WO1995001462A1

WO1995001462A1 - Tole d'acier ayant une excellente aptitude au moulage-pressage et etant revetue d'un alliage de fer et de zinc allies par immersion a chaud, et son procede de fabrication

Info

Publication number: WO1995001462A1
Application number: PCT/JP1994/001052
Authority: WO
Inventors: Michitaka Sakurai; Kenji Tahara; Junichi Inagaki; Toyofumi Watanabe
Original assignee: Nkk Corporation
Priority date: 1993-06-30
Filing date: 1994-06-29
Publication date: 1995-01-12
Also published as: DE69433414T2; DE69435062D1; EP0882810A2; EP0882810B1; EP0657561A1; EP1323843A2; DE69435062T2; EP0657561A4; EP1338669A2; EP0882810A3; US5629099A; EP1338669B1; DE69418437T2; EP1323843A3; EP1338669A3; KR100188044B1; KR950703071A; DE69418437D1; DE69433414D1; EP0657561B1

Description

明細書発明の名称プレス成形性に優れた合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板およびその製造方法技術分野この発明は、プレス成形性に優れた合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板およびその製造方法に関するものである。背景技術自動車車体、家庭電化製品および家具等の外板として、従来、合金化処理鉄-亜鉛合金溶融メッキ鋼板および亜鉛系電気メツキ鋼板が使用されていた。しかしながら、近年では、下記理由により、亜鉛系電気メツキ鋼板よりもむしろ、合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板の使用が着目されている：

(1) 自動車車体用鋼板等のように、塗装後の優れた仕上り外観性および優れた耐食性が要求される鋼板として、通常、その表面粗さが調節された冷延鋼板に、亜鉛電気メツキ処理を施すことによつて製造された、比較的少ないメツキ量を有する亜鉛系電気メツキ鋼板が使用されている；

(2) しかしながら、この種の自動車車体用鋼板には、更に優れた耐食性が要求される；

(3) 上述した亜鉛系電気メツキ鋼板に、更に優れた耐食性を付与するためには、そのメツキ量を増加する必要があり、このようにメツキ量を増加すると、亜鉛系電気メツキ鋼板の製造コストの高騰を招く；そして、

(4) 一方、合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ鋼板は、電着塗装性、溶接性および耐食性に優れており、しかも、そのメツキ量を、比較的安価に増加することができる。しかしながら、上述した従来の合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メッキ鋼板においては、熱拡散による合金化処理が行われるために、メツキ量が多くなるに従って、合金化処理鉄—亜鉛合金溶融メツキ層の表面部分と内側部分との間の鉄含有量における差が大きくなる。即ち、合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ層と鋼板との間の界面には、鉄含有量が高い Γ相が生成され易く、一方、合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メッキ層の表面部分には、鉄含有量が低い ^相が生成され易い。 Γ相は、 f 相に比して、脆い。このような Γ相からなる組織および ^相からなる組織を有する合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ層においては、 Γ相の量が多いと、プレス成形時に、脆い Γ相が破壊され、その結果、メツキ層が粉状に剝離し、かくして、バウダリング現象が発生する。一方、 Γ相が合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メッキ層の表面部分に存在すると、 ^相は比較的低い融点を有しているために、プレス成形時に、 ^相の組織が金型に付着して、摺動抵抗が大きくなり、その結果、型かじりやプレス割れが発生するという問題がある。更に、上述した従来の合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板、特に、そのメツキ量が大きい合金化処理鉄—亜鉛合金溶融メツキ鋼板においては、亜鉛溶融メツキ処理前の鋼板の表面粗さを調整することによって、合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板の塗装後鮮映性を向上するという効果を期待することができない。そこで、合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板のプレス成形性および Zまたは塗装後鮮映性を向上するための様々な方法が提案されている。日本特許公開公報 Να 4-358は、合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メッキ鋼板の表面上に各種の高粘度の防锖油または固体潤滑剤を塗布することによって、合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板のプレス成形性を向上するための方法を開示している（以下、 "先行技術 1 " という）。日本特許公開公報 Not 1 -31 9 , 661は、比較的高い硬度を有するメッキ層、例えば、鉄族金属系の合金メッキ層を、合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ鋼板のメツキ層の上に形成することによって、合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板のプレス成形性を向上するための方法を開示しており、日本特許公開公報 Να 3- 243 , 755は、有機樹脂被膜を、合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板のメツキ層の上に形成することによって、合金化処理鉄—亜鉛合金溶融メツキ鋼板のプレス成形性を向上するための方法を開示しており、そして、日本特許公開公報 Not 2- 1 90 , 483は、酸化物被膜を、合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ鋼板のメツキ層の上に形成することによって、合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板のプレス成形性を向上するための方法を開示している（このように、合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板のメツキ層の上に、別の層または別の被膜を形成することによって、合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板のプレス成形性を向上するための方法を、以下、 "先行技術 2 " という）。日本特許公開公報 Να 2- 274. 859は、レーザ一ビームによって表面にダル仕上げ加工が施されたロール、即ち、レーザーダルロールを使用して、合金化溶融亜鉛メツキ鋼板に調質圧延処理を施して、その表面粗さを調整することによって、合金化処理鉄一亜鉛合金.溶融メッキ鋼板のプレス成形性および塗装後鲜映性を向上するための方法を開示している（以下、 "先行技術 3 " という）。日本特許公開公報 Noi 2-57, 670 は、連続溶融亜鉛メッキラインの焼鈍工程において、鋼板の表面に形成される酸化物被膜の量を抑制することによって、鋼板に、中心線平均粗さ（Ra)が 1, 0 以下である表面粗さを付与し、そして、合金化溶融亜鉛メツキ層に、 250 以上のピークカウント（PPI) (カツトオフ値： 1·25ΛΠ) を有する表面粗さを付与することによって、合金化溶融亜鉛メツキ鋼板のプレス成形性を向上するための方法を開示している（以下、 "先行技術 4 " という）。日本特許公開公報 Not 2-175, 007、日本特許公開公報 Na 2-185, 959 、日本特許公開公報 Να 2-225， 652および日本特許公開公報 Να 4-285 , 149は、メツキ原板として、中心線平均粗さ（Ra)、ろ波中心線うねり（Wca) 、ピークカウント（PPI) 等の表面粗さが調整された鋼板を使用し、そして、特定のロールを用いて冷間圧延処理が施された鋼板に、合金化溶融亜鉛めつき処理を施すか、または、合金化溶融亜鉛めつき処理を施した後、特定のロールを使用して調質圧延処理を施すことによって、合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ鋼板の塗装後鲜映性を向上するための方法を開示している（以下、 "先行技術

5 " という）。日本特許公開公報 Να 2-274, 860は、レーザ一ダルロールによって、冷延鋼板の表面上に、所定の表面粗さを有する多数の微細な凹部 _ _ζ _

を形成することによって、合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板のプレス成形性を向上するための方法を開示している（以下、 "先行技術 6 " という）。日本特許公開公報 Not 2- 225. 652は、冷延鋼板の表面上に、 10から 500 の範囲内の多数の微細な凹部を形成し、特に、メツキ層の合金化処理時に、 10から 1 00 の範囲内の波長域を有し、且つ、 10 程度の深さを有する多数の凹部をメツキ層の表面上に形成することによって、合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板のプレス成形性を向するための方法を開示している（以下、 "先行技術 7 " という

) o しかしながら、先行技術 1 は、以下のような問題を有している。即ち、合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板の表面上に塗布された各種の高粘度の防錡油または固体潤滑剤を除去することが容易ではなく、このような防靖油ゃ固体潤滑剤の除去を容易にするための脱脂剤として、有機溶剤の使用を余儀無くされ、その結果、プレス作業場の環境が悪化する。

先行技術 2は、コスト高になる上、作業性や生産性が悪いといつた問題を有している。先行技術 3は、以下のような問題を有している：

(a) 鋼板の表面上の合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ層に形成された多数の微細な凹部の各々の面積が 500 から 1 0， 000 ² と比較的大きいために、上記凹部に溜まったプレス油を保持し難く、プレス油が凹部から流出しやすい。従って、プレス成形工程における鋼板搬送時に、プレス油が凹部から流れ出して、プレス成形性が低下する。

(b) 上述した多数の微細な凹部のうちの隣接する 2つの凹部間の距離が 50から 300 と比較的大きいので、凹部に溜まったプレス油の保持によるプレス成形性の向上に限界がある。即ち、たとえ、凹部内にプレス油が保持されていても、隣接する 2つの凹部間の平坦部が長いために、プレス成形時に金型が平坦部を通過する間に油切れが生じ、急激な摩擦係数の上昇によるミクロ的な焼き付きが発生して、型かじりやプレス割れが生じる。

(c) 多数の微細な凹部のうちの隣接する 2つの凹部間の钜離が上述したように大きい、塗装後鲜映性を低下させる、所謂、うねり成分が合金化溶融亜鉛メツキ鋼板のメツキ層の表面上に残り、その結果、塗装後鲜映性が低下する。

(d) 合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ鋼板を製造後、レーザーダルロールを使用して、合金化処理鉄—亜鉛合金溶融メツキ鋼板に調質圧延処理を施して、合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ層の表面上に上述した形状および寸法の多数の凹部を形成すると、調質圧延処理時に、合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ層が、大きな変形を受けるので、メツキ層が剝離しゃすい。

(e) レーザービームによってロールの表面にダル仕上げ加工を施すには、多額のコストがかかり、しかも、ロールの表面上に形成された多数の凹部の損耗が激しいので、ロールを頻繁に交換する必要がある。先行技術 4 は、以下のような問題を有している：

