JPH0463259A - 加工性に優れた溶融合金化亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 ［産業上の利用分野コ 本発明は亜鉛めっき後加熱拡散処理によって該めっき層
をＦｅ−Ｚｎ系合金層にした溶融合金化亜鉛めっき鋼板
およびその製造方法に関するものである。

特に、鋼板表面に特定のＳ１層を形成して加熱還元する
ことにより、該めっぎ層の合金層形態を階層型から、乱
層型へと変化させる事が該めっき層の高靭性化をもたら
し加工性に優れた溶融合金化亜鉛めっき鋼板を市場提供
するものである。

［従来の技術］ 溶融合金化亜鉛めっ封鋼板（以下、車に合金化皿板とい
う。）は、その適宜な犠牲陽極作用と素地の凹凸からく
る優れた投錨効果から家電や自動車等の塗装下地用防錆
鋼板として現在多用されている表面処理鋼板の一つであ
る。

又、合金化皿板に対する表面特性としては、耐食性、加
工性、溶接性、塗装性などがあるが、このうち最も市場
要求の高い特性の一つに加工によるめっき層の剥！（フ
レーキング、パウダリング）がある。この改善にあたっ
て、鋼種、めっき前処理、溶融めっき条件、合金化加熱
条件等の適正化が、現在盛んに研究開発されようとして
いる。

しかし、従来技術の中で、特に、普通鋼のアルミギルド
！（以下、車にＡ４−にと称す。）を基板とした合金化
皿板にあっては、そのＦｅ−Ｚｎ合金層構造が総じてＦ
ｅの濃度勾配をもって階層状に生成する合金層形態しか
得られず、その形態を改質して高加工性を達成する発想
を具現化した技術は来た見い出されていないのか現状で
ある。

例えば、溶融亜鉛めっき浴中ＡＩを微量に抑えて亜鉛め
っきしたのち合金化処理した特開昭５６−１３４７０号
、亜鉛めフき前の鋼板にＦｅやＮｉ等をプレめっきして
亜鉛めっきし、合金化処理した特開昭５８−１０４１６
３号、特開昭６０−１１０８５９号などが提示されては
いるものの、これらの技術から得られる合金化皿板は全
て過酷なプレス加工に対して該めっき層はパウダリング
状又はフレーキング状に剥離し易い難点がある。

この原因は、上述したように該めっき層の合金層構造に
あり地鉄界面でのＦｅ−Ｚｎ相互拡散によって生じる合
金層の相構造か、Ｆｅ拡散率の高い地鉄側からめっき表
面に向ってｒ、δ１、ことなりこれらが素地面に並行し
て整然と階層状に生成する点にある。従って、加工によ
って足の加工応力を受けた際、その応力集中がＦｅ含有
率の最も高く、硬くて脆い「相に起り、これが根こそ、
ぎめっぎ層の剥離を招くことによるものと考えられる。

［発明が解決しようとする課題］ 以上述べた従来技術の中では、所詮形成される合金層形
態は素地鋼板に比較的並行にＦｅ拡散率が異なる各相の
Ｆｅ−Ｚｎ拡散層は多層構造的に重なり合って形成され
る階層構造でなり、このため加工応力の集中が起り、脆
い合金層にクランクが発生し、応力に耐え切れなくなっ
た際に鉄素地よりパウダー状に剥離し実用上問題がある
。

本発明では、このような従来技術が抱える合金層の加工
性向上に対し、階層構造でなる合金層の生成形態を応力
分散が可能なζ相が入り混った不連続性のζ１相主体に
変化させることが必要と考え、種々の検討を行なった結
果、溶融Ｚｎめっきを施す前の鋼板表面に特定のＳ１層
を設けたのち、加熱還元板温を特定して加熱することに
より、上述したδ１相とζ相の入り乱れた合金層形態を
得ることができる知見を得、本発明を提案するに至った
ものである。

［課題を解決するための手段］ 本発明は上述した技術思想をもとに成り立ったものであ
るか、Ｓｌのこのような挙動は鋼中のＳｉにあっても同
様の作用効果のあることを本願発明の先願として、すで
に提案しているところである。

