JPS6160860A - メツキ密着性の優れた深絞り用亜鉛メツキ鋼板およびその製造方法 - 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〕 本発明は、メッキ密着性の優れた深絞り用溶融亜鉛メッ
キ鋼板と、その製造方法に関するものである。

〔従来の技術〕

近年、省資源、省エネルギー忙対する社会的要求から溶
融亜鉛メッキ鋼板の用途が拡大し為それと同時に品質に
対する要求も高まりつつある。自動車用溶融亜鉛メッキ
鋼板もその一つで、寒冷地域における塩害対策のために
従来冷延鋼板が使用されていた部材に亜鉛メッキ講板が
使われるようになり、その結果高度の加工性が要求され
るようになってきた。亜鉛メッキ鋼板がプレス成形等の
加工を受けると、加工度の高い部分ではメッキ層に割れ
が発生したり、場合によってはメッキ層が鋼板から剥離
する現象が起こる。この場合、剥因［したメッキ小片が
プレス型等にビルドアップし製品表面にキズを作ったり
、また、Ｎ服によって鉄地が露出するために１メツキ鋼
板の加工後の耐食性も低下する。このようなメッキ密着
性不良については従来からシリコンキルド清や他の檜；
強度溶融亜鉛メッキ銅板に関して研究されており、それ
らの原因は鎖中に含まれるＳｌやＡ）等、ＦＱより酸化
され易い元素が、連続溶融亜鉛メツキライン（以下ＣＧ
Ｌという）内で選択的に酸化され、それらがメッキ後も
メッキｅｔＪｃ地界面に残るためと考えられている（日
月ら：日本鉄鋼協会第７４回西山記念技＠ｍｍテキス）
、Ｐ１２９〜）。このような場合、メッキ密着性をａ′
善させるため（は、成分設計の際に有害な元素を極力少
なくするか、あるいは亜鉛浴温を上昇させる方法等が知
られている（　５４４ａｒＦｅｒら；　Ｅｄｉｔｅｄ　
Ｐｒｏｃ　、　１１　ｔｋ　Ｉｎｔ。

Ｃｏｎｆｅｒｅｎｃｅ　ｏｎ　Ｈｏｔ　Ｄｉｐ　Ｑａｌ
ｖａｎｉｚｉｎｇ、Ｍａｄｒｉｃｌ　。

１９７６、Ｐ１１〜）。

一方、最近の製鋼技術の進歩により、深絞り冷延銅板用
素材として特性の優れた極低Ｃ系鋼種が工業的に安定製
造されるようになり、溶融亜鉛メッキｍ板用素材として
も使用されはじめた。本発明者らが先に提案したところ
の特願昭　５６−２０９１０７がそれである。

即ち、ＣＧＬは短時間焼鈍であるために、通常の鋼種を
ＣＧＬだけで処理した鋼板はランクフォード値（ｒ値）
で代表されろ深絞り性が悪く、また固溶Ｃが多量に残留
しているために、腰折れと呼ばれる表面欠陥や、時効劣
化が現われやすい。

このような、深絞り用メッキ鋼板としての致命的な欠陥
を補うため、ＣＧＬでメッキを施した後の鋼板をさらに
箱型焼鈍炉にて過時効処理する方法が従来から実施され
ているが、この方法は言うまでもなくコスト上昇につな
がり好ましい方法とは言えない。そこで、鋼中において
炭窒化物を作り易い元素すなわちＴｉ、Ｎｂ、Ｂ等の元
素を規定量添加し、Ｎの固定をＡｌではなくＴｉとＢＥ
分担させ、熱延の仕上げ圧延以前に菫化物を析出させる
ことＫよりコイル内の材質変動を少なくシ、さらＫＮｂ
によってＣを固定するようＫしたものであった。このよ
うに炭窒化物形成元素を添加してＣ。

Ｎ等の固溶元素を固定したＭは、深絞り性および時効性
に優れ、深絞り用溶融亜鉛メッキ銅板の素材として最も
適したｔｍの一つであった。

〔発明が解決しようとする問題点〕

この上うに、本発明者らはＣを０．００１〜０．００５
％含む極低Ｃ系＃ｍＫＴｉ、ＢおよびＮｂを添加するこ
とにより深絞り性および時効性に優れた深絞り用溶融亜
鉛メッキ銅板の開発を行い、既述した通り特願昭５６−
２０９１０７で提案した。しかしながら、このような銅
板を用いた溶融亜鉛メッキ鋼板を加工した場合、通常の
加工方法（例えば１８０°密着曲げ程度の加工）におい
ては何ら問題ないが、加工が街？的あるいは加工度が厳
しい場合（例えばデュポン衝撃試験など）には、メッキ
層の密着性がＣを０．０１％程度含む一般的な溶融亜鉛
メッキ窮板と比較して劣ることが判明した。