(a) 中心線平均粗さ（Ra)が 1 . 0 ^以下の表面粗さを有する鋼板をメツキ原板として使用する場合には、鋼板が、亜鉛溶融メツキ浴中のロールと密接に接触する面積が大きいために、ドロスが鋼板の表面上に付着し易く、かくして、ドロスの鋼板の表面上への付着に起因するメツキ鋼板の欠陥を防止することができない。一方、ダル口ールを用いて調質圧延が施された鋼板を使用する場合には、鋼板が溶融亜鉛メツキ浴中のロールと密接に接触する面積が小さいために、ドロスは、鋼板の表面上に圧着されず、ドロスは、ガスワイピング時に亜鉛溶融メツキ浴中に吹き戻される。そのため、ドロスに起因するメツキ鋼板の欠陥は生じない。

(b) 先行技術 4 は、合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ層の合金化処理時に、メツキ層自体の合金化反応によって、高いピークカウント（PP I ) を合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ層に付与するものである。しかしながら、ただ単にピークカウント（PP I ) が高いだけでは、自己潤滑性が不十分である上に、メツキ層の表面上に保持されるプレス油の量が少なく、その結果、プレス成形時に、金型が合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ層の表面を通過する間に油切れが生じ、急激な摩擦係数の上昇によるミクロ的な焼付けが発生し、型かじりやプレス割れが生じる。

(c) 先行技術 4の合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メッキ鋼板においては、合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ層 1 mm² 当りの多数の微細な凹部の数は十分であるが、相対負荷長さ t p ( 2 //m ) に関して全く考慮されていないので、合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板に優れた塗装後鲜映性を付与することができない。先行技術 5から 7は、次のような問題を有している：

(a) 先行技術 5 におけるように、メツキ原板として、中心線平均粗さ（Ra)、ろ波中心線うねり（Wca) 、ピークカウント（PP I ) 等の表面粗さが調整された鋼板や、特定のロールを使用して冷間圧延処现が施された鋼板を使用しても、必ずしも塗装後鲜映性が良好にはならない。

(b) 冷間圧延処理を、ブライトロールまたはレーザービームによ - -

る仕上げ加工が施されたロールを使用して行った場合には、冷間圧延時におけるロールの損傷が激しいために、ロール寿命が短くなる。従って、良好な塗装後鲜映性およびプレス成形性を得るためには、ロールの交換を頻繁に行うことが必要になり、生産性の著しい低下を招く。

(C) 鋼板に、亜鉛溶融メツキ処理およびこれに続く合金化処理を施した後、先行技術 5に開示されているような特定のロールを使用して調質圧延処理を施しても、必ずしも塗装後鲜映性が良好にはならない。

(d) 調質圧延処理を、ブライトロールまたはレーザービーム加工が施されたロールを使用して行った場合には、調質圧延時におけるロールの損傷が激しいために、ロール寿命が短い。従って、良好な塗装後鮮映性およびプレス成形性を得るためには、ロールの交換を頻繁に行うことが必要になり、生産性の著しい低下を招く。

(e) 先行技術 5 に開示されている方法に従って、合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板を製造した場合には、そのプレス成形性が劣化する。

(f) 先行技術 7におけるように、冷延鋼板の表面上に多数の微細な凹部を形成することからなる方法の場合には、合金化処理条件によって、多数の微細な凹部が形成されない場合があり、また、多数の微細な凹部が形成された場合でも、凹部に溜まったプレス油の保持性が悪い。その結果、合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板の搬送時に凹部からプレス油が流出しやすい。従って、潤滑効果が不足するため、型かじりやプレス割れ等が生じやすくなる。

(S) 先行技術 6におけるように、冷延鋼板に、亜鉛溶融メツキ処理およびこれに続く合金化処理を施した後、レーザーダルロールによって調質圧延処理を施して、合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ鋼板の表面上に多数の微細な凹部を形成すると、調質圧延時に合金化処理鉄—亜鉛合金溶融メツキ層が著しく損傷して剝離しゃすく、耐パウダリング性が劣化する。

( ) レーザ一ダルロールによって冷延鋼板の表面上に形成される多数の微細な凹部の各々は、比較的大きい。従って、凹部に溜まつたプレス油の保持性が悪く、プレス成形工程における合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板の搬送時に凹部からプレス油が流れ落ちて潤滑効果が不足し、その結果、型かじりやプレス割れが生じやすくなる；

(i) レーザ一ダルロールによつて冷延鋼板の表面に形成された多数の微細な凹部のうちの隣接する凹部間の距離が比較的大きい。従つて、凹部にプレス油を保持させることによって、プレス成形性を向上させるという効果に限界がある。即ち、たとえ、凹部内にブレス油が保持されても、隣接する 2つの凹部間の平坦部が長いために、プレス成形時に金型が平坦部を通過する間に油切れが生じ、潤滑性が不足する。従って、型かじりやプレス割れが生じやすい。このようなことから、（1)先行技術 1 から 4が包蔵する問題を解決することができる、プレス成形性に優れた合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板、（2)先行技術 3および 4が包蔵する問題を解決することができる、プレス成形性および塗装後鮮映性に優れた合金化処理鉄ー亜鉛合金溶融メツキ鋼板、ならびに、（3)先行技術 5から 7が包蔵する問題を解決することができる、プレス成形性に優れた合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板を製造するための方法の開発が強く望まれているが、かかる合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板およびその製造方法は、まだ提案されていない。従って、この発明の第 1 目的は、先行技術 1 から 4が包蔵する上述した問題を解決することができる、プレス成形性に優れた合金化処理鉄—亜鉛合金溶融メツキ鋼板を提供することにある。この発明の第 2 目的は、先行技術 3および 4が包蔵する上述した問題を解決することができる、プレス成形性および塗装後鲜映性に優れた合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板を提供することにあ

この発明の第 3 目的は、先行技術 5から 7が包蔵する上述した問題を解決することができる、プレス成形性に優れた合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板を製造するための方法を提供することにある。発明の開示この発明の第 1 目的に従って、下記からなる、プレス成形性に優れた合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ鋼板であって：

鋼板；および、

前記鋼板の少なくとも 1 つの表面上に形成された合金化処理鉄 - 亜鉛合金溶融メツキ層、前記合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ層は、その表面上に、多数の微細な凹部を有している；

下記を特徴とする合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メッキ鋼板が提供される：

前記多数の微細な凹部のうちの、 2 ΛΠ以上の深さを有する微細な凹部の数は、前記合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ層 1 IM ² 当り

、 200 から 8, 200 個の範囲内であり；そして、

前記合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ層中の前記多数の微細な凹部の、単位面積当りの開口面積の合計は、 1 0から 70 %の範囲内である (以下、 "第 1 発明" という）。この発明の第 2 目的に従って、下記からなる、プレス成形性および塗装後鮮映性に優れた合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メッキ鋼板であつこ：

鋼板；および、

前記鋼板の少なくとも 1 つの表面上に形成された合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ層、前記合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ層は、その表面上に、多数の微細な凹部を有している；

前記多数の微細な凹部のうちの、 2 m以上の深さを有する微細な凹部の数は、前記合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ層 1 mm ² 当り、 200 から 8, 200 個の範囲内であり；そして、

2 以上の深さを有する前記微細な凹部は、更に、下記条件を満たしている：

断面曲線の所定長さにおいて、前記断面曲線を、平均線に平行で、且つ、最高山頂から 2 ^1だけ下方に位置する直線によって切断することによって得られた、前記断面曲線に対応する前記合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ層の切断部分の合計長さの、前記断面曲線の前記所定長さに対する百分率で表した相対負荷長さ t _P ( 2 m ) が 30から 90 %の範囲内である

(以下、 "第 2発明" という）。この発明の第 3 目的に従って、下記ステップからなる、プレス成形性に優れた合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ鋼板を製造するための方法であって：

熱延鋼板に冷間圧延処理を施して、冷延鋼板を調製し；前記冷延鋼板を、亜鉛、アルミニウムおよび不可避的不純物からなる化学成分組成を有する亜鉛溶融メツキ浴中を通過させて、前記冷延鋼板に亜鉛溶融メツキ処理を施し、もって、前記冷延鋼板の少なくとも 1 つの表面上に、亜鉛溶融メツキ層を形成し；

その表面上に前記亜鉛溶融メツキ層がこのように形成された前記冷延鋼板に、所定の温度で、合金化処理を施し、もって、前記冷延鋼板の前記少なくとも 1 つの表面上に、合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ層を形成し、前記合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ層は、多数の微細な凹部を有しており；そして、次いで、

前記多数の微細な凹部を有する前記合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ層が、その表面上にこのように形成された前記冷延鋼板に調質圧延処理を施し、かくして、プレス成形性に優れた合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板を製造する；

下記を特徴とする方法が提供される：

前記亜鉛溶融メツキ浴中の前記アルミニウムの含有量を、 0. 05から 0. 30wt . %の範囲内に限定し；

前記亜鉛溶融メツキ処理において、鉄一アルミニウム合金層が形成されるところの初期反応が生じる温度領域を、 500から 600 の範囲内に限定し；そして、

前記合金化処理における前記所定の温度を、 480 から 600 での範囲内に限定する

(以下、 "第 3発明" という）。この発明の第 3 目的に従って、下記ステップからなる、プレス成形性に優れた合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ鋼板を製造するための方法であって：

熱延鋼板に冷間圧延処理を施して、冷延鋼板を調製し；前記冷延鐧扳を、亜鉛、アルミニウムおよび不可避的不純物からなる化学成分組成を有する亜鉛溶融メツキ浴中を通過させて、前記冷延鋼板に亜鉛溶融メツキ処理を施し、もって、前記冷延鋼板の少なくとも 1 つの表面上に、亜鉛溶融メツキ層を形成し；

