっき皮膜と母材の界面で剥離することがないめっき皮膜について検討されているが、ζ単相皮膜を得るために下地鋼板として特殊なＰ添加鋼やＳｉ添加鋼を用いなければならず、低Ｓｉや低Ｐの鋼種には用いることはできない。
【００１５】
特許文献２には、めっき層最表面におけるＦｅ含有率が、めっき層と鋼板の界面におけるＦｅ含有率に比べて多いものであることを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板で、鋼板側からめっき層表面に向かうにつれ、めっき層中のＦｅ含有率は、順次増加するものである、めっき層の耐パウダリング性と摺動特性の双方に優れた合金化溶融亜鉛めっきについて検討されているが、表層に硬い合金相が存在するため、めっき層／鋼板界面での剥離は減少するが、Γ相やδ1相の厚さが大きくなると、プレス加工時に金型のビード部で、曲げ曲げ戻し加工を受けた場合に、Γ相やδ1相がクラックの基点となり、Γ相／δ1相界面や、δ1相／ζ相界面で剥離が起きる。
【００１６】
特許文献３には、鋼板の少なくとも片面に、付着量が０．５ｇ／ｍ2以上１０ｇ／ｍ2以下で鉄含有率が４０質量％以上のＦｅ−Ｚｎ合金層の外層部と、付着量が３０ｇ／ｍ2以上９０ｇ／ｍ2以下で厚さ０．５μｍの鋼素地との境界層を除いてδ1相とζ相からなる合金化亜鉛の内層部と、それらの両層部が境界において相互に熱拡散されて一体構造を形成し、且つ鉄含有率の分布が面方向に均一であるめっき皮膜を有することを特徴とする加工性、塗装性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板について検討されているが、表層にΓ相やδ1相などが存在すると、摺動性には有利であるが、プレス加工を行なうと、硬いΓ相やδ1相が剥離の基点になるため、耐パウダリング性が劣化する。また加熱時間が１０分〜５０時間と長いため大量生産できず、また、加熱が長時間のためコストがかかる。
【００１７】
特許文献４には、鋼板素地上に形成された亜鉛を含有する層の亜鉛が鋼板素地中に拡散浸透することにより生成した層と、鋼板素地中および亜鉛を含有する層上に形成された鉄めっき層中の主として鉄が亜鉛を含有する層中に拡散浸透することにより生成した層と、亜鉛を含有する層の亜鉛が鉄めっき層中に拡散浸透することにより生成した層とを鋼板素地上に順次有してなる表面処理鋼板について検討されているが、加熱時間が１時間と長時間で製造されており、大量生産できず、また、加熱が長時間のために製造コストがかかる。また、鋼板から亜鉛めっき皮膜へと亜鉛が拡散する場合、めっき／鋼板界面で硬くて脆いΓ相が生成し、このΓ相がクラックの基点となるために耐パウダリング性は劣化する
ζ相はビッカース硬度が２００Ｈｖと軟質で靭性に富むことから、耐パウダリング性の向上に関しては、非常に有利な合金相であるが、ζ相がめっき層最表層に存在していると、ζ相は軟質で低融点であるために、プレス加工時に金型との凝着が起こりやすくなり、摺動抵抗が増加して、金型への材料流入が阻害されて材料の割れを引き起こす不具合を招く。従って、ζ相がめっき層最表層に存在していても摺動特性低下の問題が起こらないことが望ましい。
【００１８】
従って、この発明の目的は、上述した問題を解決し、耐パウダリング性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１９】
本発明者等は、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の耐パウダリング性が劣る原因について鋭意研究を重ねた。その結果、以下のことを知見した。
【００２０】
（界面の合金相）
合金化溶融亜鉛めっき鋼板がプレス時に、曲げ曲げ戻しなどの加工を受けると、めっき皮膜にはクラックが発生する。そのクラックは、Γ相やδ1相などの硬くて脆い相が基点となって発生する。Γ相やδ1相などが、めっき皮膜／鋼板界面に存在すると、Γ相やδ1相が破壊するため、めっき皮膜／鋼板界面で剥離が発生する。また、Γ相やδ1相などが、めっき最表層に存在していても、Γ相やδ1相などが、クラックの基点となるためめっき皮膜の剥離が起きる。
【００２１】
このような観点から、Γ相やδ1相は、めっき皮膜中に存在しないことが望ましく、本発明鋼板のめっき皮膜と鋼板の界面は、ζ相及び／又はη相からなり、めっき最表層はζ相よりなることが望ましい。
【００２２】
（めっき層表層の酸化物皮膜）
一方、プレス加工などの摺動をめっき皮膜が受けるときは、表層がζ相などの軟らかく延性のある皮膜の場合は、プレスの金型に凝着して摺動抵抗が増大し、材料の流入が押さえられ、鋼板のプレス割れが発生する。そのため、表層は、めっき皮膜と金型の凝着を防止して摺動抵抗を低下するため、ある程度厚い酸化物皮膜を存在させることが望ましい。
