JP2015500925A - 極低温接合性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

本発明は、微細な結晶粒（ｓｐａｎｇｌｅ）を有するとともに、極低温接合性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法に関するもので、素地鋼板と、上記素地鋼板上に形成され、遷移金属を含む複合層と、上記複合層上に形成され、Ｆｅ−Ａｌ系金属間化合物を含む抑制層（ｉｎｈｉｂｉｔｉｏｎ ｌａｙｅｒ）と、上記抑制層上に形成されている亜鉛めっき層と、を含み、上記亜鉛めっき層の結晶粒（ｓｐａｎｇｌｅ）の平均直径が１５０μｍ以下である、極低温接合性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法を提供する。

Description

本発明は溶融亜鉛めっき鋼板に関し、より詳細には、極低温でも優れた接合性を有する溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法に関する。

自動車用鋼板としては、表面外観及び耐食性のために亜鉛めっき鋼板が多く使用される。上記亜鉛めっき鋼板は、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）と電気亜鉛めっき鋼板（ＥＧ）に大別される。上記溶融亜鉛めっき鋼板は、溶融亜鉛めっき浴に鋼板を浸漬してめっきする方法で製造されたものであり、電気亜鉛めっき鋼板は、電気めっき方法でめっきして製造されたものである。

上記溶融亜鉛めっき鋼板は、電気亜鉛めっき鋼板より価格競争力は高いものの、塗装後の鮮明性及び外観品質が劣るため、その需要に限界がある。このような問題を解決すべく、亜鉛めっき後、亜鉛めっき層にリン酸塩溶液を静電微粒化する技術（特許文献１）を用いて、めっき層の結晶粒（ｓｐａｎｇｌｅ）を微細化する技術が登場した。これを用いると、亜鉛めっき層の結晶粒が約５０μｍから約１０００μｍの、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ−ＡＣＥ鋼板）が製造される。上記めっき層の結晶粒の微細化によるＧＩ−ＡＣＥ鋼板は、塗装性、耐食性及び表面外観などのめっき表面特性に優れ、一般的なＧＩ鋼板に比べて、価格変動が殆ど無いため、経済性に優れる。即ち、通常のＧＩ鋼板に比べて、上記ＧＩ−ＡＣＥ鋼板は、自動車用鋼板としての要求条件により適する鋼板といえる。

一方、自動車を製造するに当たり、衝突性能を強化したり、溶接を代替するために構造用接着剤を用いる場合がある。上記構造用接着剤を使用するためには、極低温（約−４０℃）衝撃剥離試験（Ｉｍｐａｃｔ Ｐｅｅｌ ｔｅｓｔ）において優れた接合性が確保されなければならない。

上記通常のＧＩ鋼板を使用して上記衝撃剥離試験を行うと、接着剤で破断が発生する。これは、亜鉛めっき層が優れた接合性を有することを意味する。一方、上記ＧＩ−ＡＣＥの場合は、亜鉛めっき層で破断が発生する。

通常、亜鉛は、低温において（０００１）面と３つの｛１０−１０｝面で脆性破壊が起こると知られており、温度に応じて亜鉛の破壊メカニズムの活性度が変わり、高温では脆性＋粒界＋延性破壊の形態であるが、低温では脆性破壊になると知られている。また、めっき層における破壊は、めっき層の粒界または素地鋼板とめっき層との界面で発生することが知られている。

粒界または界面で破壊が起きるのは、亜鉛が凝固するとき、収縮（ｓｈｒｉｎｋａｇｅ）による体積差が生じて、溶融亜鉛めっき後、粒界にボイド（ｖｏｉｄ）が発生するためである。また、亜鉛の熱膨張係数（約１．５〜６．１＊１０^−５／Ｋ）と鉄の熱膨張係数（約１．１８＊１０^−５／Ｋ）に差があるため、熱的不調和（ｍｉｓｆｉｔ）によって界面で破壊が発生する。さらに、めっき層の優先方位が（０００１）面に集積された結晶粒の界面に相対的に大きい応力が作用し、その結果、素地鋼板とめっき層との界面で破壊が始まると知られている。