前記多数の微細な凹部を有する前記合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ層が、その表面上にこのように形成された前記冷延鋼板に調質圧延処理を施し、かくして、プレス成形性に優れた合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メッキ鋼板を製造する；

下記を特徴とする方法が提供される：

前記冷延鋼板として、炭素、窒素およびボロンからなる群から選んだ少なくとも 1 つの成分が、 1 から 20 p pm の範囲内の量で固溶している鋼板を使用し：

前記亜鉛溶融メツキ浴中の前記アルミ二ゥムの含有量を、 0. 05から 0. 30w t . %の範囲内に限定し；そして、

(以下、 "第 4発明" という）。この発明の第 3 目的に従って、下記ステップからなる、プレス成形性に優れた合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板を製造するための方法であって：

その表面上に前記亜鉛溶融メツキ層がこのように形成された前記冷延鋼板に、所定の温度で、合金化処理を施し、もって、前記冷延鋼板の前記少なくとも 1 つの表面上に、合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ層を形成し、前記合金化処理鉄ー亜錯合金溶融メツキ層は、多数の微細な凹部を有しており；そして、次いで、

下記を特徴とする方法が提供される：

前記亜鉛溶融メツキ浴中の前記アルミニウムの含有量を、 0.10から 0.25wt. の範囲内に限定し；そして、

前記合金化処理を、下式を満たす温度 T ( ）で行う：

440 + 400 X [Al wt.¾] ≤ T ≤ 500 + 400 X [Al wt.¾]

但し、 [Al wt.¾] は、前記亜鉛溶融メツキ浴中のアルミ二ゥム含有量

(以下、 "第 5発明" という）。上述した第 3から第 5発明の方法によれば、プレス成形性に優れた第 1 発明の合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板を製造することができる。第 3から第 5発明の方法においては、前記冷間圧延処理を、冷間圧延機の少なくとも最終ロールス夕ンドにおいて、中心線平均粗さ (Ra)が 0.1から 0.8 ^の範囲内であり、そして、前記冷間圧延処理後の前記冷延鋼板の断面曲線をフーリエ変換して得られる、 100から 2, 000 の範囲内の波長域におけるパワースぺクトルの積分値が、 200 ^ii ³ 以下となるように表面形状が調整されたロールを使用して行うことが望ましい。この特徵を有する第 3から第 5発明の方法によれば、プレス成形性および塗装後鲜映性に優れた第 2発明の合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メッキ鋼板を製造することができる。また、第 3から第 5発明の方法においては、前記冷間圧延処理を、冷間圧延機の少なくとも最終ロールス夕ンドにおいて、中心線平均粗さ（Ra)が 0. 1から 0. 8 の範囲内であり、そして、前記冷間圧延処理後の前記冷延鋼板の断面曲線をフーリエ変換して得られる、

1 00から 2, 000 の範囲内の波長域におけるバワースぺクトルの積分値が、 500/ΛΤΙ ³ 以下となるように表面形状が調整されたロールを使用して行い；そして、前記調質圧延処理を、中心線平均粗さ（Ra) が 0. 5 以下であり、そして、前記調質圧延処理後の前記合金化処理鉄ー亜鉛合金溶融メツキ鋼板の断面曲線をフーリェ変換して得られる、 1 00から 2. 000 の範囲内の波長域におけるパワースぺクトルの積分値が、 200 ³ 以下となるように表面形状が調整された口ールを使用して、 0. 3 から 5. 0 %の範囲内の伸長率で行うことが更に望ましい。この特徴を有する第 3から第 5発明の方法によれば、プレス成形性に優れ、そして、塗装後鮮映性に更に優れた第 2発明の合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板を製造することができる

図面の簡単な説明第 1 図は、第 1 発明の第 2実施態様の合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ鋼板に対応する、カツトオフ値が 0. 8mm の粗さ曲線のプロフィルを示す概略図である；第 2図は、第 1 発明の第 2実施態様の合金化処理鉄-亜鉛合金溶融メツキ鋼板の概略縦断面図である；

第 3図は、第 2発明の第 1 実施態様の合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メッキ鋼板に対応する断面曲線のプロフィルを示す概略図である第 4図は、第 2発明の第 2実施態様の合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ鋼板に対応する断面曲線のプロフィルを示す概略図である第 5図は、合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ鋼板を製造するための従来の亜鉛溶融メツキ処理において、鉄一アルミニウム合金層が形成されるところの初期反応を示す概略図である；

第 6図は、合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メッキ鋼板を製造するための従来の合金化処理において、鉄—アルミニゥム合金層の上に形成された、 ^層からなる柱状結晶を示す概略図である；

第 7図は、合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板を製造するための従来の合金化処理において形成された、鉄一亜鉛合金からなるァゥトバースト組織を示す概略図である；

第 8図は、合金化処理鉄-亜鉛合金溶融メツキ鋼板を製造するための従来の合金化処理において、鉄一亜鉛合金からなるァゥトバースト組織の成長によって形成された鉄一亜鉛合金層を示す概略図である；

第 9図は、合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メッキ鋼板を製造するための第 3発明の方法による亜鉛溶融メツキ処理において、鉄一アルミニゥム合金層が形成されるところの初期反応を示す概略図である第 10図は、合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板を製造するための第 3発明の方法による合金化処理において、鉄一アルミニウム合金層の上に形成された、 ^相からなる柱状結晶を示す概略図である；

第 1 1図は、合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ鋼板を製造するための第 3発明の方法による合金化処理において形成された、鉄一亜鉛合金からなるァゥトバースト組織を示す概略図である；

第 12図は、合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板を製造するための第 3発明の方法による合金化処理において形成された、微細な凹部の 1 つを示す概略図である；

第 1 3図は、合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板を製造するための第 4発明の方法による亜鉛溶融メッキ処理において、鉄一アルミニゥム合金層が形成されるところの初期反応を示す概略図である第 1 4図は、合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ鋼板を製造するための第 4発明の方法による合金化処理において、鉄—アルミニウム合金層の上に形成された、相からなる柱状結晶を示す概略図である；

第 15図は、合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板を製造するための第 4発明の方法による合金化処理において形成された、鉄—亜鉛合金からなるァゥトバースト組織を示す概略図である；

第 16図は、合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板を製造するための第 4発明の方法による合金化処理において形成された、微細な凹部の 1 つを示す概略図である；

第 1 7図は、合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ鋼板の塗装後鲜映性評価値（以下、 "NS I C値" という）と、その中心線平均粗さ（Ra) およびろ波中心線うねり（Wca) との間の関係を示すグラフである；第 1 8図は、合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ鋼板の表面形状の波長を.解折する際に、 3次元表面粗さ計によって採取した 21本の断面曲線のプロフィルを示す概略図である；

第 1 9図は、波長解析によって得られた、合金化処理鉄 -亜鉛合金 - -

溶融メツキ鋼板のパワースぺクトルにおける、その表面形状の波長と、そのパワーとの間の関係を示すグラフである；

第 20図は、合金化処理鉄-亜鉛合金溶融メツキ鋼板の NS I C値およびある波長域におけるその表面形状のパワースぺクトル間の相関係数と、合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板の表面形状の波長との間の関係を示すグラフである；

第 21図は、冷間圧延機の少なくとも最終ロールスタンドにおいて、中心線平均粗さ（Ra)が 0. 1から 0. 8 の範囲内であり、そして、冷間圧延処理後の冷延鋼板の断面曲線をフーリエ変換して得られる、 1 00から 2, 000 の範囲内の波長域におけるパワースぺクトルの積分値が、 200 m ³ 以下となるように表面形状が調整されたロールを用いて冷間圧延処理が施された冷延鋼板、および、上記冷延鋼板を使用して、異なる条件下で製造された合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板の各々の表面形状の波長と、そのパワーとの間の関係を示すグラフである：

第 22図は、冷間圧延機の少なくとも最終ロールスタンドにおいて、中心線平均粗さ（Ra)が 0. 1から 0. 8 / mの範囲内であり.、そして、冷間圧延処理後の冷延鋼板の断面曲線をフーリエ変換して得られる、 1 00から 2. 000 ^の範囲内の波長域におけるパワースぺクトルの積分値が、 500^ ³ 以下となるように表面形状が調整されたロールを用いて冷間圧延処理が施された冷延鋼板、および、上記冷延鐧板を使用して、異なる条件下で製造された合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板の各々の表面形状の波長と、そのパワーとの間の関係を示すグラフである；

第 23図は、通常の調質圧延ロールを使用した従来の調質圧延処理を含む従来の製造方法によって製造された合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ鋼板において、調質圧延処理によるメツキ鋼板の伸張率と、冷延鋼板の 1 00 から 2, 000 の範囲内の波長域におけるパワースぺクトルの積分値との間の関係を示すグラフである；

第 24図は、特別な調質圧延ロールを使用した調質圧延処理を含む第 3から第 5発明の方法によって製造された合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板において、調質圧延処理によるメツキ鋼板の伸張率と、冷延鋼板の 1 00 から 2, 000 の範囲内の波長域におけるパヮ —スぺクトルの積分値との間の関係を示すグラフである；

第 25図は、合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板の 100 から 2, 000 の範囲内の波長域におけるパワースぺクトルの積分値と、その NS I C値との間の関係を示すグラフである；