〔問題点を解決するための手段〕

本発明者らは、上述の従来技術における１１［点を解決
すべく数々の検討を行った結果本発明に到達したもので
ある。以下その実験データを引用しながら本発明の内容
について詳述する。

第１図は、Ｍ中固溶Ｃ量と、メッキｍ板のメッキ層−綱
板界面に生成した鉄−亜鉛系合金相の発達状況との関係
（写真はメッキ層断面の走査型電子顕微°鏡観察結果で
あり、中央の白い部分が鉄−亜鉛系合金相である）を示
した図である。

ここで、左側に示したＣＧＬ熱サイすル後の講中固溶Ｃ
量は、極低Ｃ系鋼種の熱延板を実験室的に脱炭焼鈍する
ことにより変化させており、メッキは実機ＣＧＬにおい
て実施（メッキ浴ｍ：４ｙ。

℃、浴中ＡＩ濃度：　０．１７％）している。この第１
図から１、鋼中の固溶Ｃ量が低下すると０ｕｔｂｕｒｓ
ｔ組ｍ（図中、代表例を矢印で示す）と呼ばれる合金相
の異常発朱が多く観察される。

メッキ鋼板における鉄−亜鉛合金相はメッキ層と鋼板と
を結び付ける役目を果しているが、一般に合金相が薄い
方がメッキ密着性は良いと言われている（日本ら二鉄と
銅、第７０年（１９８４）、第５号、５４６６）。第２
図は合金相の厚さとメッキ密着性との関係を表わす図で
あり、この第２図からも合金相の厚い方がメッキ密着性
が悪いことが明らかである。このように、極低Ｃ系鋼種
を溶融亜鉛メッキした場合、鋼中の固溶Ｃｉが低い程鉄
−亜鉛合金相の０ｕｔｂｕｒｓｔ　　社が多くなり、そ
の結果、高度の加工を施すとメッキ店が剥離しやすくな
ることが明らかとなった。

次に、本発明者らは、メッキ密着性を劣化させる０ｕｔ
ｂｕｒｓｔ　Ｍｉ織がどのような条件下で形成されるの
かを調査した。試験に使用した鋼種はＮｂ　とＢを添加
した極低Ｃ系鋼種（Ｃ：０．００１９％、Ｓｉ：０．０
１％、　Ｍｎ　：　０．２６％、Ｐ：０．００５％、Ａ
ｌ：０．００６％。

Ｎ：０．００１７％、Ｎｂ：０．０２０％、Ｂ：０．０
０１０％）であり、実験室的に０．６　ｍまで冷間圧延
した後、実機ＣＧＬにおいてメッキ（メッキ浴温：４７
０℃。

浴中人Ｊａ度：　０．１６％　）を施した。このメッキ
鋼板の鉄−亜鉛合金相および下地鋼板組織の走査形電子
顕微鏡観察結果を第３図に示す。ｔｓ６図中（旬間はη
相（亜鉛相）を希塩酸で溶解した後上方から観察した鉄
−亜鉛合金相を示す。この（ａ）図からＮｂやＢを添加
することにより固溶Ｃおよび固溶Ｎを無くした本鋼種で
は、０ｕｔｂｕｒｓｔ　ｉｌｌ織が多量に形成されてお
り、前述した固溶Ｃの０ｕｔｂｕｒｓｔ抑制効果（固溶
Ｃが多量に存在する場合には０ｕｔｂｕｒｓｔ　　組織
が少なくなること）が無い場合と考えられる。次に、Φ
）図は、（ａ）図のサンプルの合金相を走査形電子顕微
鏡観察後さらに希塩酸にて溶解除去し、′ｆｉｆｌｒＲ
アルコールで下地鋼板の結晶粒界を現出させ、同一視野
を観察した結果を示す。