従って、上記ＧＩ−ＡＣＥ鋼板の場合は、（０００１）面に優先方位が集積されためっき層と素地鋼板との界面または結晶粒界が亀裂開始サイト（ｃｒａｃｋ ｉｎｉｔｉａｔｉｏｎ ｓｉｔｅ）として作用し、破壊が発生する。

上記ＧＩ−ＡＣＥの問題を解決すべく、めっき層の結晶粒（ｓｐａｎｇｌｅ）の平均サイズを大きくする技術（特許文献２）が開発された。しかし、上記結晶粒のサイズが大きくなるにつれて、鮮明性、耐摩耗（ＧＡＬＬＩＮＧ）性、耐腐食性などの表面品質が低下するという問題がある。

韓国公開特許２００６−００７６２１４ 韓国公開特許２０１１−００７５６１２

本発明の一側面は、鮮明性、耐食性などの表面品質に優れるとともに、極低温接合性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法を提供する。

本発明の一態様は、素地鋼板と、上記素地鋼板上に形成され、遷移金属を含む複合層と、上記複合層上に形成され、Ｆｅ−Ａｌ系金属間化合物を含む抑制層（ｉｎｈｉｂｉｔｉｏｎ ｌａｙｅｒ）と、上記抑制層上に形成されている亜鉛めっき層と、を含み、上記亜鉛めっき層の結晶粒（ｓｐａｎｇｌｅ）の平均直径が１５０μｍ以下である、極低温接合性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板を提供する。

本発明の他の一態様は、鋼板を用意する段階と、上記鋼板に遷移金属をめっきする段階と、上記遷移金属がめっきされた鋼板を熱処理して熱処理された鋼板を製造する段階と、上記熱処理した鋼板を冷却する段階と、上記冷却した鋼板を溶融亜鉛めっき浴に浸漬して亜鉛めっき鋼板を製造する段階と、上記亜鉛めっき鋼板を冷却する段階と、を含む極低温接合性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を提供する。

本発明は、亜鉛めっき層の結晶粒（ｓｐａｎｇｌｅ）のサイズが１５０μｍ以下でありながら、−４０℃の極低温での衝撃剥離強度（Ｉｍｐａｃｔ ｐｅｌｌ ｓｔｒｅｎｇｔｈ）が１５Ｎ／ｍｍ以上の極低温接合性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板を提供することができる。このように、めっき特性に優れながらも、極低温で接合性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板を提供することで、自動車用鋼板への広範囲な適用が可能となる。

本発明の溶融亜鉛めっき鋼板の断面を模式的に示した模式図である。 （ａ）及び（ｂ）は、夫々、比較例２と発明例２のめっき層の表面を観察した写真である。 比較例１、２、４及び５と、発明例１〜４のＦｅめっき重量及び冷却速度による衝撃剥離強度（Ｉｍｐａｃｔ ｐｅｅｌ ｓｔｒｅｎｇｔｈ）を測定した結果を示したグラフである。 （ａ）は比較例１及び２、（ｂ）は、夫々、発明例３及び４の衝撃剥離試験（Ｉｍｐａｃｔ ｐｅｅｌ ｔｅｓｔ）を行った後の試片の破面を観察した写真である。 （ａ）及び（ｂ）は、それぞれ比較例１と発明例１の素地鋼板とめっき層との界面を観察したＴＥＭ写真である。

上記で言及または言及していない本発明の他の長所、態様及び特徴は、添付の図面及び以下の詳細な説明からより明確に理解されるであろう。

以下、本発明について詳細に説明する。

まず、本発明の一態様である溶融亜鉛めっき鋼板について詳細に説明する。

本発明の溶融亜鉛めっき鋼板は、素地鋼板と、上記素地鋼板上に形成され、遷移金属を含む複合層と、上記複合層上に形成され、Ｆｅ−Ａｌ系金属間化合物を含む抑制層（ｉｎｈｉｂｉｔｉｏｎ ｌａｙｅｒ）と、上記抑制層上に形成されている亜鉛めっき層と、を含み、上記亜鉛めっき層の結晶粒（ｓｐａｎｇｌｅ）の平均直径は１５０μｍ以下である。