第 26図は、冷延鋼板および合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板の各々の、 1 00 から 2, 000 inの範囲内の波長域におけるパワースぺクトルの積分値と、調質圧延処理によるメッキ鋼板の伸張率との間の関係を示すグラフである：

第 27図は、第 5発明の方法による合金化処理における合金化処理温度と、亜鉛溶融メツキ浴中のアルミニウム含有量との間の関係を示すグラフである；

第 28図は、第 1 発明の第 1 実施態様の合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ鋼板の表面組織の走査型電子顕微鏡写真である；

第 29図は、従来の合金化処理鉄-亜鉛合金溶融メツキ鋼板の表面組織の走査型電子顕微鏡写真である；

第 30図は、プレス成形性を評価するために使用された摩擦係数測定装置を示す概略正面図である；

第 31図は、耐バウダリング性を評価するために使用されたドロービード試験機を示す概略正面図である；そして、

第 32図は、第 31図に示したドロービード試験機の一部を示す拡大概略正面図である。発明を実施するための最良の形態我々は、上述した観点から、（1)先行技術 1 から 4が包蔵する問題を解決することができる、プレス成形性に優れた合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板、（2)先行技術 3および 4が包蔵する問題を解決することができる、プレス成形性および塗装後鲜映性に優れた合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ鋼板、ならびに、（3)先行技術 5から 7が包蔵する問題を解決することができる、プレス成形性に優れた合金化処理鉄-亜鉛合金溶融メツキ鋼板を製造するための方法を開発すべく、鋭意研究を重ねた。その結果、我々は、下記からなる、プレス成形性に優れた合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ鋼板：鋼板；および、前記鋼板の少なくとも 1 つの表面上に形成された合金化処理鉄—亜鉛合金溶融メッキ層、前記合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ層は、その表面上に、多数の微細な凹部を有している；

に関して、次の知見を得た：

(a) 前記多数の微細な凹部のうちの、 2 以上の深さを有する微細な凹部の数を、前記合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ層 1 mm ² 当り、 200 から 8, 200 個の範囲内に限定し；そして、前記合金化処理鉄ー亜鉛合金溶融メツキ層中の 2 以上の深さを有する微細な凹部の、単位面積当りの開口面積の合計を、前記単位面積の 10から 70 %の範囲内に限定することによって、先行技術 1 から 4が包蔵する問題を解決することができる、プレス成形性に優れた合金化処理鉄 —亜鉛合金溶融メッキ鋼板を提供することができる。

(b) 前記多数の微細な凹部のうちの、 2 以上の深さを有する微細な凹部の数を、前記合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ層 1 mm ² 当り、 200 から 8 , 200 個の範囲内に限定し；そして、 2 以上の深さを有する前記微細な凹部に、更に、断面曲線の所定長さにおいて -

、前記断面曲線を、平均線に平行で、且つ、最高山頂からだけ下方に位置する直線によって切断することによって得られた、前記断面曲線に対応する前記合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ層の切断部分の合計長さの、前記断面曲線の前記所定長さに対する百分率で表した相対負荷長さ t _P ( 2 fm ) が 30から 90 %の範囲内であるという条件を満足させることによって、先行技術 3および 4が包蔵する問題を解決することができる、プレス成形性および塗装後鲜映性に優れた合金化処理鉄—亜鉛合金溶融メッキ鋼板を提供することができる。更に、我々は、下記ステップからなる、合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板を製造するための方法：熱延鋼板に冷間圧延処理を施して、冷延鋼板を調製し；前記冷延鋼板を、亜鉛、アルミニウムおよび不可避的不純物からなる化学成分組成を有する亜鉛溶融メッキ浴中を通過させて、前記冷延鋼板に亜鉛溶融メツキ処理を施し、もって、前記冷延鐧板の少なくとも 1 つの表面上に、亜鉛溶融メッキ層を形成し；その表面上に前記亜鉛溶融メツキ層がこのように形成された前記冷延鋼板に、所定の温度で、合金化処理を施し、もつて、前記冷延鐧板の前記少なくとも 1 つの表面上に、合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ層を形成し、前記合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ層は、多数の微細な凹部を有しており；そして、次いで、前記多数の微細な凹部を有する前記合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ層が、その表面上にこのように形成された前記冷延鋼板に調質圧延処理を施すに関して、次の知見を得た：

(c) 前記亜鉛溶融メツキ浴中の前記アルミニウムの含有量を、 0. 05から 0. 30w t . の範囲内に限定し；前記亜鉛溶融メツキ処理において、鉄一アルミニウム合金層が形成されるところの初期反応が生じる温度領域を、 500 から 600 °Cの範囲内に限定し；そして、前記合金化処理における前記所定の温度を、 480 から 600 °Cの範囲内に限定することによって、先行技術 5から 7が包蔵する問題を解決することができる、プレス成形性に優れた合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メッキ鋼板を製造するための方法を提供することができる。

(d) 前記冷延鋼板として、炭素、窒素およびボロンからなる群から選んだ少なくとも 1 つの成分が、 1 から 20ppm の範囲内の量で固溶している鋼板を使用し；前記亜鉛溶融メツキ浴中の前記アルミ二ゥムの含有量を、 0.05から 0.30wt. の範囲内に限定し；そして、前記合金化処理における前記所定の温度を、 480 から 600 での範囲内に限定することによって、先行技術 5から 7が包蔵する問題を解決することができる、プレス成形性に優れた合金化処理鉄—亜鉛合金溶融メッキ鐧扳を製造するための方法を提供することができる。

(e) 前記亜鉛溶融メツキ浴中の前記アルミニウムの含有量を、

0.10から 0.25wt.%の範囲内に限定し；そして、前記合金化処理を、下式を満たす温度 T (°C) ：

440 + 400 X [Al wt.¾] ≤ Ύ≤ 500 + 400 X [Al wt.¾]

で行うことによって、先行技術 5から 7が包蔵する問題を解決することができる、プレス成形性に優れた合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板を製造するための方法を提供することができる。第 1 から第 5発明は、それぞれ、上記 (a)から (e)項に述べた知見に基づいてなされたものである。次に、プレス成形性に優れた、第 1 発明の第 1 実施態様の合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板を、以下に詳細に説明する。一般に、プレス成形時のプレス割れは、鋼板の金型への流入抵抗が鋼板の破断限界を超えたときに発生する。鋼板の金型への流入抵抗は、鋼板の曲げおよび曲げ戻しにおける変形抵抗と摩擦抵抗とからなっている。従って、鋼板の金型への流入抵抗低減のためには、鋼板表面の摩擦抵抗を下げることが有効である。プレス成形時の摩擦抵抗は、金型と、これに接触する鋼板表面とが相対的に移動する際に発生し、金型と鋼板との間の直接接触による鋼板の金型への付着が発生した場合に、摩擦抵抗は増大する。通常、プレス成形時には、金型と鋼板との間の接触界面に、プレス油膜を形成させて、摩擦力の増大を防止している。しかしながら、金型と鋼板との間の接触面圧が高い場合には、プレス油膜が破壊されて、金型と鋼板との直接接触が生じ、かくして、摩擦抵抗が増大する。このような状況下において、摩擦抵抗の増大を抑制するためには、鋼板のブレス油膜の保持能力が重要である。このようなことから、第 1 発明の第 1 実施態様の合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板は、鋼板と、前記鋼板の少なくとも 1 つの表面上に形成された、その表面上に、多数の微細な凹部を有する合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ層とからなつており、上記多数の微細な凹部に、下記条件：

(1) 前記多数の微細な凹部のうちの、 2 /Λΐι以上の深さを有する微細な凹部の数は、前記合金化処理鉄-亜鉛合金溶融メツキ層 1 mm ² 当り、 200 から 8 , 200 個の範囲内であり；そして、

(2) 前記合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ層中の 2 m以上の深さを有する前記微細な凹部の単位面積当りの開口面積の合計は、前記単位面積の 1 0から 70 %の範囲内である

を満足させることによって、前記多数の微細な凹部内にプレス油を有効に保持させ、これによつて、金型と合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板との間の接触界面に、プレス油のためのミクロプールを独立して形成させる。このように、ミクロプール内に溜められたプレス油は、金型と合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ鋼板との間の接触面圧が高い場合でも、接触面圧の一部だけを受けるので、金型と鋼板との直接接触は起こらず、良好なプレス成形性が得られる。次に、上述した多数の微細な凹部に関する条件における数値の限定理由について説明する。多数の微細な凹部の深さが 2 m未満であると、十分な量のプレス油を保持することができるミクロプールを、合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ層上に形成することができない。従って、多数の微細な凹部のうちの所定の数の凹部の深さを、 2 以上に限定すべきである。多数の微細な凹部のうちの、 2 xni以上の深さを有する凹部の数が、合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ層 1 mm ² 当り、 200 個未満であると、多数の微細な凹部のうちの隣接する 2つの凹部間の距離が大きくなり過ぎる。このような場合には、たとえ、凹部内にプレス油が保持されていても、 2つの凹部間の平坦部が長いために、プレス成形時に金型が平坦部を通過する間に油切れが生じ、急激な摩擦係数の上昇によるミクロな焼き付きが発生する。しかも、 1 つの凹部の受ける面圧が大きいために、プレス油膜が破壊されて、型かじりやプレス割れが生じる。一方、 2 以上の深さを有する微細な凹部の数が、合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ層 1 mm ² 当り、 8200 個を超えても、合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ鋼板のプレス成形性および塗装後鲜映性に悪影響を及ぼすことはないが、このように極めて多数の微細な凹部を形成することは、技術的に困難であり