【００２３】
この発明は、上記知見に基づいてさらに研究を進めた結果なされたものであって、この発明の要旨は以下の通りである。
【００２４】
第１発明は、めっき層がζ相のみからなり、前記めっき層最表面におけるＦｅ含有率が前記めっき層の鋼板界面部分のＦｅ含有率より高いことを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板である。
【００２５】
第２発明は、めっき層がζ相およびη相からなり、前記めっき層最表面におけるＦｅ含有率が前記めっき層の鋼板界面部分のＦｅ含有率より高いことを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板である。
【００２６】
第３発明は、第１発明または第２発明において、めっき層表面に、平均厚さが２０ｎｍ以上の酸化物層を有することを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板である。
【００２７】
第４発明は、鋼板をＡｌ：０．０６〜０．２５質量％を含有する溶融亜鉛めっき浴に浸漬通板して、５０ｇ／ｍ2以上１２０ｇ／ｍ2以下の下層めっき皮膜を形成する溶融めっき工程と、
前記鋼板の少なくとも一方の面における前記下層めっき皮膜の上に、Ｆｅめっき又はＦｅ５０質量％以上のＦｅ−Ｚｎ合金めっきからなる、付着量が０．５ｇ／ｍ2以上１０ｇ／ｍ2以下の上層めっき皮膜を形成する上層皮膜形成工程と、
前記鋼板を３００℃〜５００℃で１秒〜３００秒加熱して前記下層めっき皮膜と前記上層めっき皮膜とを合金化させる加熱工程と、
を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である。
【００２８】
第５発明は、第４発明において、前記溶融めっき工程と、前記上層皮膜形成工程の間に、下層めっき皮膜表面の酸化膜を酸またはアルカリ溶液を用いて取り除く酸化膜除去工程を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である。
【００２９】
第６発明は、鋼板をＡｌ：０．０６〜０．２５質量％を含有する溶融亜鉛めっき浴に浸漬通板して、５０ｇ／ｍ2以上１２０ｇ／ｍ2以下の下層めっき皮膜を形成する溶融めっき工程と、
前記鋼板の少なくとも一方の面における下層めっき皮膜の上に、Ｆｅ粒子又はＦｅ５０質量％以上のＦｅ−Ｚｎ合金粒子からなる、付着量が０．５ｇ／ｍ2以上１０ｇ／ｍ2以下の金属粒子を付着させる粒子付着工程と、
前記鋼板を３００℃〜５００℃で１秒〜３００秒加熱して前記下層めっき皮膜と前記金属粒子とを合金化させる加熱工程と、
を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である。
【００３０】
尚、本明細書では、特記しない限り、鋼成分組成及び皮膜成分組成を示す「％」は質量％を意味するものである。
【発明の効果】
【００３１】
上記の様に構成されているので、第１、第２発明の鋼板は耐パウダリング性に優れ、第３発明の鋼板は、めっき表面に酸化膜が存在することで、更にプレス加工の際の摺動性に優れる。本発明によれば、鋼種の制約を受けることなく、めっき層をζ相、又はζ相とη相からなる層にできるので、従来問題のあったＰ添加鋼やＳｉ添加鋼を用いることが可能になる。第４〜第６発明によれば、前記第１、第２発明の鋼板を効率良く製造することができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００３２】
前述した様に、従来のめっき鋼板は、鋼板側からＦｅを拡散供給して製造する為、めっき層表面におけるＦｅ含有率は、めっき層と鋼板の界面におけるＦｅ含有率に比べて少なくならざるを得ず、この様なＦｅ濃度分布からなるめっき層を有することを前提として、所望の特性が得られる様に相構造を制御しているのが現状であった。
【００３３】
これに対して、本発明者等は、上記課題を解決すべく鋭意検討した結果、剥離の基点となるクラックが発生するΓ相やδ1相の生成を押さえて、めっき皮膜の耐パウダリング性を向上させ、一方、摺動特性を向上させるには、めっき層表面の酸化膜厚さをある程度厚くしてめっき皮膜と金型との凝着を抑制することが有効であるという知見により、従来の合金化溶融亜鉛めっき鋼板で生成が避けられなかったΓ相やδ1相を形成させない新規な鋼板を提供し得たのである。
【００３４】
この様に本発明鋼板は、めっき相構成が従来鋼板とは異なりζ相単相、あるいは、ζ相とη相とから構成される。上記鋼板のめっき層を更に詳細に説明すると、以下に示す様な特徴を有する。