本発明の構成について以下に示す。

（１）鋼板界面にＺｎ−Ｆｅ−ＡＰ−Ｓｉからなる肩濃
化層を０．１〜１μｍ形成し、その上層にδ１相主体型
でζ相と６１相とが入り乱れたＦｅ−Ｚｎ系合金層を５
〜５０μｍ形成したことを特徴とする加工性に優れた溶
融合金ゴヒ亜鉛めつぎ鋼板。

（２）ゼンジマー式溶融亜鉛メツキラインにおいて、予
め被めっき鋼板の表面にＳｉ層を１０〜１００００Åプ
レメッキし、該鋼板を水素ガス還元雰囲気中で加熱還元
するのに最高板温を５００〜９００℃とした後、溶融亜
鉛めっき浴の成分を重量％で肩：　０．０１〜０．１５
％、　ｓｂｏ、０５〜０．５％を添加し、且つＰｂ等の
不可避的不純物の総量が００２％未満であるめっき浴を
用いてめっきをすることを特徴とする加工性に優れた溶
融合金化亜鉛めっき鋼板製造方法。

（３）ゼンジマー式溶融亜鉛メツキラインにおいて、予
め被めっき鋼板の表面にＳｉ層を１０〜１００００Åプ
レメッキし、該鋼板を水素ガス還元雰囲気中で加熱還元
するのに最高板温を５００〜９００℃にした後、溶融亜
鉛めっき浴の成分を重量％で　Ａｆｌ：０．０１〜０．
１５％、Ｓｂ：０．０５〜０．５％、更にＭｇ：０．０
１〜０．２％、Ｔ１：０、Ｏ２Ｎ２．０５％、　Ｂ：０
．００１〜０．０１％を添加し、且つＰｂ等の不可避的
不純物の総量が０．０２％未満であるめっき浴を用いて
めっきをすることを特徴とする加工性に優れた溶融合金
化亜鉛めっき鋼板製造方法。

その骨子は合金層形態としてζ混在のδ、主体型であっ
て、ζによってδ１か不連続状に鋼板界面に生成させる
ことが合金層の高靭性化をもたらし、これかめっき層の
高加工性につながる点にあり、そのためには、■焼鈍前
の原板表面に、特定のＳｉプレめっき層を設け、かつ■
それを、還元雰囲気および板温を特定して加熱する点に
ある。

［作　　　用］ （Ｉ）Ｓｉブレめっきの厚みについて、焼鈍前、予め鋼
板表面に形成させるＳｉブレめっきは、その後の焼鈍過
程でのＳｉ拡散によって鋼板表層部をＦｅ−５ｔ系の拡
散層に改質し、溶融亜鉛めっき時に地鉄界面に生ずるＦ
ｅ−Ｓｉ−Ａ４−Ｚｎ系肩濃化層の均−薄膜生成化と更
には合金化処理時の該Ａｎ濃化層の拡散抑制によって本
発明にいうζ相によるδ１相の入り乱れた合金層形態に
改質できるようにするための不可欠な制御因子である。

なお、Ｓｉのプレめっき手段としては、蒸着法、気相法
或いは溶射決算公知のいずれの手段であってもよい。

Ｓｉブレめっき厚みとして、１０人未満では、焼鈍後の
鋼板表層におけるＦｅ−Ｓｉ拡散層の形成が十分形成で
きないために合金化前の溶融亜鉛めっき層において地鉄
界面に形成されるＦｅ−５Ｆｅ−ＳｉＡ系のＡｎ濃化層
が部厚くかつ不連続状にしか形成されず、これがその後
の合金化処理において生ずる合金層の合金化形態は、従
来よくみるＦｅ濃度勾配をもってｒｌ　δ１およびこの
各相が素地に並行して整然と階層状生成した合金層構造
を呈するようになり、本発明の主旨から外れるため、余
り好ましくない。

方、Ｓｉブレめっき厚みが１００００人を越えては、焼
鈍過程での鋼板表層のＦｅ−Ｓｉ拡散反応が、時間的に
高速ライン下では十分でなく、合金化処理での溶融Ｚｎ
めっき層の十分な合金化が得られず、加えて、焼鈍雰囲
気中の微量酸素によって未反応の金属Ｓ１が５ＬＯｘな
る酸化物を形成し、不めっきを生し易くなるなど、商品
価値を大きく損なうため、余り好ましくない。