本発明における上記素地鋼板は、熱延鋼板、冷延鋼板、焼鈍鋼板などの溶融亜鉛めっき鋼板に適用できるものであれば、その種類を特に限定されない。

本発明の溶融亜鉛めっき鋼板は、上記素地鋼板上に遷移金属を含む複合層を含む。上記複合層は、素地鋼板と後述する抑制層との間に形成され、上記抑制層と素地鋼板との整合関係（conformal relationship）により界面密着力を向上させる役割をする。上記複合層の形成により、低温で優れた接合性を確保することができる。

上記複合層は遷移金属を含む。本発明において、上記遷移金属の種類は特に限定されない。例えば、遷移金属にはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉなどが包含される。上記遷移金属は、後述するように、溶融亜鉛めっきの前に遷移金属めっきを行うことで含まれるものである。

上記複合層は、素地鋼板と抑制層の間に形成されるもので、界面密着力を確保するための組成物として、Ｆｅと遷移金属の和が５０〜９０重量％、Ａｌが１０〜３０重量％であることが好ましく、残りは一部不可避な不純物が含まれてもよい。これは、抑制層の組成はＡｌが３０重量％以上、Ｆｅが５０重量％以下で、素地鉄の組成はＦｅが９０重量％以上であるため、その整合関係を保持し、かつ界面密着力を確保するためには、上記複合層はＦｅと遷移金属の和が５０〜９０重量％、Ａｌが１０〜３０重量％であることが好ましい。

上記複合層は、上記抑制層及び素地鋼板と整合関係であることが好ましい。上記複合層が、抑制層及び素地鋼板と同じ結晶方位を有する整合関係にあるため、上記抑制層と素地鋼板の間の界面密着力、即ち、接合性が向上する。

上記複合層は立方（cubic）構造であることが好ましい。上述したように、上記複合層が上記抑制層及び素地鋼板と整合関係を保持するためには、立方構造であることが好ましい。これは、素地鋼板のＦｅが立方構造であり、立方構造である素地鋼板上に複合層が形成されて整合関係になるためには、上記複合層も立方構造であることが好ましいためである。

上記複合層の厚さは、８０ｎｍ以上であることが好ましい。上記複合層が界面密着力を確保するためには、少なくとも８０ｎｍ以上であることが好ましく、その厚さは厚いほど、優れた密着力を有するが、厚すぎると、経済性が低下するため、最大５００μｍであることが好ましい。

上記抑制層（ｉｎｈｉｂｉｔｉｏｎ ｌａｙｅｒ）は、Ｚｎめっき層との結合力を高める役割をする。抑制層なしにＺｎめっき層が形成される場合には、加工時にＺｎが全て剥がれるため、上記抑制層はＦｅ−Ａｌ系化合物を含み、Ｆｅ_２Ａｌ_５にＺｎが一部含まれた化合物を含むことが好ましい。

上記亜鉛めっき層の結晶粒（ｓｐａｎｇｌｅ）の平均サイズは１５０μｍ以下であることが好ましい。上記結晶粒の平均サイズは小さいほど好ましい。その理由は、結晶粒が微細なときに、優れた表面外観を有するためである。従って、本発明では、上記亜鉛めっき層の結晶粒（ｓｐａｎｇｌｅ）の平均サイズが最大１５０μｍであることが好ましい。

以下、本発明の一態様である溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法について詳細に説明する。

まず、鋼板を用意する。上述したように、上記鋼板の種類は特に限定されず、溶融亜鉛めっきにより溶融亜鉛めっき鋼板として活用可能なものであればよい。

上記鋼板表面の異物や酸化膜を除去するために、表面清浄化を行うことが好ましい。上記表面清浄化は、脱脂及び酸洗い処理により行う。上記脱脂及び酸洗い処理は、通常の方法で行う。上記表面清浄化が十分に行われない場合には、後述するＦｅめっき時にめっきが不十分であり、めっき外観が悪化したり、密着性が悪化する恐れがある。

上記鋼板の表面に遷移金属めっきを行う。上述したように、上記遷移金属の種類は特に限定されない。例えば、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉなどがある。

上記遷移金属めっきを行う方法は、何れの方法であっても構わない。例えば、Ｆｅを電気めっきする方法が使用されてよい。Ｆｅを電気めっきする場合には、ＦｅＳＯ_４・７Ｈ_２Ｏ及び（ＮＨ_４）_２ＳＯ_４を含む電解液を用いることができる。