【００３５】
（めっき層の相構造）
本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、めっき層の相構造が、ζ相単相、あるいは、ζ相とη相とからなる。
【００３６】
めっき層がζ相単相からなる場合、ζ相内のＦｅ含有率は、めっき層最表面のＦｅ含有率の方が、めっき層の鋼板界面部分のＦｅ含有率よりも高い。めっき層中のＦｅ濃度は、めっき層表面から鋼板側に向かうにつれ減少傾向を有する。
【００３７】
めっき層がζ相とη相とからなる場合、めっき層最表面はζ相である。めっき層のＦｅ含有率は、めっき層最表面のＦｅ含有率の方が、めっき層の鋼板界面部分のＦｅ含有率よりも高い。めっき層中のＦｅ濃度は、めっき層表面から鋼板側に向かうにつれ減少傾向を有する。代表的な相構造は、鋼板側からめっき層表面に向かって、η相、ζ相が順次存在する相構造であり、めっき層最表層はζ相、めっき皮膜／鋼板界面はη相からなる相構造であるが、本発明は、この相構造に限定されるわけではない。鋼板とめっき層の界面は必ずしもζ相単独からなる必要はなく、例えばζ相とη相との混合相であってもよい。
【００３８】
後記するように、本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、溶融めっきで下層めっき皮膜を形成し、次いで、Ｆｅ又はＦｅ：５０％以上の上層めっき皮膜を形成し、しかる後加熱して下層めっき皮膜と上層めっき皮膜とを合金化させることで製造される。溶融めっきを行う際に、鋼板との界面に、Ｆｅ−Ｚｎ合金層、Ｆｅ−Ａｌ合金層からなる薄い初期合金相が形成される。下層めっき皮膜と上層めっき皮膜とを合金化させて得られるめっき層は、鋼板との界面に溶融めっきを行う際に形成された前述の初期合金層が残存していてもよい。これによって本発明の効果が損なわれることはない。
【００３９】
本発明では、めっき相構造が前記のように構成されており、めっき皮膜／鋼板界面より最表層に向かってΓ相、δ1相、ζ相からなる従来の合金化溶融亜鉛めっき鋼板とは異なる相構造である。従来の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、付着量が５０ｇ／ｍ2以下のときは、耐パウダリング性は大きく問題とならないが、７０ｇ／ｍ2以上の高付着量化すると、高付着量化とともにΓ相やδ1相が厚くなるため耐パウダリング性が劣化する。
【００４０】
本発明では、Γ相やδ1相が存在しないので、７０ｇ／ｍ2以上の高付着量化しても耐パウダリング性が劣化することがない。また、下地鋼板の鋼種制約も緩和される。
【００４１】
尚、各合金めっき相の平均厚さは後記する製造方法によっても変化し得るが、所望の特性を得るには、例えば、めっき層表面に向かってζ相、η相が順次存在する鋼板の場合、耐パウダリング性の観点から、好ましいζ相のめっき相全体に占める割合は体積分率で５０％以上であり、より好ましくは７０％以上である。
【００４２】
（めっき付着量）
めっき皮膜の付着量は、５０ｇ／ｍ2〜１２０ｇ／ｍ2の範囲内にあるのが良い。めっき付着量が５０ｇ／ｍ2より小さいと、十分な耐食性が得られず、まためっき付着量が１２０ｇ／ｍ2より大きくなると、自動車の耐久寿命をはるかに超える分の耐食性を付与することになり、効率的でない。
【００４３】
（表面粗さＲａ）
めっき皮膜の表面粗さＲａが０．２μｍ〜２μｍの範囲内にあるのが良い。表面粗さが、０．２μｍより小さい場合は、表面粗さがほとんどないため、めっき皮膜と金型との凝着が発生しやすくなる。また、表面粗さが２μｍより大きくなると、表面粗さが粗くなり、塗装後の鮮映性が悪くなる。
【００４４】
（酸化物皮膜）
本発明では、めっき層の最表面は軟らかく延性のある皮膜ζ相であるため、プレス加工などの摺動を受けると、プレスの金型に凝着して摺動抵抗が増大する。摺動特性が要求されるときは、めっき層の上に、厚さ２０ｎｍ以上の酸化物皮膜を存在させることが好ましい。
【００４５】
酸化物種は特に限定されない。たとえば、酸化亜鉛（ＺｎＯなど）、酸化鉄（ＦｅＯ，Ｆｅ2Ｏ3、Ｆｅ3Ｏ4など）、酸化アルミニウム（Ａｌ2Ｏ3など）、酸化マグネシウム（ＭｇＯなど）のほか、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚｒ、Ｍｏ、Ｗなどの酸化物を用いることができる。
【００４６】
（本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法）