さらに（Ｃ）図は（ａ）図と（ｂ）図のネガを重ね合せ
て焼いたものである。これらの写真から、０ｕｔｂｕｒ
ｓｔ組織は下地鋼板の結晶粒界を起点として形成されて
いることが明らかとなった。尚、第６図（ａ）ＦｇＪお
よび（ｂ）図において符号Ａ−Ｅは、夫々同一箇所であ
ることを示し、（Ｃ）図においては、下地鋼板の代表的
結晶粒界を矢印で示した。

本発明においては、このよう飽ｕｔｂｕｒｓｔ組織の形
成を防止する方法について種々検討した結果、鋼中にＰ
を積極的に添加することによってメッキ下地鋼板結晶粒
界にＰを偏析させ、その結果下地渭板、結晶粒界部にお
ける鉄−亜鉛度応を抑制することが可能であることを発
見した。

なお、前述の先頭においても、Ｐの添加量を規定してい
るが、その目的は単に強度ｉ！ｌ！！整をするためであ
り、メッキ密着性を改善するために軟質材であっても積
極的にＰを添加する本発明の技術思想とは根本的に異な
るものである。

本発明は、上記の知見によりなされたものであって、鋼
の成分組成および製造条件を限定することにより、深絞
り性、時効性に優れ、しかも高度の加工を施した場合に
もメッキ層が剥離しにくいような溶融亜鉛メッキ鋼板お
よびその製造方法に関するものである。

即ち、本発明の要点とするところは、Ｃ：０．００１〜
０．００５％、Ｓｉ：０，１０％以下、　Ｍｎ　：　０
．０６〜０．２５％。

Ｐ：０．０２〜０．１％、Ｓ：０．００１〜０．０２０
％、Ｓｏｌ、ｈｌ：ｏ、ｏｉ〜０．０６％、Ｎ：０．０
０３５％以下、Ｏ：０．００５０％以下、Ｎｂ：０．０
１５〜０．０３６％、更にＢ：０．００３５％以下。

Ｔｉ：０．０３０％以下の１種又は２種を含有し、残り
がＦｅ及び不可避不純物からなろＡｔキルド鋼であるこ
とを特徴とするメッキ密着性の優れた深絞り用溶融亜鉛
メッキ鋼板であり、上記成分の講をＣＧＬＫでメッキす
る場合、メッキ浴温を４６０〜５００’Ｃ，メッキ浴中
Ａｌ濃度を０．０５％以上とすることを特徴とするメッ
キ密着性の優れた深絞り用溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方
法に関するものである。

〔作用〕

以下、本発明において成分組成および製造条件を限定し
た理由と作用について説明する。

ます、鋼種をキルド鋼としたのは、添加するＮｂ。

Ｔｉ、Ｂ等の歩留りを向上させ、且つ鋼中介在物の増加
を防ぐためである。

Ｃは、深絞り性の観点からは少ないほうが望ましいが、
現状の製鋼技術では耐火物や保温材からの混入が避り′
られず、ｏ、ｏｏｉ％未満にするためにはコストの著し
い上昇を招くため下限を０．００１％とした。又、前述
したようにＣをＨｂ″′Ｃ″固定すろため、ＣＫ比列し
てＮｔ／）添加量が増し、その結果再結晶温度が高（な
るため、コスト上昇につながるので、Ｃの上限を０．０
０５％とした。

Ｓｉは、メッキ密着性に対して有害な元素であるため、
特に高度の加工性を要求される場合罠は添加しないをよ
うが良い。上限値はメッキ密着性によって規定されろ。

第４図はＳｉ添加量とメッキ密着性の関係を表わすグラ
フである。この第４図から衝撃曲げ試験の評点を４以上
とするためＫはＳｌの上限値を０．１０％とする必要が
ある。

Ｍｎは、本発明において深絞り性およびメッキ密着性に
は寄与せず、製讃作業として特罠添加しなくても良い。

通常の製鋼作業（Ｍｎ含有斌を低減するための特別な作
業を必要としない）で限られるＭｎ　ｆｆｌの下限から
、その下限を０．０６％とし、上限を材質劣化から防止
するため０．５０％とした。

しかし、後述する８％との関連で０．１８〜０．２５％
とすることがコスト上鏝も好ましい。

Ｓは、本発明の鋼では深絞り性やメッキ密着性に影梼を
与えないので、製鋼段階で容易に脱硫できる０、　００
１％を下限とした。又、８％が０．０２０％を越えると
Ｍｎが０．２５％でＭｎ／Ｓが１２．５以下となり、熱
延での脆化に起因する表面傷が増加するので上限を０．
０２０％とした。