、現実的ではない。従って、 2 以上の深さを有する微細な凹部の数を、合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ層 1 mm ² 当り、 200 から 8. 200 個の範囲内、より望ましくは、 500 から 3, 000 個の範囲内に限定すべきである。合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ層中の 2 i以上の深さを有する微細な凹部の、単位面積当りの開口面積の合計が、前記単位面積の 10 %未満であると、凹部内に保持されるプレス油の量が不足する

。その結果、プレス成形時に、金型が隣接する 2つの凹部間の平坦部を通過する間に、油切れが生じる。更に、凹部内に保持されたプレス油の量が不足するために、金型と鋼板との間の接触面圧に抗するのに十分な静圧が得られない。従って、プレス油膜が破壊されて

、型かじりやプレス割れが生じる。一方、合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ層中の 2 以上の深さを有する微細な凹部の単位面積当りの開口面積の合計が、前記単位面積の 70 %を超えると、隣接する

2つの凹部間の平坦部の面積が著しく小さくなり、その結果、平坦部が破壊される恐れがある。従って、合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ層中の ₂ 以上の深さを有する微細な凹部の、単位面積当りの開口面積の合計は、前記単位面積の 10から 70 %の範囲内に限定すべきである。第 1 発明の第 1 実施態様の合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ鋼板においては、 2 μπι以上の深さを有する微細な凹部は、上述した条件を満たしているが、第 1 発明の第 2実施態様の合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ鋼板においては、 2 ^以上の深さを有する微細な凹部は、上述した条件のみならず、更に、下記条件：

カツトオフ値が 0. 8 mmであるところの粗さ曲線の所定長さにおいて、前記粗さ曲線を、平均線に平行で、且つ、最高山頂から最低谷底までの垂直距離に関して、前記最高山頂から 80 %の垂直距離だけ下方に位置する直線によつて切断することによって得られた、前記粗さ曲線に対応する前記合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ層の切断部分の合計長さの、前記粗さ曲線の前記所定長さに対する百分率で表した相対負荷長さ t _P (80¾) が 90 %以下である、

を満足しており、かくして、合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板のプレス成形性を更に向上させることができる。第 1 図は、第 1 発明の第 2実施態様の合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ鋼板に対応する、カツトオフ値が 0. 8nmi の粗さ曲線のプロフィルを示す概略図である。第 1 図において、 1 は、カットオフ値が 0. 8mm の粗さ曲線の所定長さ（ L ) において、粗さ曲線までの偏差の自乗和が最小になる直線、即ち、粗さ曲線の平均線である。 2は、平均線 1 に平行で、且つ、最高山頂を通る直線、 3は、平均線 1 に平行で、且つ、最低谷底を通る直線、 4 は、平均線に平行で、且つ、最高山頂から最低谷底までの垂直距離に関して、最高山頂から 80 %の垂直距離だけ下方に位置する直線、そして、 \ 、 Sl i 、、、 ί 5 は、所定長さ（ L ) の範囲内において、粗さ曲線を、直線 4 によって切断することによって得られた、粗さ曲線に対応する合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ層の切断部分のそれぞれの長さである。ここで、力ットオフ値が 0. 8 圆であるところの粗さ曲線の所定長さ（ L ) において、粗さ曲線を、平均線 1 に平行で、且つ、最高山頂から最低谷底までの垂直距離に関して、最高山頂から 80 %の垂直距離だけ下方に位置する直線 4 によって切断することによって得られた、粗さ曲線に対応する合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ層の切断部分の合計長さの、粗さ曲線の所定長さに対する百分率で表した相対負荷長さ t p (80¾) は、下式によって表わされる：

t p (80%) = ( £ 1 + £ 2 + £ 3 + £ 4 + £ 5 ) / L 100 ( % ) 相対負荷長さ t ■> (80 )の値を 90 %以下に維持することによって、十分な量のプレス油を凹部に保持させることができ、これによつて、より優れたプレス成形性を、合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メッキ鋼板に付与することができる。第 2図は、第 1 発明の第 2実施態様の合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ鋼板の概略縦断面図である。第 2図において、 5 は、鋼板、そして、 6 は、鋼板 5上に形成された合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ層である。第 2図から明らかなように、合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ層 6に形成された凹部 12の最大深さは、合金化処理鉄ー亜鉛合金溶融メツキ層 6の最小厚さよりも小さい。従って、合金化処理鉄—亜鉛合金溶融メツキ層 6の厚さは、局部的に薄くなつているものの、鋼板 5が露出した部分はなく、従って、上述した合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板は、優れたプレス成形性および耐食性を有している。なお、第 1 発明の上述した第 1 実施態様の合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板が、鋼板と、その表面上に形成された、多数の微細な凹部を有する合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ層とからなる構造を有していることは図示されていないが、第 1 発明の第 1 実施態様の合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ鋼板もまた、第 2図に示した、第 1 発明の第 2実施態様の合金化処理鉄ー亜鉛合金溶融メツキ鋼板の構造と同一の構造を有している。次に、プレス成形性および塗装後鲜映性に優れた、第 2発明の第 1 実施態様の合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板を、第 3図を参照しながら詳細に説明する。なお、第 2発明の第 1 実施態様の合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板が、鋼板と、その表面上に形成された、多数の微細な凹部を有する合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ層からなる構造を有していることは図示されていないが、第 2発明の第 1 実施態様の合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板もまた、第 2図に示した第 1 発明の第 2実施態様の合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ鋼板の構造と同一の構造を有している。第 1 発明の第 1 実施態様の合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板の説明において述べたように、プレス成形時に、摩擦抵抗の増大を抑制するためには、鋼板のプレス油膜の保持能力が重要である。このようなことから、第 2発明の第 1 実施態様の合金化処理鉄— 亜鉛合金溶融メツキ鋼板は、鋼板と、前記鋼板の少なくとも 1 つの表面上に形成された、その表面上に、多数の微細な凹部を有する合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ層とからなつており、上記多数の微細な凹部に、下記条件：

(1) 前記多数の微細な凹部のうちの、 2 以上の深さを有する微細な凹部の数は、前記合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ層 1 mm ² 当り、 200 から 8 , 200 個の範囲内であり；そして、

(2) 2 以上の深さを有する前記微細な凹部は、更に、下記条件を満たしている：

断面曲線の所定長さにおいて、前記断面曲線を、平均線に平行で、且つ、最高山頂から 2 だけ下方に位置する直線によって切断することによって得られた、前記断面曲線に対応する前記合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ層の切断部分の合計長さの、前記断面曲線の前記所定長さに対する百分率で表した相対負荷長さ t _P ( 2 fM ) が 30から 90 %の範囲内である、

を満足させることによって、前記多数の微細な凹部内にブレス油を有効に保持させ、これによつて、金型と合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ鋼板との間の接触界面に、プレス油のためのミクロプールを独立して形成させる。このように、ミクロプール内に溜められたプレス油は、金型と合金化処理鉄-亜鉛合金溶融メッキ鋼板との間の接触面圧が高い場合でも、接触面圧の一部だけを受けるので、金型と鋼板との直接接触は起こらず、良好なプレス成形性が得られる。次に、上述した多数の微細な凹部に関する条件における数値の限定理由について説明する。第 2発明の第 1実施態様の合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ鋼板において、多数の微細な凹部の深さに関する限定理由は、第 1 発明の第 1 実施態様の合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板において述べた限定理由と同一であり、従って、その説明を省略する。多数の微細な凹部のうちの、 2 以上の深さを有する凹部の数が、合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ層 i mm² 当り、 200 個未満であると、第 1 発明の上述した第 1 実施態様の合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ鋼板におけると同様に、多数の微細な凹部のうちの隣接する 2つの凹部間の距離が大きくなり過ぎる。このような場合には、たとえ、凹部内にプレス油が保持されていても、 2つの凹部間の平坦部が長いために、プレス成形時に金型が平坦部を通過する間に油切れが生じ、急激な摩擦係数の上昇によるミクロな焼き付きが発生する。しかも、 1 つの凹部の受ける面圧が大きいために、プレス油膜が破壊されて、型かじりやプレス割れが生じる。更に、このような問題に加えて、 2 以上の深さを有する微細な凹部の数が、合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ層 1 mm ² 当り、 200 個未満であると、塗装後鲜映性に悪影響を及ぼす、 100 から 2, 000 mの範囲内の波長を有する、合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ鋼板の表面形状を除去することができず、その結果、合金化処理鉄—亜鉛合金溶融メッキ鋼板に優れた塗装後鲜映性を付与することができない。一方、 2 以上の深さを有する微細な凹部の数が、合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ層 1 mm ² 当り、 8. 200 個を超えても、第 1 発明の上述した第 1 実施態様の合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板におけると同様に、合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板のプレス成形性および塗装後鲜映性に悪影響を及ぼすことはないが、このように極めて多数の微細な凹部を形成することは、技術的に困難であり、現実的ではない。従って、 2 以上の深さを有する微細な凹部の数を、合金化処理鉄-亜鉛合金溶融メツキ層 1 mm ² 当り、 200 から 8, 200 個の範囲内、より望ましくは、 500 から 3, 000 個の範囲内に限定すべきである。第 3図は、第 2発明の第 1 実施態様の合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メッキ鋼板に対応する断面曲線のプロフィルを示す概略図である。第 3図において、 1 は、断面曲線の所定長さ（ L ) において、断面曲線までの偏差の自乗和が最小になる直線、即ち、断面曲線の平均線である。 2は、平均線 1 に平行で、且つ、最高山頂を通る直線、 7は、平均線 1 に平行で、且つ、最高山頂から 2 だけ下方に位置する直線、そして、 £ ₆ 、 τ 、 ₈ 、 £ s 、 £ _{1 0}は、所定長さ ( L ) の範囲内において、断面曲線を、直線 7によって切断することによって得られた、断面曲線に対応する合金化処理鉄-亜鉛合金溶融メツキ層の切断部分のそれぞれの長さである。ここで、断面曲線の所定長さ（ L ) において、断面曲線を、平均線 1 に平行で、且つ、最高山頂から 2 ^だけ下方に位置する直線 7によって切断.することによって得られた、断面曲線に対応する合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ層の切断部分の合計長さの、断面曲線の所定長さに対する百分率で表した相対負荷長さ t p ( 2 ）は、下式によって表わされる：