本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造するには、従来の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の如く、鋼板側から亜鉛めっき層へＦｅを拡散的に供給する方法ではなく、逆に、亜鉛めっき皮膜側から鋼板側へＦｅを供給拡散すれば良い。
【００４７】
［１］本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する第１の方法は、次の方法である。まず鋼板に溶融亜鉛めっきを施して溶融亜鉛めっき皮膜（下層めっき皮膜）を得る。この下層めっき皮膜が凝固した後、その表面に、ＦｅまたはＦｅ−Ｚｎ合金めっき皮膜（上層めっき皮膜）を付与する。次いで、加熱処理を行い上層めっき皮膜から下層めっき皮膜へＦｅを供給拡散させ、めっき皮膜全体をζ相、又はζ相とη相とからなるＦｅ−Ｚｎ合金層にする（合金化処理）。該めっき皮膜中のＦｅ濃度は、めっき層表面から鋼板側に向かうにつれて減少傾向を有する様に形成される。
【００４８】
以下、各工程を詳細に説明する。
【００４９】
（下層めっき皮膜形成）
まず、Ａｌを０．０６〜０．２５％含有する溶融亜鉛めっき浴中に鋼板を浸漬し、溶融亜鉛めっきを施す（下層めっき皮膜の形成）。この様に鋼板をめっき浴中に浸漬すると、浴中のＡｌは鋼板のＦｅと優先的に反応する結果、鋼板との界面に、約０．１μｍ以下の極めて薄いＦｅ−Ａｌ合金層が生成される。この層は、ＺｎやＦｅが拡散する際の障壁となりＺｎ−Ｆｅ合金層の生成を抑制することから、バリヤー層と呼ばれる。
【００５０】
通常の合金化処理では、高温で短時間の加熱処理することにより該バリヤー層を通過して拡散が進行する結果、合金化めっき層の生成が促進される。
【００５１】
これに対して本発明では、この段階で合金化する為の加熱処理は行わず、下層めっき皮膜が凝固した後、ＦｅまたはＦｅ−Ｚｎ合金めっき層（上層めっき皮膜）を付与する。
【００５２】
この様にして生成された上層めっき皮膜と下層めっき皮膜の間には、上述したバリヤー皮膜は存在しない為、この段階で加熱処理すれば、鋼板との界面に比べてより低温・短時間の加熱処理にて迅速に上層めっき皮膜と下層めっき皮膜間の合金化が進むことになる。下層めっき皮膜へのＦｅ拡散は上層めっき皮膜から行われ、鋼板からのＦｅ拡散が抑制される結果、合金化後のめっき層中のＦｅ濃度は、めっき層表面から鋼板側に向かうにつれて減少傾向となる。
【００５３】
溶融めっきでは、めっき浴中のＡｌ含有率を０．０６〜０．２５％に制御する必要がある。Ａｌ濃度が０．０６％未満では、上述したＦｅ−Ａｌ合金層の形成によるバリヤー効果が得られない。即ち、Ａｌ濃度が少ないと、溶融めっきの際に、鋼板とめっき層の界面に多量のＺｎ−Ｆｅ合金層が生成してしまい、更に上層めっき形成後に施される加熱処理により鋼板とめっき層の界面からも拡散反応が進行する結果、この界面にΓ相が生成し、耐パウダリング性が低下することになる。
【００５４】
この様に、溶融亜鉛めっき処理および上層めっき後の加熱処理による鋼板／溶融めっき皮膜界面におけるＺｎ−Ｆｅの合金化反応を抑制する為には、Ａｌを０．０６％以上とすることが必要である。好ましくは０．１０％以上である。しかしながら、Ａｌ濃度が０．２５％を超えるとめっき浴中で酸化反応が激しく起こり、めっき層表面にドロスが多量に付着する結果、たとえ、上層めっき処理後に加熱しても凹凸が激しい為プレス時金型との摺動性が低下し、材料の割れを引き起こす。従って、Ａｌ濃度を０．２５％以下とする。好ましくは０．２２％以下である。
【００５５】
めっき浴から引き上げた鋼板を、ガスワイピング装置を用いてめっき付着量を５０ｇ／ｍ2以上１２０ｇ／ｍ2以下に調整し、めっき皮膜が固化する温度まで冷却する。
【００５６】
下層めっき皮膜は、スパングルを微細化したものであってもよい。スパングル微細化処理は常法でよい。例えば、下層めっき皮膜が凝固する前に、水又は３％クエン酸ナトリウム水溶液等の水溶液をめっき表面に吹き付ける方法が例示できる。まためっき浴としてＰｂ無添加浴を採用する方法でもよい。
【００５７】
（上層めっき皮膜形成）
鋼板の少なくとも一方の面の下層めっき皮膜の上に、上層めっき皮膜を形成する。上層めっき皮膜はＦｅまたはＦｅ−Ｚｎ合金めっき皮膜（但し、Ｆｅ：５０％以上）であることが必要である。Ｆｅ−Ｚｎ合金めっき層におけるＦｅ濃度が５０％未満になると、上層めっき皮膜形成後の加熱処理によりめっき層全体のＦｅ濃度を上記の関係を満足する様に制御する為には、上層めっき皮膜のめっき付着量を必然的に多くしなければならず、コストの上昇を招く。この様な観点から、Ｆｅ：５０％以上、より好ましくは６０％以上とする。