従って、好ましいＳｉのプレめっき厚みとしては３０〜
１０００人がよい。

（ＩＩ）Ｓｉブレめっき後の鋼板還元条件についてＳｉ
ブレめっき後の鋼板還元板温は、後述する還元雰囲気と
合せて本発明を構成する不可欠制御因子の−っである。

該板温は、鋼板板界面におけるＳｉブレめっき層のＦｅ
−５ｔ熱拡散の短時間化とその均−拡散化を促進するた
めの十分制御する必要がある。

該板温が５００℃未満では、鋼板界面でのＦｅ−Ｓｉ拡
散反応が十分でなく、これが合金化処理前後の界面へ２
濃化層の均−薄膜生成並びにその過剰拡散防止効果を低
下させ、ひいては、本発明がいう加工性に強い合金層形
態としてのζ相によるδ１相の不連続化が十分達成でき
ないため、好ましくない。

また、該板温か９００℃を越えては鋼板界面に招けるＦ
ｅ−Ｓｉ拡散層が過剰に生成し、これが、合金化処理時
の亜鉛めっき層へのＦｅの拡散を過剰に抑制して逆に短
時間での合金化処理が不十分となり、生産性の低下を招
いたり、また、商品としての鋼板の材質強度の低下もあ
って出来るだけ避けた方がよい。

以上より好ましい還元板温としては、最高板温で６００
〜８５０℃かよい。

なお、以上のような最高還元板温で加熱する際、加熱雰
囲気として不めっき防止、プレめっきしたＳｉ／ｉｌの
酸化物形成を出来るだけ抑制しつつ鋼板表面が十分還元
される状態を保つ必要があり、特にり、Ｐ管理を以下の
ように行なった方がよい。

該雰囲気中のり、Ｐが一２０℃超の酸化領域ではプレめ
っきしたＳｔ層又は熱拡散により形成されるＦｅ−Ｓｉ
拡散層の表面酸化を助長し、溶融亜鉛めっき時不めっき
を生じたり、或いは界面ＡＸ濃化層の均−ｉ膜生成化を
阻害し、少なくとも本発明が目的とした合金化処理後の
合金層構造の形成は難しい。

この点ではり、Ｐは出来る丈低くして還元領域を保つこ
とが必要となるが、鋼板表面に生じるＦｅ又はＦｅ−Ｓ
ｉ系酸化物の還元能力と生産性を考慮するとり、Ｐの下
限は−５０を以下で飽和する。

従って、鋼板の焼鈍還元雰囲気中のり、Ｐとしては−３
０〜−４０℃が好ましい。

なお、本発明においてＳｉプレめっきした鋼板の上記還
元焼鈍を施す場合にかぎり無酸化加熱を行なっても何等
本発明を阻害するものでないことを併記する。

（ＩＩ）溶融亜鉛めっき浴の成分について１）　Ａ又濃
度 Ａｌｌは鋼板の浴中反応において鋼板界面での過剰なＦ
ｅ−Ｚｎ相互拡散反応をＦｅ−ＡＭ−Ｚｎ　３元合金層
のバイアー効果によって抑制させ、その後の合金化処理
過程で「相の生成を抑え、６１主体の合金層形態に制御
するために不可欠な成分である。ｌが０．０１ｗｔ％；
未満では上記した３元合金層バイアー効果はなく、加工
に脆い過合金が生成し易くなり好ましくない。

一方、八４が０．１５ｗｔ零を越えては逆に３元合金層
のバイアー効果が過剰に発揮され、その後の合金化処理
過程で未合金化し易くなり、商品価値を損なう。

従って浴中肩とては０．０１〜０．１５ｗｔ９６がよく
、好ましくは０．０８〜０．０３ｗｔｋがよい。

２）　Ｓｂ濃度 ５ｂは浴中Ａ２と共晶し、＾Ｕ−５ｂ化合物となって亜
鉛めっき層の地鉄界面や表層に偏析し鋼中Ｓｔ同様に合
金化過程でのＦｅ拡散をランダム化させ、少なくとも階
層状の合金層の生成を抑制するためにある。Ｓｂ　０．
０５ｗｔｋ未満ではその作用が十分発揮されず、又Ｓｂ
　０．５ｗｔ！ｋを越えては、めっき浴の粘性が増大し
、ζによる６１合金層の不連続化に対し安定した制御が
難しくなる。