上記遷移金属めっきのめっき量は３５０ｍｇ／ｍ^２以上であることが好ましい。上記遷移金属のめっき量が３５０ｍｇ／ｍ^２未満では、上記複合層が薄すぎるため、十分な表面密着力を確保することができない。上記遷移金属のめっき量が３５０ｍｇ／ｍ^２以上であれば、上記複合層の厚さが８０ｎｍ以上になり得る。本発明において、上記遷移金属のめっき量の上限は特に限定しないが、１０ｇ／ｍ^２以下であってよい。

上記遷移金属がめっきされた鋼板に熱処理を行う。上記熱処理は、還元性雰囲気下、１．５〜６℃／ｓの昇温速度で、７５０〜９００℃まで加熱し、２０秒以上保持することが好ましい。上記昇温速度が１．５℃／ｓ未満では、鋼板があまりにも遅く昇温して経済性が悪くなり得、６℃／ｓを超えると、鋼板の残留応力の除去が容易でなく、回復及び再結晶が困難となり得る。また、上記７５０〜９００℃の温度範囲で回復及び再結晶が最も適切に行われる。

上記還元性雰囲気は、Ｈ_２−Ｎ_２ガス雰囲気であることが好ましい。上記還元性雰囲気を作るためには、Ｈ_２−Ｎ_２混合ガスを使用することが好ましく、好ましい混合比は、例えば、水素５〜１０体積％であり、残りは窒素ガスである。

上記保持時間は２０秒以上であることが好ましい。上記保持時間が２０秒未満では、素地鋼板と抑制層の複合された領域が十分に形成されないため、十分な表面密着力を確保することができない可能性がある。上記保持時間の上限は特に限定しないが、１００秒以内であってよい。上記保持時間が長すぎると、結晶粒の成長が過度に行われて、材質の均質性に問題が生じる可能性がある。

上記熱処理した鋼板を冷却する。上記冷却は、溶融亜鉛めっき浴の温度より最大５０℃まで高い温度である４５０〜５００℃まで行うことが好ましい。上記冷却温度が４５０℃未満では、後続するＺｎめっきがうまく行われない問題があり、５００℃を超えると、ヒューム（ｆｕｍｅ）、浮きかす（ｄｒｏｓｓ）などの表面欠陥が発生する可能性があるため、その上限は５００℃にすることが好ましい。

上記冷却した鋼板を溶融亜鉛めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっきを行う。上記溶融亜鉛めっきは、通常の溶融亜鉛めっきの条件による。上記溶融亜鉛めっき浴の温度は４３０〜４８０℃で、上記溶融亜鉛めっき浴には、Ａｌが０．１〜０．３ｗｔ％含まれていることが好ましい。上記Ａｌの含量が０．１ｗｔ％未満では、Ｚｎ密着力が低下し、０．３ｗｔ％を超えると、浮きかすなどの欠陥発生が多くなる。上記溶融亜鉛めっき浴での浸漬時間は、２．５〜８秒であることが好ましい。

上記溶融亜鉛めっき後の亜鉛めっき量を合わせるために、エアワイピング（Ａｉｒ Ｗｉｐｉｎｇ）をさらに行うことができる。

上記溶融亜鉛めっきされた鋼板を冷却する。上記冷却は、−２０℃／ｓ以下の冷却速度で行うことが好ましい。上記冷却速度が２０℃／ｓを超えると、めっき層の結晶粒（ｓｐａｎｇｌｅ）のサイズが２００μｍ以上になるため、結晶粒のサイズが大きくなるという問題がある。上記結晶粒のサイズが２００μｍ以上になると、めっき表面特性、即ち、塗装性、耐食性、耐摩耗（ＧＡＬＬＩＮＧ）性、鮮明性、表面外観などが悪くなる。