【００５８】
上層めっき皮膜の付着量は、０．５ｇ／ｍ2以上１０ｇ／ｍ2以下とする。０．５ｇ／ｍ2未満になると、十分な量のζ相を形成できなくなる。１０ｇ／ｍ2を超えると、合金化処理時に未反応のＦｅ（α相）又はＦｅ−Ｚｎ電気めっき層が残存する。また、合金化処理後にδ1相、Γ相などのＦｅ濃度が高い相が残存しやすくなる。この範囲内で、上層のめっき付着量は、最終製品における付着量および下層めっき皮膜のめっき付着量などに応じて適宜調整される。上層めっきを施すには、通常、電気めっき法が用いられるが、その他、化学めっき法等も適宜採用し得る。前述の上層めっき皮膜の形成方法は常法でよい。
【００５９】
下層めっき皮膜表面には製造途中の空気酸化で生成する酸化膜が存在する。この酸化膜があると電気めっきで上層めっき皮膜を形成させるときに反応性が低下して皮膜形成に不利となる。そこで、上層めっき皮膜を形成する前に、下層めっき皮膜表面の酸化膜を酸またはアルカリ溶液を用いて取り除き、しかる後上層めっき皮膜を形成することが好ましい。
【００６０】
（合金化処理）
本発明では、鋼板側から下層めっき皮膜へのＦｅの拡散を抑制しつつ、上層めっき皮膜から下層めっき皮膜へのＦｅの拡散を促進させて、めっき層をζ相のみ、又はζ相とη相とからなり、めっき層最表層におけるＦｅ含有率がめっき層の鋼板界面部分におけるＦｅ含有率に比べ高い皮膜を得るように、適切な加熱処理条件を適宜選択することが必要である。このうち、加熱温度は加熱時間等によっても変化するが、通常、３００〜５００℃とすることが好ましい。一般に、加熱温度がＺｎの融点（約４２０℃）より大幅に低くなると、めっき層中のＺｎが溶融せず固体間拡散となる為、Ｆｅの拡散が抑制され、合金化反応の進行程度は制御し易くなる反面、生産性が低下するという問題がある。従って、その下限値を少なくとも３００℃以上とすることが好ましい。
【００６１】
一方、加熱温度を高くすると、前記バリヤー層を超えて鋼板側からＦｅが拡散する為、その上限を５００℃以下とすることが好ましい。より好ましくは３５０〜５００℃である。この様に、加熱温度は加熱時間との関係で適宜調整されるものであり、例えば４２０℃以下の低温で加熱する場合には、加熱時間を例えば１〜３００秒行い（３００秒以上は不経済になる。）、且つ加熱処理もめっきライン内に限定せず、コイル状でバッチ加熱すること等が有効である。尚、加熱方法については特に限定されるものではなく、ガス加熱、高周波誘導加熱などの通常用いられる方法を適宜採用し得る。
【００６２】
［２］本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する第２の方法は、前記した第１の方法において、めっき皮膜が溶融状態であるうちに、その少なくとも一方の面に、Ｆｅ又はＦｅ５０質量％以上のＦｅ−Ｚｎ合金からなる金属粒子を吹き付けて、下層めっき皮膜の上に、０．５ｇ／ｍ2以上１０ｇ／ｍ2以下の付着量で、前記金属粒子を付着させ、しかる後前記第１の方法と同様にして該鋼帯を３００℃〜５００℃で１秒〜３００秒加熱して、下層めっき皮膜と上層粒子間にＺｎとＦｅを拡散させて、ζ相のみ、又はζ相とη相とからなり、めっき層最表層におけるＦｅ含有率がめっき層と鋼板の界面におけるＦｅ含有率に比べ高い皮膜とする。
【００６３】
金属粒子の吹き付け条件は、平均粒径１μｍ〜１００μｍのＦｅ粉を、圧縮した空気または窒素を用いて、圧力０．１〜１０ｋｇ／ｃｍ2でめっき皮膜が凝固する前に吹きかける方法を例示できる。
【００６４】
合金化溶融亜鉛めっき鋼板の表面粗さＲａは、調質圧延で調整する。第４発明では、下層めっき皮膜形成後、または下層めっき皮膜と上層めっき皮膜を合金化した後に調質圧延する。下層めっき皮膜形成後、および下層めっき皮膜と上層めっき皮膜を合金化した後の各々で２回調質圧延を行っても良い。第６発明では下層めっき皮膜と上層めっき皮膜を合金化した後調質圧延を行う。表面粗さＲａを０．２〜２μｍの範囲にするには、調質圧延は、表面粗さＲａが２．０〜５．０μｍ程度の圧延ロールを使用し、伸長率を０．５％以上にして調質圧延を行えばよい。圧延ロールとしてはショットダル加工ロール、放電ダル加工ロールの使用可能である。レーザーダル加工ロール、電子ビームダル加工ロールであってもかまわない。調質圧延の伸長率が０．５％未満では、めっき表面へのロールのテクスチャー転写が十分ではなく、溶融亜鉛めっき層の表面粗さを付与することができない。上記伸長率のより好ましい範囲は、０．６〜２．０％である。伸長率が２．０％を超えると鋼板が硬化し伸びが低下する。
【００６５】