５ＯＩＡｌは、脱ガス精錬後Ｈｂ、Ｔｉ＋Ｂを添加する
前ＶＣ，ｍ中Ｏを脱６２するために添加される。その結
果、それら添加元素の歩留りが一定となり、正確に添加
量を制御することが可能となる。下限を０．０１０％と
したのは、これ未満ではＮｂ　＋　’Ｉ’＋　＋Ｂの添
加量がばらつくためであり、上限を０．０６０％とした
のは、−これを超えるとＢＮよりもＡＩＨの微細な析出
物が出てきて再結晶温度が高くなるためである。

Ｎは、少ないほうが好ましい。その理由はＢ及びＴｉの
添加量が少なくてすみ、コスト的にも有利であるばかり
でなく、析出する窒化物も少なくなり、再結晶温度、粒
成長、表面欠陥など総ての点で好ましいからである。上
限値を０．００３５％としたのは、主として表面欠陥の
理由からであり、Ｎがこの値を超えるとＢ及びＴｉの必
要添加量が増し、その結果表面欠陥が増加するためであ
る。

０は、０．００５ｏ％を超えると鋼中介在物が増加する
ため、鋼板の加工性が低下し、さらにＮｂ。

Ｂ及びＴｉの添加量と材質の相関が乱れるために、これ
を上限とした。

Ｎｂは、Ｃｆ１Ｋよってその必要添加量が決められるが
、下限値の０．０１５％未潜ではＣの固定が不充分で深
絞り性の向上が望めない。その理由はＮを固定すべきＢ
、Ｔｉ、Ａノ等が添加されていても、少量のＮｂがＮと
結合するためと推定される。上限値の０．０３６％を超
えると再結晶温度が高くなる傾向が認められる。その理
由はＮｂＣＱ量が多くなるためで、Ｃが少ないとＢが添
加されていてもＮｂ　（Ｃ＋　Ｎ　）のようＫＮＫも結
び付きＮｂ　１７）析出物が増加するためと推定される
。

Ｂは、Ｎの限定理由で述べたことと同じで、上限値を０
．００３５％とした。その理由はＢがこの象を超えると
スラブの表面欠陥が増加し、鋼板の表面品質が悪くなる
からである。

Ｔｉは、コスト的に少ないほうが好ましいが、上限値を
０．０３０％としたのはＴｉｃが生成するのを防止する
ためである。Ｔｉが０．０３０％を超えるとＴｉＣが生
成しやす＜、鋼の再結晶温度が高くなる傾向がある。

Ｐは、本発明の場合、極低ｃ＃Ｈのメッキ密着性を改善
するために８を極的に添加含有させる。下限値はＱｕｔ
ｂｕｒｓｔ　　組織の抑制効果で規定される。第５図は
Ｐ添加量と合金相の量及びメッキ密着性との関係を表わ
す。この第５図からＰが０．０２％以下では合金相の異
常生長を抑制できないことがわかる、ＮｂやＴｉの単独
添加鋼では、Ｐを添加すると添加量とともにｒ値が低下
する傾向が認められるが、Ｎｂ添加鋼にＢまたはＢ　＋
　Ｔｉを添加すると、Ｐを多量に添加してもｒ値は殆ん
ど低下しない。

そこで、Ｐの上限値は合金化反応の不均一性によって規
定される。これは、鋼中にＰを多′！１ｋＫ添加すると
合金化時に焼けむらと呼ばれる合金化反応の不均一性を
生じるため、Ｐの上限値を０．１％とした。

次に、本発明の製造方法における各条件の限定理由を述
べる。

メッキ浴温を４６０°Ｃ以上と限定した理由は、実操業
面からの理由である。すなわち、ＣＧＬＫおけるメッキ
厚さの制御は現在ガスワイピング法により行われている
。これはメッキ後の鋼板表面にノズルから高圧のガスを
吹き付けることによって余剰のメッキを下方へ払い落と
す方法である。