従ってｓｂ濃度は０．０５〜０．５ｗＨがよりが好まし
くは０．１〜０　、３ｗｔ零がよい。

３）　Ｍｇ濃度 Ｍｇは合金化亜鉛めっき鋼板としての耐食性を陶土させ
るためにある。Ｍｇ　０．０１ｗｔ％未満ではその効果
が十分に発揮されず、又、Ｍｇ　０．２Ｗｔ９６を越え
ては溶融亜鉛めっき浴面にＭｇ酸化物が頻発し、カス引
きドロ又として鋼板に再付着し、外観上問題が生じ、実
用性を損なう。

従って、Ｍｇ濃度は０．０１〜０．２ｗｔ零がよいが、
好ましくは０．０５〜（１，１ｗｔ！ｔがよい。

４）　Ｔｉ濃度 Ｔｉは、合金化亜鉛めっき鋼板の耐食性向上のためにあ
る。Ｔｉ　Ｏ，０１ｗｔｋ未満では高耐食性化は十分で
なく、又、Ｔｉが０．０５ｗｔ！４を越えては界面合金
層の生成助長と引いては、これが合金化処理後の合金層
の階層化を助長するため、余り好ましくない。

従って、Ｔｉ濃度は０．０１〜０．０５ｗｔ％Ｆがよい
が、好ましくは０．旧〜０．０３ｗｔ９６がよい。

５）　　Ｂ濃度 Ｂは合金化亜鉛めっき鋼板のめっき層の経時による疲労
脆化を防止するためにある。

Ｂが０．００１ｗｔ零未満ではその効果を十分発揮させ
るに到らず、又、Ｂ　Ｏ，０１ｗｔ％；を越えては物理
的に該めっき洛中に十分固溶させることが難しくドロス
となって鋼板に再付着するため実用的でない。従って、
Ｂ濃度としては０．００１〜０．０１胃ｔ９６がよいが
、好ましくは０．００３〜０．００８　ｗｔ零がよい。

６）不可避的不純物の総量 本発明にいう不可避的不純物とはＰｂをはじめＣｄ、Ｓ
ｎといっためっき層の基本成分であるＺｎと局部電池を
形成し、耐食性の低下を招くため、可能な限り、系外に
排除されるべき元素をいう。

従って該不純物の総量は、０．０２ｗｔｋ未満で好まし
くは０．０１ｗｔ！ｔｉ以下が好ましい。

（ｒＶ）溶融合金化亜鉛めっき鋼板のめつぎ厚について 該めっき厚みは基本的に溶融合金化亜鉛めっき鋼板とし
ての耐食性を支配する因子である。

該めっき厚が５μｍ未満では合金化並板の最大の特性で
ある塗装後の耐食性が極端に低下し、又、５０μｍを越
えては加工性には何ら支障はないものの厚膜すぎて合金
化処理に時間が要り、生産性を損なうため、余り好まし
くない。

従って、適正めっき厚みとしては、５〜５０μｍがよい
が、好ましくは７〜３０μｍか実用的である。

以下実施例をもとに本発明の効果を更に詳述する。

［実　施　例］ アルミキルド鋼の低炭素鋼板にあって板厚０．５ｍｍで
板巾９１４ｍｍの冷間圧延鋼板又は板厚３．５ｍｍで板
巾１２００ｍｍの脱水スケールされた熱間圧延鋼板を先
ず、アルカリ脱脂−水洗−乾燥したのち、蒸着法によっ
て表１に特定するＳｉプレめっきを施する。そして直ち
にゼンジマー式溶融めっきラインにおいて１５％Ｈ２＋
Ｎ２混合ガス雰囲気中で加熱還元する際、最高板温が表
１に特定する最高板温になるように加熱通板され、溶融
めっき侵入板温として　４７０℃にまで冷却されたのち
、浴温４６０℃の表１に特定する溶融亜鉛めっと浴に２
秒間浸漬される。その後大気中でガスワイピングされて
所定めっき付着量に制御されたのち、合金化炉で出側最
高板温が５５０℃になるよう加熱拡散処理され、気水冷
却されたのち水冷クエンチし乾燥される。

このようにしてなる本発明の溶融合金化亜鉛めっき鋼板
は、表１に示すように他の性能を阻害することなくすぐ
れた加工性を発揮し、従来に例を見ない画期的な製品お
よびその製造方法であることが分る。