前記で製造された合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、耐パウダリング性に優れる。該合金化溶融亜鉛めっき鋼板の摺動特性を良好にする観点から、めっき層表面に厚さ２０ｎｍ以上の酸化物層を存在させることが有利である。めっき表面に酸化物を形成する方法は特に制限されないが、以下の方法で行うとめっき層中に存在する成分を使用して酸化物層を形成できるため、工業的に有利である。
【００６６】
酸化物層を形成する手法としては、溶融亜鉛めっき鋼板をｐＨ緩衝作用を有する酸性溶液に接触させ、その後、１〜３０秒放置した後、水洗・乾燥することが有効である。
【００６７】
この酸化物層形成メカニズムについては明確でないが、次のように考えることができる。溶融亜鉛めっき鋼板を酸性溶液に接触させると、鋼板側からは亜鉛の溶解が生じる。この亜鉛の溶解は、同時に水素発生反応を生じるため、亜鉛の溶解が進行すると、溶液中の水素イオン濃度が減少し、その結果溶液のｐＨが上昇し、溶融亜鉛めっき鋼板表面にＺｎ系酸化物層を形成すると考えられる。このように、Ｚｎ系酸化物の形成のためには、亜鉛の溶解とともに、鋼板に接触している溶液のｐＨが上昇することが必要であるため、鋼板を酸性溶液に接触させた後に水洗までの保持時間を調整することは有効である。この際、保持時間が１秒未満であると、鋼板に接触している溶液のｐＨが上昇する前に液が洗い流されるために酸化物を形成できず、一方、３０秒以上放置しても酸化物生成に変化が見られないためである。
【００６８】
このような酸化処理に使用する酸性溶液のｐＨは１．０〜５．０の範囲にあることが望ましい。これはｐＨが５．０を超えると、亜鉛の溶解速度が遅く、一方１．０未満では、亜鉛の溶解の促進が過剰となり、酸化物の形成速度がいずれも遅くなるためである。また、酸性溶液には、ｐＨ緩衝効果をもった薬液を使用するとよい。これは、実際の製造時に処理液のｐＨ安定性をもたせるのみでなく、酸化物の生成に必要なｐＨ上昇を活性化させ、厚い酸化膜を効率よく生成させることができるためである。
【００６９】
このようなｐＨ緩衝性を有する薬液としては、酸性領域でｐＨ緩衝性を有すれば、その薬液種に制限はないが、例えば、酢酸ナトリウム（ＣＨ3ＣＯＯＮａ）などの酢酸塩、フタル酸水素カリウム（（ＫＯＯＣ）2Ｃ6Ｈ4）などのフタル酸塩、クエン酸ナトリウム（Ｎａ3Ｃ6Ｈ5Ｏ7）やクエン酸二水素カリウム（ＫＨ2Ｃ6Ｈ5Ｏ7）などのクエン酸塩などを用いることができる。
【００７０】
また、その濃度としては、それぞれ５〜５０ｇ／ｌの範囲であることが望ましい、これは、５ｇ／ｌ未満であると、ｐＨ緩衝効果が不十分で、所定の酸化物層を形成できないためであり、５０ｇ／ｌを超えても、効果が飽和するだけでなく、酸化物の形成に長時間を要するためである。
【００７１】
なお、本発明に用いられる鋼板（めっき原板）は、合金化溶融亜鉛めっき鋼板として通常用いられる鋼板であれば特に限定されず、例えば極低炭素鋼にＴｉ等を添加したＩＦ（Interstitial Free）鋼などが用いられる。
【００７２】
以下、実施例に基づいて本発明を詳述する。ただし、下記実施例は本発明を制限するものではなく、前・後記の趣旨を逸脱しない範囲で変更実施することは全て本発明の技術範囲に包含される。
【実施例１】
【００７３】
主成分としてＣｒ：０．００２％およびＴｉ：０．０５％を含有する厚さ０．８ｍｍの鋼板を溶融亜鉛めっきラインにてＡｌ：０．１８％を含有する溶融めっき浴に浸漬通板して溶融めっきを行い、めっき浴から引き上げてめっき付着量を４５〜１２０ｇ／ｍ2に調整し、引き続き、下記の方法Ａ、方法Ｂ、方法Ｃでめっき鋼板の処理を行い、供試鋼板を作製した。
【００７４】
（方法Ａ）
めっき皮膜（下層めっき皮膜）が凝固する前に、３％クエン酸ナトリウム水溶液を圧力１ｋｇ／ｃｍ2でスプレーしてスパングル微細化処理を行ない、室温程度の温度に冷却後、表面粗さＲａが３．０μｍの圧延ロールを使用して伸長率０．５〜１．０％で調質圧延を行い、溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。前記で製造した亜鉛めっき鋼板を、溶剤脱脂を施した後、２０ｇ／ｌのＮａＯＨ水溶液を用い表層の酸化物を除去した。次に、電気めっき法によりＦｅまたはＦｅ−Ｚｎ合金をめっき表面に施した後、加熱処理（２９０℃〜５００℃で５〜３００秒間加熱）を行うことによりＮｏ．２〜１５の供試鋼板を作製した。
【００７５】
なお、Ｆｅめっきについては、硫酸浴（硫酸第一鉄２５０ｇ／ｌ、硫酸アンモニウム１２０ｇ／ｌ、ｐＨ２．５）を用いて電流密度１０Ａ／ｄｍ2で通電時間を変化させて、Ｆｅめっきを実施した。またＦｅ−Ｚｎめっきについては、硫酸浴（硫酸亜鉛５ｇ／ｌ、硫酸第一鉄４００ｇ／ｌ、硫酸ソーダ４０ｇ／ｌ酢酸ソーダ３０ｇ／ｌ、ｐＨ２．２）を用いて電流密度８０Ａ／ｄｍ2で通電時間を変化させてＦｅ−Ｚｎめっきを行なった。