t p (2 ） = ( £ 6 + £ 7 + £ 8 + £ 9 + 1 θ ) / L x 相対負荷長さ t _P ( 2 ）が 90 %を超えると、凹部内に保持されるプレス油の量が不足する。その結果、プレス成形時に、金型が隣接する 2つの凹部間の平坦部を通過する間に、油切れが生じる。更に、凹部内に保持されたプレス油の量が不足するために、金型と鋼板との間の接触面圧に抗するのに十分な静圧が得られない。従って、プレス油膜が破壊されて、型かじりやプレス割れが生じる。一方、相対負荷長さ t _P ( 2 fm が 30 %未満では、塗装後鲜映性が低下し、しかも、凹部間の平坦部の面積が著しく小さくなり、その結果、平坦部が破壊される恐れがある。従って、相対負荷長さ t p ( 2 fm を、 30から 90 %の範囲内に限定すべきである。第 2発明の第 1実施態様の合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ鋼板においては、合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ層の上に形成された多数の微細な凹部の深さ、個数、および、相対負荷長さ t _P (

2 fm ) を、上述したそれぞれの範囲内に限定することによって、塗装後鲜映性に悪影響を及ぼす、 100 から 2, 000 ^の範囲内の波長を有する、合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ鋼板の表面形状を除去し、もって、その塗装後鮮映性を向上することができる。合金化^ 理鉄ー亜鉛合金溶融メツキ鋼板の表面形状とその塗装後鲜映性との _

間の関係は、後述する第 3発明の方法において説明する.。次に、プレス成形性および塗装後鲜映性に優れた、第 2発明.の第 2実施態様の合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ鋼板を、第 4図を参照しながら詳細に説明する。なお、第 2発明の第 2実施態様の合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ鋼板が、鋼板と、その表面上に形成された、多数の微細な凹部を有する合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ層とからなる構造を有していることは図示されていないが、第 2発明の第 2実施態様の合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板もまた、第 2図に示した、第 1 発明の第 2実施態様の合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板の構造と同一の構造を有している。第 2発明の第 1 実施態様の合金化処理鉄-亜鉛合金溶融メツキ鋼板においては、 2 以上の深さを有する微細な凹部は、上述した条件を満たしているが、第 2発明の第 2実施態様の合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板においては、 2 以上の深さを有する微細な回部は、上述した条件のみならず、更に、下記条件：

断面曲線の所定長さにおいて、前記断面曲線を、平均線に平行で、且つ、最高山頂から最低谷底までの垂直距離に関して、前記最高山頂から 80 %の垂直距離だけ下方に位置する直線によって切断することによって得られた、前記断面曲線に対応する前記合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ層の切断部分の合計長さの、前記断面曲線の前記所定長さに対する百分率で表した相対負荷長さ t _P ( 80 % ) が 90 %以下である、

を満足しており、かくして、合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板のプレス成形性および塗装後鲜映性を更に向上することができる第 4図は、第 2発明の第 2実施態様の合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ鋼板に対応する断面曲線のプロフィルを示す概略図である。第 4図において、 1 は、断面曲線の所定長さ（ L ) において、断面曲線までの偏差の自乗和が最小になる直線、即ち、断面曲線の平均線である。 2は、平均線 1 に平行で、且つ、最高山頂を通る直線、 3は、平均線に平行で、且つ、最低谷底を通る直線、 4 は、平均線 1 に平行で、且つ、最高山頂から最低谷底までの垂直距離に関して、最高山頂から 80%の垂直距離だけ下方に位置する直線、そして、 Ά X X , ί ₁₂> £ ₁₃、 £ ₁₄, は、所定長さ（ L) の範囲内において、断面曲線を、直線 4 によって切断することによって得られた、断面曲線に対応する合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ層の切断部分のそれぞれの長さである。ここで、断面曲線の所定長さ（ L ) において、断面曲線を、平均線 1 に平行で、且つ、最高山頂から最低谷底までの垂直距離に関して、最高山頂から 80%の垂直距離だけ下方に位置する直線 4 によつて切断することによって得られた、断面曲線に対応する合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ層の切断部分の合計長さの、断面曲線の所定長さ（ L ) に対する百分率で表した相対負荷長さ t p (80%) は、下式によって表わされる：

t p ( 80%) = ( £ n-h £ ₁₂+ £ 1 3 + £ , 4 + £ is) /L x 100(%) 相対負荷長さ t _P (80%)の値を 90%以下に維持することによって、十分な量のプレス油を凹部に保持させ、もって、より優れたプレス成形性を、合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メッキ鋼板に付与すると共に、優れた塗装後鮮映性を、合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ鋼板に付与することができる。第 2発明の第 2実施態様の合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ鋼板は、単層としての合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ層を有するものとして説明したが、第 2発明の第 2実施態様の合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板は、下層としての上記合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ層、および、その上に形成された上層としての鉄系または鉄一亜鉛系メツキ層からなる 2層構造を有していてもよい。また、上述した合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板の少なくとも片面に、酸化物被膜形成処理、化成処理、有機複合樹脂被膜形成処理、固形潤滑材塗布処理等を施して、潤滑性を改善することも可能である。更に、上述した合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板において、合金化処理鉄—亜鉛合金溶融メツキ層中に、アルミニゥム、マグネシウム、チタン、クロム、ニッケル、銅、ゲイ素、錫等を添加して、その耐食性を向上することも可能である。次に、プレス成形性に優れた合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板を製造するための第 3発明の方法を説明する。冷延鋼板に対する亜鉛溶融メッキ処理条件および合金化処理条件と、メツキ層の構造との間の関係について調べ、プレス成形性を改善するための方法について検討を行った。合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板の表面には、この種のメッキ鐧板に特有の多数の微細な凹凸が形成される。このような多数の微細な凹凸の形成状況は、亜鉛溶融メツキ処理条件および合金化処理条件によって、大きく影響を受ける。従って、亜鉛溶融メツキ処理条件および合金化処理条件を適切に選択すれば、合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板の表面上に、プレス成形性を改善し得る多数の微細な凹部を形成することができる。そこで、鋼板の表面上に、プレス成形性に優れた合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ層を形成するための方法について検討を重ねた結果、次の知見を得た。即ち、下記ステップからなる、合金化処理鉄—亜鉛合金溶融メッキ鋼板を製造するための方法において -.

熱延鋼板に冷間圧延処理を施して、冷延鋼板を調製し；前記冷延鋼板を、亜鉛、アルミニウムおよび不可避的不純物からなる化学成分組成を有する亜鉛溶融メツキ浴中を通過させて、前記冷延鐧板に亜鉛溶融メツキ処理を施し、もって、前記冷延鋼板の少なくとも 1 つの表面上に、亜鉛溶融メツキ層を形成し；その表面上に前記亜鉛溶融メツキ層がこのように形成された前記冷延鐧板に、所定の温度で、合金化処理を施し、もって、前記冷延鋼板の前記少なくとも 1 つの表面上に、合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ層を形成し、前記合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ層は、多数の微細な凹部を有しており；そして、次いで、前記多数の微細な凹部を有する前記合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ層が、その表面上にこのように形成された前記冷延鋼板に調質圧延処理を施す；