■　Ｓｉブレめフきの効果 表１の本発明実施例をＮｏ、１〜Ｎｏ、１８に、比較例
Ｎｏ、１９〜Ｎｏ、２０とともに示す。このうち、Ｎｏ
、３の本発明例について断面の合金層生成状態をＳＥＭ
観察し、又、その際のＥＰＭＡ元素分布について概念図
を第１図に示す。又、比較例としてＮｏ、１９を同様に
解析した結果の概念図を第２図に示す。

これらの結果から明白なように、プレめっきしたＳｉの
厚みに応じてＦｅ−Ｚｎ合金層形態は階層状からランダ
ム状に変化し、且つ相形態も加工に脆い「相が抑制され
、ζ相とδ１相とが入り乱れた形態に変化していること
が分る。この合金層形態を呈する理由は第１図および第
２図の元素分布から考えると地鉄界面のＳｉプレめっき
層か、焼鈍過程で素地からのＦｅ拡散によってＦｅ−Ｓ
ｉ化した点と更には、これが溶融亜鉛めっき浴中反応で
浴中日とＳｉの優先反応を招き、結果的に地鉄界面にＺ
Ｚｎ−Ｆｅ−５１−Ａからなる肩濃化層の均一かつ薄膜
状に生成が促進された点にあると考えられる。従って、
合金化処理過程ではこのタイトな肩濃化層を打ち破って
Ｆｅの該めっき層への拡散が起るがそのＦｅ拡散箇所は
、通常知られている地鉄の結晶粒界からのＦａの優先拡
散とほぼ同様であるが、該Ａ９濃化層のバリアー作用に
よって、そのＦｅの拡散速度はやや遅滞化し易くなり、
これがζ相による６１合金層の不連続形成を助長させた
ものと考えられる。

■　めっき前の最高加熱板温の効果 本発明の実施例をＮｏ、２１〜Ｎｏ、３４に比較例Ｎｏ
、３５〜Ｎｏ、３６と共に示す。これより明らかなよう
に、該板温か４６０℃と低いと、合金化後の合金層は階
層形態をとり易くなることが分る。

この理由は、合金化前の溶融亜鉛めっき過程での地鉄界
面に生じるＺｎ−Ｆｅ−Ａｎ−５ｔなる１濃化層の形成
状態にあり、該板温４６０℃の低温焼鈍では、該Ａｌ濃
化層か該板温５０［）〜９００℃の高温焼鈍に比して、
むしろ厚膜化するものの不均一でポーラス状に生成する
点にあると考えられる。該Ａｌ濃化層のポーラス化は、
次の合金化過程において、地鉄からのＦｅの過剰拡散を
招き、これが本発明にいうＳｉプレめっき形成による合
金層形態の改質効果を半減させるに至った原因と考えら
れる。

一方、該板温が９００℃を越えてはＦｅリッチのＦｅ−
Ｓｉ拡散層が過剰に増大し、これが溶融亜鉛めっき時の
界面Ａ　９　？Ｉ４化層の過剰生成とその不連続化を招
き引いては、合金化処理に招けるＦｅの過剰拡散が合金
層形態の階層化を助長するため、余り好ましくない。

以上より、好ましい最高加熱板温としては６００〜８５
０℃かよい。

このように、溶融亜鉛めっき前の最高加熱板温は、合金
化並板の性能を安定して確保する上で重要であり、本発
明の板温範囲はこれに答えんとするものであることが分
る。

■　溶融亜鉛めっき浴の各成分の効果 １）Ａ２及びｓｂは本発明においては基本めっき浴成分
の１つである。

Ａ又ノ効果について、本発明実施例をＮｏ。

３７〜Ｎｏ、４１に比較例Ｎｏ、４２〜Ｎｏ、４３に示
し、又ｓｂに関する本発明実施例をＮ０１４４〜Ｎｏ、
５０に、比較例Ｎｏ、５１〜Ｎｏ、５２と共に示す。

いずれの成分系も本発明の濃度範囲を外れては、加工性
や仕上り外観を損なうことになる。

２）その他の添加成分であるＭｇ、ＴｉおよびＢの効用
についてはＭｇの本発明実施例をＮｏ、５３〜Ｎｏ、５
６に比較例Ｎｏ、５７〜Ｎｏ、５８に示し、Ｔｉの本発
明実施例はＮｏ、５９〜Ｎｏ、６１に比較例Ｎｏ、６２
〜Ｎｏ、６３に示す。又、Ｂについては本発明実施例を
Ｎｏ、６４〜Ｎｏ、６８およびＮｏ、７１〜Ｎｏ、７２
に示し、また比較例Ｎｏ、６９〜Ｎｏ、７０に示す。