この方法では、メッキ浴温か低い場合にはワイヒ。

ングを行う以前にメッキ層が凝固してしまい、メッキ厚
さの制御ができなくなるため、メッキ浴温の下限を４３
０°Ｃとした。又、５００°Ｃを上限とした理由は、鋼
中のＰによる０ｕｔｂｕｒｓｔ組織抑制効果が５００°
Ｃ以上では無くなるためである。すなわち、本発明の主
旨は下地鋼板の結晶粒界にＰを偏析させろことＫよって
結晶粒界におけろＦｅ原子の拡散を抑制するところＫあ
ることから、メッキ浴温を高めて拡散反応を活発に起こ
させろとＰの効果がなくなり、ＯｕｔｂｕｒｓｔＭｉ織
が生成してしまうことからメッキ密着性が低下する。こ
のような理由から、メッキ浴温の上限を５００°Ｃとし
た。

メッキ浴中１ｔ　　６度の限定理由も同様にメッキ密着
性からきている。すなわち、メッキ浴中のＭは鉄と亜鉛
の合金化度忘を抑制するために添加されている。従って
、Ａｌ濃度が０．０５％よりも低い場合には、鋼中にＰ
が添加されていても鉄−亜鉛合金相が多量に生成され、
メッキ密着性が低下することから、下限値を０．０５％
とした。

このように、本発明では鋼中へのＰの添加、メッキ浴温
、メッキ浴中Ａｌ濃度を複合規制することにより顕著な
効果が得られる。

〔実施例〕 以下本発明の実施例について説明する。

（１）実施例１： 第１表に示す鋼は転炉出鋼後、５０トンあるいは２５０
トンの脱ガス精錬設備で低Ｃおよび低Ｎ化を図り、鋼塊
またはＣＣ鋳片として製造されたものである。これらの
スラブを所定の方法で手入れ後、３．２ｍ厚さの熱延コ
イルとした。熱延条件は、加熱温度１１５０″Ｃ１仕上
出口温度９１０°Ｃ巻取温度７００°Ｃであった。次に
、このコイルを酸洗・冷圧し、０．７ｉｍ厚さの冷延コ
イルとし、ＮＯＦタイプの連続溶融亜鉛メツキライン（
ＣＧＬ）Ｋ通板した。

ＣＧＬＫおける主なメッキ条件は、焼鈍温度７５０〜７
８０″Ｃ１焼篤時間約６０秒、メッキ浴温４６５°Ｃ１
メツキ浴組成α１７％Ａｌ−０，２２％ｐｂであった。

尚、ここでｍＡ、Ｂ、Ｃは本発明鋼であり、刈り、Ｅ、
Ｆは比較遍である。

第２表は、第１表に示された６鋼の合金相の厚さおよび
メッキ密着性を示している。この第２表から明らかなよ
うに１本発明鋼の合金相の厚さは総て０．６μ以下であ
り、比較鋼と比べて合金相の発達が抑制されていること
がわかる。更に、メッキ密着性をみると１８０°密着曲
げのように比較的厳しくない条件では差異は殆んど現わ
れないが、デュポン衝撃試験のように衝撃的に加工され
る場合にはメッキ密着性に及＋１す合金相厚さの影響が
明瞭に現われている。

第６表は、第１表に示された各鋼の側斜特性値を示して
いる。この第６表から本発明鋼は優ｎた深絞り性（７値
が１．８以上）を有していることが明らかである。

（２）実施間２： 第１表に示した鋼種の内、鋼Ａ、Ｂ及び嘲り。

Ｅの冷延板を使用し、実験室的に溶融亜鉛メッキを行な
い、メッキ密着性に及ぼすメッキ浴温及び浴中Ａｌｌの
影響を調査した。尚、主なメッキ条件は焼鈍温度７５０
″Ｃ１焼鈍時間３０秒であり、炉内雰囲気は２５％Ｈ，
−Ｎ、　Ｂａｌであった。

第６図にメッキ密着性とメッキ浴温の関係を、又第７図
にメッキ密着性と浴中Ａｊｉの関係をそれぞれ示す。こ
れらの第６．７図から明らかなように１メッキ密着性は
本発明の製造方法で限定する４６０°Ｃくメッキ浴温く
５００°Ｃ１及び浴中人ｌ量α０５％以上において優れ
た値を示している。

。　順 々　〜 〔発明の効果〕 以上説明した実施例の効果からも明らかなように、本発
明によれば極低Ｃ系漠種の成分組成の改善と、製造方法
においてメッキ浴温度および浴中人ｌ　ｆｆｉをそれぞ
れ規制することにより、溶融亜鉛メッキ鋼板のメッキ密
着性に悪影響を与える０ｕ−ｔｂｕｒｓ　ｔ　ｉｉ［ｌ
織の発生を抑制し、これにより従来のものより深絞り性
なかんずく加工度の高い場合にも充分耐えることのでき
るメッキ密着性を有する溶融亜鉛メッキ鋼板を得ること
を可能ならしめる。