【００７６】
さらに、前記で作製した供試鋼板のうちの一部鋼板について、さらに酸化物形成処理を行った。具体的には、溶融亜鉛めっき鋼板を、硫酸を用いてｐＨ２．０に調整した酢酸ソーダ２０ｇ／ｌ水溶液に接触させ、その後、０．５秒又は１０秒放置した後水洗し、乾燥し、めっき表面に酸化物層を形成した（Ｎｏ．７、８）。
【００７７】
（方法Ｂ）
めっき皮膜（下層めっき皮膜）が凝固する前に、平均粒径１０μｍのＦｅ粉を、圧力１ｋｇ／ｃｍ2の圧縮空気を用いて、めっき皮膜に吹きかけて、その表面にＦｅ粉を付着させ、室温程度の温度に冷却し、溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。前記で製造した亜鉛めっき鋼板を、溶剤脱脂を施した後、２０ｇ／ｌのＮａＯＨ水溶液を用い表層の酸化物を除去し、次に、加熱処理（４００℃で８０秒間加熱）を行うことでＦｅ粉中のＦｅをめっき皮膜中に拡散させてめっき皮膜を合金化した。しかる後、表面粗さＲａが３．０μｍの圧延ロールを使用して伸長率０．５〜１．０％で調質圧延を行い、Ｎｏ．１６〜１８の供試鋼板を作製した。
【００７８】
（方法Ｃ）
めっき浴から引き上げてめっき付着量を４５〜１２０ｇ／ｍ2に調整した鋼板に、引き続き合金化処理、調質圧延を施すことにより従来法の合金化溶融亜鉛めっき鋼板を作製した（Ｎｏ．１、１９）。
【００７９】
前記各供試鋼板の製造条件を表１に示す。
【００８０】
この様にして得られた種々の供試鋼板を以下の方法を用いて、その特性を調査した。特性調査結果を表１および表２に併せて示す。
【００８１】
（上層めっきＦｅ含有率および付着量）
ＧＤＳ（Glow Discharge Spectrometry：グロー放電分光分析法）を用いて測定を行なった。Ｆｅのピークについて着目し、ピークが消失するのに要したスパッタ時間より、その厚みに換算して付着量を算出した。
【００８２】
（めっき皮膜の合金相の存在割合）
めっき皮膜断面ＳＥＭ観察を行い、写真より各合金相の厚さを測定して、その存在割合を算出した。表２の「めっき皮膜の合金相の存在割合」に記載の相は、めっき表層からめっき／鋼板界面に向かって存在した相の順番である。但し、試験Ｎｏ．１、１９は、めっき／鋼板界面からめっき表層に向かって存在した相の順番である。
【００８３】
合金相の同定は次のように行った。得られためっき皮膜についてＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）を用いて断面観察を行った。その際、ＥＤＸ（エネルギー分散型Ｘ線分光法）を用いて、元素Ｆｅ、Ｚｎ、Ａｌについて定量分析を行い、Ｆｅ原子濃度に基づいて合金相を特定した。すなわち、Γ相の鉄原子濃度は２４〜３１％、Γ1相の鉄原子濃度は１８．５〜２３．５％、δ1相の鉄原子濃度は８．５〜１３％、ζ相の鉄原子濃度は６．７〜７．２％とした。
【００８４】
（酸化膜厚、酸化物種）
ＡＥＳを用いて、めっき層表面の酸化膜の膜厚を測定した。具体的には、１ｍｍ×１ｍｍの視野内で任意の１０点について測定して、その平均値を酸化膜厚とした。各点の測定領域は２５μｍ2となるように、加速電圧５ｋｖでビーム径を調整して測定を行なった。Ｏの含有率はある深さで最大となった後、減少して一定となる。Ｏ含有率が、最大値より深い位置で、最大値と一定値の和の１／２となる深さを酸化膜の厚さとした。
【００８５】
酸化物種は光電子分光分析法（ＸＰＳ）を用いて組成の解析を行った。ＸＰＳによる場合は、O1ｓスペクトル、およびそれぞれの元素のスペクトルを分析して、酸化物であることを確認した。
【００８６】
（耐パウダリング性試験）
耐パウダリング性については、ドロービード試験を行い、単位面積当たりの皮膜剥離量を測定し、皮膜剥離量１２ｇ／ｍ2未満を合格とした。ここで、ドロービード試験とは、潤滑油（日本パーカライジング社製ノックスラスト５５０ＨＮ）を塗布した鋼板を、ビードとダイスで挟んだ状態で引き抜き、その後テープ剥離試験を行い、試験の前後の質量差から、めっき皮膜の剥離量を評価する試験方法である。ビードは先端角度９０°の三角ビードを用い、成形高さは４ｍｍ、ビードとダイスの押し付け荷重は５００ｋｇｆとした。
【００８７】
（摺動特性）
プレス成形時の摺動特性を評価するために、各供試体の摩擦係数を、下記装置により次の通り測定した。
【００８８】