(1)前記亜鉛溶融メッキ浴中の前記アルミニゥムの含有量を、 0. 05 から 0. 30w t . の範囲内に限定し；（2)前記亜鉛溶融メツキ処理において、鉄一アルミニウム合金層が形成されるところの初期反応が生じる温度領域を、 500から 600 ^eCの範囲内に限定し；そして、 )前記合金化処理における前記所定の温度を、 480 から 600 での範囲内に限定することによって、多数の微細な凹部を有する合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ層を備えた、プレス成形性に優れた合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板を製造することができる。合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ鋼板を製造するための従来の方法における亜鉛溶融メツキ処理および亜鉛溶融メツキ層の合金化処理に関して詳細に調査した結果、次のことがわかった。合金化処理鉄ー亜鉛合金溶融メッキ鐧板を製造するための従来の方法における亜鉛溶融メツキ処理および合金化処理を、第 5図から第 8図を参照しながら説明する。第 5図は、合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板を製造するための従来の亜鉛溶融メツキ処理において、鉄一アルミニウム合金層が形成されるところの初期反応を示す概略図であり、第 6図は、従来の合金化処理において、鉄一アルミニウム合金層の上に形成された、 ^層からなる柱状結晶を示す概略図であり、第 7図は、従来の合金化処理において形成された、鉄一亜鉛合金からなるァゥトバースト組織を示す概略図であり、そして、第 8図は、従来の合金化処理において、鉄—亜鉛合金からなるァゥトバースト組織の成長によつて形成された鉄 -亜鉛合金層を示す概略図である。第 5図に示すように、冷延鋼板 5を、アルミニウムを含有する亜鉛溶融メツキ浴中に浸漬させた直後には、鋼板 5 と亜鉛メツキ層 9 との間の界面に、薄い鉄—アルミニウム合金層 1 0が生成して、鉄一亜鉛合金の成長を抑制する。次いで、合金化処理の極めて初期に、第 6図に示すように、鉄一アルミニウム合金層 1 0の上に、 ^相からなる柱状結晶 1 1が生成し、そして、成長する。これと同時に、鉄一アルミニウム合金層 10を通って、亜鉛が鋼板 5の結晶粒界 8中に拡散し、結晶粒界 8 において、鉄一亜鉛合金が生成する。次いで、第 7図に示すように、結晶粒界 8 における鉄一亜鉛合金の生成によって体積変化が生じ、薄い鉄—アルミニウム合金層 1 0が機械的に破壊され、そして、鋼板 5 と亜鉛メツキ層 9 との間の界面から剝離する。鉄一アルミニウム合金層 1 0の剝離した部分 1 0 ' は、亜鉛メツキ層 9中に押し出される。薄い鉄—アルミニウム合金層 1 0 が無くなった部分において、鉄と亜鉛とが接触し、これ等の合金化反応が急速に起こり、かくして、アウトバースト組織 6'が形成される（以下、この反応を "ァゥトバースト反応" という）。更に、合金化が進むと、アウトバースト組織 6'が横方向に成長し、メツキ層全体が次第に鉄一亜鉛合金になり、かくして、第 8図に示すように、鋼板 5の表面の全体が、合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ層 6 によって被われる。従来、合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ鋼板を製造する場合には、亜鉛溶融メツキ浴中に、少量のアルミニウムを添加することによって、第 5図に示すように、鋼板 5の表面上に薄い鉄—アルミ二ゥム合金層 1 0を形成し、もって、鉄と亜鉛との間の合金化反応速度を制御していた。鉄—アルミニウム合金層中における鉄と亜鉛との間の合金化反応抑制現象、および、アウトバースト反応について詳細に検討を行つた結果、アウトバースト反応は、 480から 600 °Cの温度領域において、顕著に発生し、そして、特に、 480 から 540 の温度領域において、アウトバースト反応が最も活発に発生すること、ならびに、鉄一アルミニウム合金層中における鉄と亜鉛との間の合金化反応抑制現象とァゥトバースト反応とを適切に組み合わせることによって、合金化処理鉄-亜鉛合金溶融メツキ層上に、多数の微細な凹部が形成されることを新たに見出した。更に、上述した多数の微細な凹部内に潤滑油を保持させることによって、プレス成形性が改善されることに鑑み、多数の微細な凹部の大きさおよび数の最適化を図ることによって、プレス成形性に優れた合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板を製造し得ることがわかった。次に、合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ鋼板を製造するための第 3発明の方法における、亜鉛溶融メツキ処理および合金化処理を、第 9図から第 12図を参照しながら説明する。第 9図は、合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メッキ鋼板を製造するための第 3発明の方法による亜鉛溶融メツキ処理において、鉄一アルミニゥム合金層が形成されるところの初期反応を示す概略図であり、第 10図は、第 3発明の方法による合金化処理において、鉄一アルミニゥム合金層の上に形成された、 ^相からなる柱状結晶を示す概略図であり、第 1 1図は、第 3発明の方法による合金化処理において形成された、鉄一亜鉛合金からなるァゥトバースト組織を示す概略図であり、そして、第 12図は、第 3発明の方法による合金化処理において形成された、微細な凹部の 1つを示す概略図である。第 3発明の方法においては、亜鉛溶融メツキ処理は、冷延鋼板を、亜鉛、 0. 05から 0. 30wt . %の範囲内のアルミニウム、および、不可避的不純物からなる成分組成を有する亜鉛溶融メツキ浴中に、鉄— ァルミニゥム合金層が形成されるところの初期反応が、 500から 600 °Cの温度領域において生ずるように浸漬することによって行われる。その結果、亜鉛溶融メツキ浴中のアルミニウムと鋼板との間の合金化反応速度が高まり、第 9図に示すように、冷延鋼板 5 と亜鉛メツキ層 9 との間の界面に、厚い厚さを有する鉄—アルミニウム合金層 1 0が生成される。次いで、その表面上に鉄—アルミニウム合金層 10、および、その上に亜鉛メツキ層 9が形成された鋼板 5 に、合金化炉において、 480 から 600 の範囲内の温度で、合金化処理を施す。合金化処理の極めて初期に、第 10図に示すように、鉄一アルミニウム合金層 1 0 の上に、 ^相からなる柱状結晶 1 1が生成し、そして、成長する。これと同時に、鉄—アルミニウム合金層 1 0を通って、亜鉛が鋼板 5の結晶粒界 8中に拡散し、結晶粒界 8 において、鉄 -亜鉛合金が生成する。次いで、第 1 1図に示すように、結晶粒界 8 における鉄 -亜鉛合金の生成によつて体積変化が生じ、厚い鉄一アルミニゥム合金層 10が機械的に破壊され、そして、鋼板 5 と亜鉛メツキ層 9 との間の界面から剝離する。鉄一アルミニウム合金層 1 0の剝離した部分 10 ' は、亜鉛メツキ層 9中に押し出される。厚い鉄一アルミニウム合金層 10 が無くなった部分において、鉄と亜鉛とが接触して、これ等の合金化反応が急速に起こり、かくして、アウトバースト組織 6'が形成される。このようなアウトバースト反応の後、鉄と亜鉛との間の合金化反応が進行するが、第 3発明の方法においては、鉄一アルミニウム合金層 10が広い面積にわたって厚く形成されているので、ァゥトバースト組織 6'の、その横方向への成長が抑制され、その結果、アウトバースト組織 6'は、鋼板 5の表面と直交する方向において、外側に向って成長する。そして、鉄一アルミニウム合金層 10が残存している領域の亜鉛を、ァゥトバースト組織 6'の成長に伴う鉄一亜鉛合金形成反応のために消費させることにより、鉄一アルミニウム合金層 10が残存している領域においては、第 12図に示すように、多数の微細な凹部 12が形成される。このようにして形成された合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板においては、多数の微細な凹部の大部分は、 2 以上の深さを有しており、そして、 2 以上の深さを有する微細な凹部の数は、合金化処理鉄-亜鉛合金溶融メツキ層 1 mm ² 当り、 200 から 8 , 200 個の範囲内であり、そして、 2卿以上の深さを有する微細な凹部の単位面積当りの開口面積の合計は、前記単位面積の 1 0から 70 %の範囲内である。次に、プレス成形性に優れた合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板を製造するための第 3発明の方法における、亜鉛溶融メツキ処理条件および合金化処理条件を、上述したように限定した理由を説明する。亜鉛溶融メッキ処理における亜鉛溶融メツキ浴中のアルミニウムの含有量が、 0. 05w t . 未満では、亜鉛溶融メツキ浴中で、 500から 600 での範囲内において、鉄一アルミニウム合金層が形成されるところの初期反応を起こさせても、生成した鉄一アルミニウム合金層が薄すぎて、アウトバースト組織の横方向への成長を抑制することができない。従って、多数の微細な凹部を形成することができない。一方、アルミニウムの含有量が 0. 30w t . を超えると、鉄一アルミニゥム合金層による、鉄と亜鉛との間の合金化反応の抑制効果が強すぎるため、いかなる条件下で合金化処理を施しても、鉄と亜鉛との間の合金化反応を生ぜしめることができない。従って、亜鉛溶融メツキ処理における亜鉛溶融メツキ浴中のアルミニウムの含有量を、 0. 05から 0. 30w t . %の範囲内に限定すべきである。亜鉛溶融メツキ処理において、鉄一アルミニウム合金層が形成されるところの初期反応が生じる温度が、 500 °C未満では、亜鉛溶融メツキ浴中におけるアルミニウムと鋼板との間の反応速度が小さいために、生成した鉄一アルミニウム合金層が極端に薄くなる。その結果、アウトバースト組織の横方向への成長を抑制することができず、従って、多数の微細な凹部を形成することができない。一方、上述した初期反応が生じる温度が 600 °Cを超えると、亜鉛溶融メッキ浴中におけるアルミニウムと鋼板との間の反応速度が大きいために、生成した鉄一アルミニゥム合金層の厚さは十分であるものの、同時に、亜鉛と鋼板との間の反応速度が急激に上昇する。その結果、鉄一亜鉛合金層の成長を抑制することができず、従って、多数の微細な凹部を形成することができない。従って、亜鉛溶融メツキ処理において、鉄一アルミニウム合金層が形成されるところの初期反応が生じる温度を、 500 から 600 °Cの範囲内に限定すべきである。上述した初期反応を 500 から 600 での温度領域において生じさせる手段としては、 500 から 600 °Cの範囲内の温度を有する鋼板を、亜鉛溶融メツキ浴中に浸潰するか、鋼板を 500 から 600 °Cの範囲内の温度を有する亜鉛溶融メツキ浴中に浸漬するか、または、 500 から 600 °Cの範囲内の温度を有する鋼板を 500 から 600 での範囲内の温度を有する亜鉛溶融メツキ浴中に浸漬することが考えられる。しかしながら、 500 から 600 での範囲内の温度を有する鋼板を亜鉛溶融メツキ浴中に浸漬する場合には、適正温度で初期反応が生じた後、鋼板の温度は、直ちに、熱容量の大きい浴温と同じ温度になる。従って、鋼板の板厚が薄い場合には、適正な初期反応時間が短くな o また、鋼板を 500 から 600 ての範囲内の温度を有する亜鉛溶融メツキ浴中に浸漬する場合には、鋼板を、亜鉛溶融メツキ浴中に浸漬すると、鋼板の温度は、直ちに、熱容量の大きい浴温と同じ温度になる。従って、初期温度を適正温度で生じさせることができる。しかしながら、鋼板の板厚が厚い場合には、鋼板の熱容量が比較的大であるため、初期反応の極めて早期には、適正な温度範囲を外れる可能性がある。従って、 500 から 600 °Cの範囲内の温度を有する鋼板を、 500 から 600 °Cの範囲内の温度を有する亜鉛溶融メツキ浴中に浸漬することが望ましい。なお、浴温の全体が 500 から 600 での範囲内の温度を有している必要はなく、初期反応が起こる場所、即ち、鋼板が通過する近傍の浴温を、 500 から 600 での範囲内の温度に保てば十分である。合金化処理における合金化温度が 480 °C未満では、アウトバースト反応が起こる前に、 ^相からなる柱状結晶が成長するため、多数の微細な凹部を形成することができない。一方、合金化温度が 600 °Cを超えると、鉄と亜鉛との間の合金化反応が強くなりすぎるために、鉄—アルミニウム合金層による、鉄と亜鉛との間の合金化反応の抑制効果が相対的に弱くなる。その結果、アウトバースト組織の横方向への成長を抑制することができないため、多数の微細な凹部を形成することができない。更に、高温のために亜鉛の蒸発が生じたり、合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ層と鋼板との間の界面付近の組織が脆い Γ相の単相になって、耐バウダリング性が著しく低下する等の問題が生ずる。ァゥトバースト反応は、 500 °C付近において最も活発に生ずる。従って、合金化処理における合金化温度を、 480 から 600 での範囲内、望ましくは、 480 から 540 での範囲内に限定すべきである。次に、プレス成形性に優れた合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板を製造するための第 4発明の方法を説明する。鋼中に炭素が固溶されている場合には、ァゥトバースト組織の形成が抑制されることが、「鉄と鋼」第 72年（1 986) 989頁に報告されている。この報告によれば、鋼中に固溶されている炭素は、結晶粒界に偏析する。結晶粒界に偏析した炭素が、亜鉛の結晶粒界への拡散を抑えるため、結晶粒界における鉄一亜鉛合金の生成が少ない。その結果、鉄一亜鉛合金の生成による体積変化が起こらない。従つて、鉄一アルミニウム合金層が強固に存在し、アウトバースト組織の形成を抑制しているものと推定される。鋼の結晶粒界に偏析する傾向の強い窒素やボロンも、炭素と同様の働きを示すものと推定される。そこで、アウトバースト反応と鋼板の結晶粒界との関係について詳細に検討した結果、次の知見を得た：