これから明らかなように、これらの各成分は主として合
金化並板としての総体的な耐食性向上および腐食と共に
生じる耐疲労破壊性の向上にその主旨があり、本発明の
範囲を外れてはその期待は薄い。

３）又、Ｐｂをはじめとする不可避的不純物の適正範囲
については、本発明実施例をＮｏ、３およびＮｏ、７３
に比較例Ｎｏ、７４と共に示す。

これにより明らかなように、該不純物は主として耐食性
の低下を招くため本発明にあっては、可能な限りめっき
浴系から排除するよう配慮する必要かある。

４）合金化並板の適正付着量範囲 本発明にいう付着量範囲は基本的には、使用環境とコス
トに応じて決められるへきものであるが、総体的な性能
レベルからもその付着量は、制限か伴なう。

その付着量範囲について、本発明実施例をＮｏ、７５〜
Ｎｏ、７９に、比較例Ｎｏ、８０〜Ｎｏ、８１と共に示
す。

これにより明らかなように本発明の適正付着量を外れて
は耐食性や加工性等を損なうことになり実用的でない。

［発明の効果コ 以上、実施例をもとに本発明の内容を詳述してきたよう
に、本発明は鋼板成分中、特にＳｉに着目しこれによる
合金層形態の改質か合金化並板の加工性を大きく改善せ
しめた先願知見をもとに、事前に特定厚みのＳｉ層を形
成させその後、特定板温で加熱することにより先願と同
様の合金層改質を可能にするもので、これによフて、鋼
板の鋼種に左右されないで合金化並板の加工性を飛躍的
に向上せしめることのできる汎用技術として従来に例を
見ない画期的な技術であり、顕著な効果を示す。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明実施例の合金層形態の代表例として、表
１のＮｏ、３に記載する溶融合金化亜鉛めっき鋼板のめ
っき断面における顕微鏡観察並びにＥＰＭＡ元素分布状
態からその状況を概念図として例示したもの、第２図は
従来技術の比較代表例として表１のＮｏ、１９に記、載
する溶融合金化亜鉛めっき鋼板のめっきにおける合金層
形態の概念図を例示したものである。 他４名

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １　鋼板界面にＺｎ−Ｆｅ−Ａｌ−ＳｉからなるＡｌ濃
   化層を０．１〜１μｍ形成し、その上層にδ＿１相主体
   型でζ相とδ＿１相とが入り乱れたＦｅ−Ｚｎ系合金層
   を５〜５０μｍ形成したことを特徴とする加工性に優れ
   た溶融合金化亜鉛めっき鋼板。 ２　ゼンジマー式溶融亜鉛メッキラインにおいて、予め
   被めっき鋼板の表面にＳｉ層を１０〜１００００Åプレ
   メッキし、該鋼板を水素ガス還元雰囲気中で加熱還元す
   るのに最高板温を ５００〜９００℃とした後、溶融亜鉛めっき浴の成分を
   重量％でＡｌ：０．０１〜０．１５％，Ｓｂ：０．０５
   〜０．５％を添加し、且つＰｂ等の不可避的不純物の総
   量が０．０２％未満であるめっき浴を用いてめっきをす
   ることを特徴とする加工性に優れた溶融合金化亜鉛めっ
   き鋼板製造方 法。 ３　ゼンジマー式溶融亜鉛メッキラインにおいて、予め
   被めっき鋼板の表面にＳｉ層を１０〜１００００Åプレ
   メッキし、該鋼板を水素ガス還元雰囲気中で加熱還元す
   るのに最高板温を ５００〜９００℃にした後、溶融亜鉛めっき浴の成分を
   重量％でＡｌ：０．０１〜０．１５％，Ｓｂ：０．０５
   〜０．５％，更にＭｇ：０．０１〜０．２％，Ｔｉ：０
   ．０１〜０．０５％，Ｂ：０．００１〜０．０１％を添
   加し、且つＰｂ等の不可避的不純物の総量が０．０２％
   未満であるめっき浴を用いてめっきをすることを特徴と
   する加工性に優れた溶融合金化亜鉛めっき鋼板製造方法
   。