以下、本発明の実施例について詳細に説明する。下記実施例は、本発明の理解を助けるためのもので、これに限定されるものではない。

（実施例）
通常のＩＦ鋼を冷延し、アルカリ脱脂及び酸洗い処理により清浄化した後、６０℃、ｐＨ５の条件で２０Ａの電流を印加して、鋼板の表面に遷移金属の一つであるＦｅ電気めっきを行った。このときの、Ｆｅめっき量は、下表１の通りである。上記Ｆｅめっき後、５％Ｈ_２−Ｎ_２、−４０℃露点雰囲気下で、焼鈍熱処理して保持した後、５００℃まで冷却した。

その後、４６０℃の溶融亜鉛めっき浴でめっきを行った後、ワイピング（ｗｉｐｉｎｇ）してめっき量を約５０ｇ／ｍ^２に調節し、−２０℃／ｓまたは−６５℃／ｓの冷却速度で冷却して溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。

一方、上記Ｆｅめっきを行わない場合は、上記ＩＦ鋼を冷延し清浄化してから、５％Ｈ_２−Ｎ_２、−４０℃露点雰囲気下で焼鈍熱処理して保持した後、５００℃まで冷却した。その後、４６０℃の溶融亜鉛めっき浴でめっきを行った後、ワイピング（ｗｉｐｉｎｇ）してめっき量を約５０ｇ／ｍ^２に調節し、−２０℃／ｓまたは−６５℃／ｓの冷却速度で冷却して溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。

上記のように製造された溶融亜鉛めっき鋼板の極低温接合性の評価は、−４０℃で衝撃剥離装置（Ｉｍｐａｃｔ ｐｅｅｌ ｔｅｓｔｉｎｇ ｍａｃｈｉｎｅ）を用いて行い、その結果を表１に示した。下表１には、各発明例及び比較例におけるＦｅめっき量、溶融亜鉛めっきのめっき層の結晶粒（ｓｐａｎｇｌｅ）のサイズ、衝撃剥離強度（Ｉｍｐａｃｔ ｐｅｅｌ ｓｔｒｅｎｇｔｈ）及び衝撃剥離試験（Ｉｍｐａｃｔ ｐｅｅｌ ｔｅｓｔ）の破面の結果を示した。

また、上記実験による結果を図２〜５に示した。

上記比較例１と発明例１の素地鋼板とめっき層との界面をＴＥＭで観察し、それぞれを図５の（ａ）及び（ｂ）に示した。図５の（ａ）に示した比較例１では、溶融亜鉛めっき鋼板の断面が素地鋼板、抑制層及びめっき層で構成されているが、図５の（ｂ）に示された発明例１では、素地鋼板と抑制層との間に黒い帯状の層（複合層）が形成されていることが分かる。

上記複合層に対して、ＳＡＤＰ（制限視野回折パターン、Ｓｅｌｅｃｔｅｄ Ａｒｅａ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ Ｐａｔｔｅｒｎ）分析を行った結果、上記複合層は、素地鋼板及び抑制層の回折パターン（ｐａｔｔｅｒｎ）と一致し、それにより、素地鋼板及び抑制層と整合関係を有する領域で、素地鋼板及び抑制層との高い密着力を有する領域であることが分かった。従って、本発明は、上記複合層の形成により、素地鋼板と抑制層との界面密着力が高くなり、極低温接合性が向上することが分かる。

一方、上記比較例２と発明例２のめっき層の表面を観察し、その結果をそれぞれ図２の（ａ）及び（ｂ）に示した。上記表１及び図２から、比較例２のめっき層の結晶粒（ｓｐａｎｇｌｅ）のサイズは約６２．９μｍであり、発明例２の場合は、約４６．８μｍであることが分かる。このことから、溶融亜鉛めっき後の冷却速度を−６０℃／ｓにすると、微細なめっき組織が得られることが分かる

また、比較例１、２、４及び５と、発明例１〜４の衝撃剥離強度（Ｉｍｐａｃｔ ｐｅｅｌ ｓｔｒｅｎｇｔｈ）を測定し、その結果を図３に示した。上記表１及び図３の結果から、発明例１〜４は、本発明で求める強度（約１５Ｎ／ｍｍ以上）を確保することができるが、比較例は、本発明で求める強度に及ばず、めっき層で破壊が起きることが分かる。