図１は、摩擦係数測定装置を示す概略正面図である。同図に示すように、供試体から採取した摩擦係数測定用試料１が試料台２に固定され、試料台２は、水平移動可能なスライドテーブル３の上面に固定されている。スライドテーブル３の下面には、これに接したローラ４を有する上下動可能なスライドテーブル支持台５が設けられ、これを押上げることにより、ビード６による摩擦係数測定用試料１への押付荷重Ｎを測定するための第１ロードセル７が、スライドテーブル支持台５に取付けられている。上記押付力を作用させた状態でスライドテーブル３を水平方向へ移動させるための摺動抵抗力Ｆを測定するための第２ロードセル８が、スライドテーブル３の一方の端部に取付けられている。なお、潤滑油として、スギムラ化学工業製プレトンＲ３５２Ｌを試料１の表面に塗布して試験を行った。供試体とビードとの間の摩擦係数μは、式：μ＝Ｆ／Ｎで算出した。但し、押付荷重Ｎ：４００ｋｇｆ、試料の引き抜き速度（スライドテーブル３の水平移動速度）：１００ｃｍ／ｍｉｎとした。
【００８９】
図２は、使用したビードの形状・寸法を示す概略斜視図である。ビード６の下面が試料１の表面に押しつけられた状態で摺動する。ビード６の形状は、幅１０ｍｍ、試料の摺動方向長さ６９ｍｍ、摺動方向両端の下部は曲率４．５ｍｍＲの曲面で構成され、試料が押付けられるビード下面は幅１０ｍｍ、摺動方向長さ６０ｍｍの平面を有する。
【００９０】
（表面粗さ測定）
中心線平均粗さＲａはＪＩＳ  Ｂ  ０６１０に規定され、触針式の粗度計を用い、カットオフ０．８ｍｍとした値で測定を行なった。
【００９１】
（耐食性評価）
耐食性は、それぞれの試験片を複合腐食サイクル試験（０．５％塩水噴霧を３５℃で６Ｈｒ実施後、７０℃で６Ｈｒ乾燥し、その後４０℃で湿度９０％の湿潤状態に１２Ｈｒ保持）を６０サイクル、すなわち、６０日間施した後、最大腐食深さを比較して評価した。腐食試験後の試験片は、腐食深さ（孔食）を極値統計処理により最大腐食深さを求めた。基準の鋼板としては、めっき付着量４５ｇ／ｍ2の合金化溶融亜鉛鋼板（従来法）を使用した。基準の鋼板の最大腐食深さの半分以下のものを良好（◎）、基準の鋼板と同程度（基準の鋼板の最大腐食深さの半分超〜１．５倍以下）のものを良（○）、基準の鋼板より劣るものを不良（×）として評価した。
【００９２】
【表１】
2005256042.tif 000003
【００９３】
【表２】
2005256042.tif 000004
【００９４】
表１および表２に示す様に、従来例及び比較例の合金化溶融亜鉛めっき鋼板では、５０ｇ／ｍ2以上の付着量の厚いめっき皮膜で耐パウダリング性を満足させることができないことが分かる。
【００９５】
これに対して、本発明の構成を満足する鋼板は、鋼板とめっき層の界面にΓ相が生成せずζ相が存在するため、めっき剥離はほとんど起こらない。従って、本発明により、めっき層の耐パウダリング性に優れたＺｎ−Ｆｅ合金めっき鋼板を得ることができる。これらの結果から、本発明鋼板を用いれば、めっき剥離が発生し易い複雑な形状の部品への適用が可能となり、用途の拡大が期待できる。
【００９６】
また、めっき層の上に平均膜厚が２０ｎｍ以上の酸化物層を形成した試料Ｎｏ．８（発明例）はさらに摺動特性が大幅に改善されている。耐剥離性と優れた動摺動特性が要求される部品への適用が可能である。
【産業上の利用可能性】
【００９７】
本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、耐パウダリング性が要求される自動車パネル部品等の用途に使用される合金化溶融亜鉛めっき鋼板として利用することができる。
【００９８】
本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、めっき層表面に平均膜厚が２０ｎｍ以上の酸化物層を形成することで、更に摺動特性を大幅に改善でき、耐パウダリング性と摺動特性が要求される用途に使用される合金化溶融亜鉛めっき鋼板として利用することができる。
【００９９】
本発明の製造方法は、上記用途に使用する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方法として利用することができる。
【図面の簡単な説明】
【０１００】
【図１】摩擦係数測定装置を示す概略正面図である。
【図２】図１中のビード形状・寸法を示す概略斜視図である。
【符号の説明】
【０１０１】
１  摩擦係数測定用試料
２  試料台
３  スライドテーブル
４  ローラ
５  スライドテーブル支持台
６  ビード
７  第１ロードセル
８  第２ロードセル
９  レール
Ｎ  押付荷重
Ｆ  摺動抵抗力
Ｐ  引張荷重
【図１】
2005256042.tif 000005
【図２】
2005256042.tif 000006