【図面の簡単な説明】

第１図は鋼中固溶Ｃｆｆ１と、メッキ鋼板のメッキ層−
鋼板界面に生成した鉄−亜鉛系合金相の発達状況との関
係を示す走査型電子顕微鏡写真である。 第２図は鉄−亜鉛系合金相の厚さとメッキ密着性との関
係を示すグラフである。第６図（ａ）　（ｂ）　（ｃ）
はメッキ鋼板の鉄−亜鉛系合金相及び下地圀板組識を示
す走査型電子顕微鏡Ｔ真であり、（ａ）はη相（亜鉛相
）を希塩酸で溶解した後の鉄−ＴｊＪ鉛合金４［を示し
、（ｂ）は前記（ａ）のサンプルの合金相を更に希塩酸
で溶解除去し、硝酸アルコールで下Ｊｌｈ　ｅｔ板の結
晶粒界を示し、（Ｃ）は前記（ａ）と（ｂ）の写真を重
ね焼きした写真である。第４図はメッキ密着性とＳｉ　
　添加量との関係を示すグラフである。第５図はＰ添加
量と合金相の景及びメッキ密着性との関係を示すグラフ
である。第６図はメッキ密着性とメッキ浴温の関係を示
すグラフである。第７図はメッキ密着性と浴中人１ｇＣ
との関係を示すグラフである。 代理人　弁理士　　木　村　三　朗 第１区 ＣＧＬ？叶イフキ イフル固名Ｃ憂 第５図 健中ｐｔ　　（％） 第６図　　　　　　第７図 １、ｖ’ｒ５６＋１！ＬＺ’Ａ”？ＡＩ−４ｆｉ−手続
補正書（方式） ％式％ １　事件の表示 特願昭５９−１８２５８２ ２、発明の名称 メッキ密着性の優れた深絞り用亜鉛メッキ鋼板およびそ
の製造方法 ３、補正をする者 事件との関係　　特許出願人 名称　　（４１２）日本１１Ｉ宮株式会社４、代　理　
人 〒１０５　東京都港区虎ノ門−丁目２１番１９号（発送
口　昭和６０年１月２９日） ６、補正の対象 明細書の発明の詳細な説明の欄及び図面の簡単な説明の
各欄 ７、７ＩＧ正の内容 】　明細書第６頁第６行目の「・・・鉄−亜沿系合金相
の」の次に「金属組織の」を加入する。 ２　明細書第２２頁下がら８行目の「・鉄−亜沿系合金
相の」の次に「金属組織の」を加入する。 以上

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）Ｃ：０．００１〜０．００５％、Ｓｉ：０．１０
   ％以下、Ｍｎ：０．０６〜０．５０％、Ｐ：０．０２〜
   ０．１％、Ｓ：０．００１〜０．０２０％、Ｓｏｌ．Ａ
   ｌ：０．０１〜０．０６％、Ｎ：０．００３５％以下、
   Ｏ：０．００５０％以下、Ｎｂ：０．０１５〜０．０３
   ６％、更にＢ：０．００３５％以下、Ｔｉ：０．０３０
   ％以下の１種又は２種を含有し、残りがＦｅ及び不可避
   不純物からなるＡｌキルド鋼であることを特徴とするメ
   ッキ密着性の優れた深絞り用亜鉛メッキ鋼板。
2. （２）Ｃ：０．００１〜０．００５％、Ｓｉ：０．１０
   ％以下、Ｍｎ：０．０６〜０．５０％、Ｐ：０．０２〜
   ０．１％、Ｓ：０．００１〜０．０２０％、Ｓｏｌ．Ａ
   ｌ：０．０１〜０．０６％、Ｎ：０．００３５％以下、
   Ｏ：０．００５０％以下、Ｎｂ：０．０１５〜０．０３
   ５％、更にＢ：０．００３５％以下、Ｔｉ：０．０３０
   ％以下の１種又は２種を含有し、残りがＦｅ及び不可避
   不純物からなるＡｌキルド鋼を、メッキ浴温を４３０〜
   ５００℃、メッキ浴中Ａｌ濃度を０．０５％以上とする
   ことを特徴とするメッキ密着性の優れた深絞り用亜鉛メ
   ッキ鋼板の製造方法。