一方、Ｆｅをめっきしていない比較例１及び２と、Ｆｅを５００ｍｇ／ｍ^２めっきした発明例３及び４の衝撃剥離試験（Ｉｍｐａｃｔ ｐｅｅｌ ｔｅｓｔ）を行い、その試片の破面をそれぞれ図４の（ａ）及び（ｂ）に示した。図４の（ａ）に示された比較例は、めっき層で破壊が起きることが分かるが、図４の（ｂ）に示された発明例は、めっき層で破壊が起きず、低温接合性に優れることが分かる。

以上、実施例を参照して説明したが、当該技術分野の熟練した当業者は、添付の特許請求の範囲に記載された本発明の思想及び領域から外れない範囲内で本発明を多様に修正及び変更できることは理解できるであろう。

Claims (16)

1. 素地鋼板と、
   前記素地鋼板上に形成され、遷移金属を含む複合層と、
   前記複合層上に形成され、Ｆｅ−Ａｌ系金属間化合物を含む抑制層（ｉｎｈｉｂｉｔｉｏｎ ｌａｙｅｒ）と、
   前記抑制層上に形成されている亜鉛めっき層と、を含み、
   前記亜鉛めっき層の結晶粒（ｓｐａｎｇｌｅ）の平均直径が１５０μｍ以下である、極低温接合性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板。
2. 前記複合層は、Ｆｅと遷移金属の和が５０〜９０重量％、Ａｌが１０〜３０重量％、残りは不可避な不純物を含む、請求項１に記載の極低温接合性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板。
3. 前記複合層は、前記抑制層及び素地鋼板と整合関係を有する、請求項１に記載の極低温接合性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板。
4. 前記複合層は、立方（ｃｕｂｉｃ）構造である、請求項１に記載の極低温接合性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板。
5. 前記複合層の厚さは、８０ｎｍ以上である、請求項１に記載の極低温接合性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板。
6. 鋼板を用意する段階と、
   前記鋼板に遷移金属をめっきする段階と、
   前記遷移金属がめっきされた鋼板を熱処理して熱処理された鋼板を製造する段階と、
   前記熱処理した鋼板を冷却する段階と、
   前記冷却した鋼板を溶融亜鉛めっき浴に浸漬して亜鉛めっき鋼板を製造する段階と、
   前記亜鉛めっき鋼板を冷却する段階と、
   を含む、極低温接合性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
7. 前記鋼板を用意する段階は、脱脂及び酸洗い処理を行うことを含む、請求項６に記載の極低温接合性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
8. 前記遷移金属は、Ｆｅ、Ｃｏ及びＮｉのうちの１種以上である、請求項６に記載の極低温接合性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
9. 前記遷移金属としてＦｅがめっきされ、ＦｅＳＯ_４・７Ｈ_２Ｏ及び（ＮＨ_４）_２ＳＯ_４が含まれた電解液で電気めっきを行う、請求項８に記載の極低温接合性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
10. 前記遷移金属めっきは、３５０ｍｇ／ｍ^２以上のめっき量で行う、請求項６に記載の極低温接合性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
11. 前記熱処理は、還元性雰囲気下、１．５〜６℃／ｓの昇温速度で、７５０〜９００℃まで加熱し、２０秒以上保持する、請求項６に記載の極低温接合性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
12. 前記熱処理した鋼板の冷却は、４５０〜５００℃まで行う、請求項６に記載の極低温接合性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
13. 前記溶融亜鉛めっきは、Ａｌが０．１〜０．３ｗｔ％含まれた４３０〜４８０℃のめっき浴に、２．５〜８秒間、鋼板を浸漬して行う、請求項６に記載の極低温接合性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
14. 前記溶融亜鉛めっきされた鋼板の冷却は、−２０℃／ｓ以下の冷却速度で行う、請求項６に記載の極低温接合性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
15. 前記溶融亜鉛めっき鋼板の素地鋼板及び抑制層の間に優れた界面密着力を有する複合層を形成するために、前記遷移金属をめっきする、請求項６に記載の極低温接合性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
16. 前記溶融亜鉛めっき鋼板のめっき層の結晶粒（ｓｐａｎｇｌｅ）の平均直径が１５０μｍ以下となるように前記溶融亜鉛めっきされた鋼板を冷却する、請求項６に記載の極低温接合性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。