① アウトバースト反応は、 480から 600 °Cの温度領域において、顕著に発生し、そして、特に、 480 から 540 °Cの温度領域において最も活発に発生する。

② 鋼板として、炭素、窒素およびボロンからなる群から選んだ少なくとも 1 つの成分が、 1 から 20 p pmの範囲内の量で固溶している冷延鋼板を使用した場合には、アウトバースト反応を起こす結晶粒界とアウトバースト反応を起こさない結晶粒界とが、冷延鋼板中に存在する。上述した知見に基づき、更に研究を進めた結果、次の知見を得た。即ち、下記ステップからなる、合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メッキ鋼板を製造するための方法において：

熱延鋼板に冷間圧延処理を施して、冷延鋼板を調製し；前記冷延鐧扳を、亜鉛、アルミニウムおよび不可避的不純物からなる化学成分組成を有する亜鉛溶融メツキ浴中を通過させて、前記冷延鋼板に亜鉛溶融メツキ処理を施し、もって、前記冷延鋼板の少なくとも 1 つの表面上に、亜鉛溶融メツキ層を形成し：その表面上に前記亜鉛溶融メツキ層がこのように形成された前記冷延鋼板に、所定の温度で、合金化処理を施し、もって、前記冷延鋼板の前記少なくとも 1 つの表面上に、合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ層を形成し、前記合金化処理鉄—亜鉛合金溶融メツキ層は、多数の微細な凹部を有しており；そして、次いで、前記多数の微細な凹部を有する前記合金化処理鉄—亜鉛合金溶融メツキ層が、その表面上にこのように形成された前記冷延鋼板に調質圧延処理を施す；

(1)前記冷延鐧板として、炭素、窒素およびボロンからなる群から選んだ少なくとも 1 つの成分が、 1 から 20 p pm の範囲内の量で固溶している鋼板を使用し；（2)前記亜鉛溶融メッキ浴中の前記アルミ二ゥムの含有量を、 0. 05から 0. 30w t . %の範囲内に限定し；そして、（3) 前記合金化処理における前記所定の温度を、 480 から 600 °Cの範囲内、より好ましくは、 480 から 540 ての範囲内に限定することによつて、プレス成形性に優れた合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板を製造することができる。次に、合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板を製造するための第 4発明の方法における、亜鉛溶融メツキ処理および合金化処理を、第 1 3図から第 1 6図を参照しながら説明する。第 13図は、合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ鋼板を製造するための第 4発明の方法による亜鉛溶融メツキ処理において、鉄—アルミニゥム合金層が形成されるところの初期反応を示す概略図であり

、第 1 4図は、第 4発明の方法による合金化処理において、鉄一アルミニゥム合金層の上に形成された、 ^相からなる柱状結晶を示す概略図であり、第 1 5図は、第 4発明の方法による合金化処理において形成された、鉄一亜鉛合金からなるアウトバースト組織を示す概略図であり、そして、第 1 6図は、第 4発明の方法による合金化処理において形成された、微細な凹部の 1 つを示す概略図である。第 4発明の方法においては、炭素、窒素およびボロンからなる群から選んだ少なくとも 1 つの成分が 1 から 20 p pmの範囲内の量で固溶している冷延鋼板を使用し、前記冷延鋼板を焼鈍し、次いで、焼鈍された前記冷延鋼板に、亜鉛、 0. 05から 0. 30wt . %の範囲内のアルミニゥム、および、不可避的不純物からなる成分組成を有する亜鉛溶融メツキ浴中において、亜鉛溶融メツキ処理を施し、そして、次いで、亜鉛溶融メツキ処理された前記冷延鋼板に、 480 から 600 °C の範囲内、より好ましくは、 480 から 540 の範囲内の温度で合金化処理を施す。第 1 3図に示すように、合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板を製造するための第 4発明の方法による亜鉛溶融メツキ処理においても、第 5図に示した、合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板を製造するための従来の方法による亜鉛溶融メツキ処理におけると同様に、鋼板 5の表面上に鉄一アルミニウム合金層 1 0が生成する。次いで、第 1 4図に示すように、合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板を製造するための第 4発明の方法による合金化処理の初期においても、第 6図に示した、合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板を製造するための従来の方法による合金化処理の初期におけると同様に、鉄—アルミニウム合金層 1 0の上に、 ^層からなる柱状結晶 1 1が生成し、そして、成長する。

^相からなる柱状結晶 1 1が生成した後、更に、合金化処理が継続して行われると、第 1 5図に示すように、ある特定の結晶粒界、即ち、符号 1 3で示す炭素、窒素およびボロンの偏折が少ない結晶粒界においてのみ、アウトバースト組織 6'が形成され、そして、アウトバ _

一スト組織 6'は、鋼板 5の表面と直交する方向において、外側に向かって成長する。このようなアウトバースト反応の後、鉄と亜鉛との間の合金化反応が進行するが、第 4発明の方法においては、鉄一アルミニウム合金層 10が広い面積にわたって厚く形成されているので、アウトバースト組織 6'の、その横方向への成長が抑制され、その結果、アウトバースト組織 6'は、鋼板 5の表面と直交する方向において、外側に向って成長する。そして、鉄一アルミニウム合金層 10が残存している領域の亜鉛を、アウトバースト組織 6'の成長に伴う鉄一亜鉛合金形成のために消費させることにより、鉄—アルミニゥム合金層 10が残存している領域においては、第 1 6図に示すように、多数の微細な凹部 12が形成される。ァゥトバースト組織 6'が形成される結晶粒界は、鋼中に固溶されている炭素、窒素およびポロンからなる群から選んだ少なくとも 1 つの成分の量によって変化する。即ち、炭素、窒素およびボロンからなる群から選んだ少なくとも 1 つの成分の固溶量が増加するに従つて、ァゥトバースト反応の生ずる頻度が減り、その結果、多数の微細な凹部 12の直径が大きくなる。換言すれば、鋼中における炭素、窒素およびボロンからなる群から選んだ少なくとも 1 つの成分の固溶量を調整することによって、多数の微細な凹部 12の直径を制御することができ、かくして、合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ層の上に、多数の微細な凹部を有する合金化溶融亜鉛めつき鋼板が製造される。このようにして形成された合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板においては、多数の微細な凹部の大部分は、 2 ^1以上の深さを有しており、そして、 2 以上の深さを有する微細な凹部の数は、合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ層 1 mm ² 当り、 200 から 8 , 200 個の範囲内であり、そして、 2 111以上の深さを有する微細な凹部の、単位面積当りの開口面積の合計は、前記単位面積の 1 0から 70 %の範囲内である。次に、プレス成形性に優れた合金化処理鉄—亜鉛合金溶融メツキ鋼板を製造するための第 4発明の方法における、亜鉛溶融メツキ処理条件および合金化処理条件を、上述したように限定した理由を説明する。冷延鋼板として使用される鋼板中に固溶している、炭素、窒素およびボロンからなる群から選んだ少なくとも 1 つの成分の量が、 1 p pm 未満では、特定の結晶粒界におけるアウトバースト反応およびアウトバースト組織の横方向への成長を抑制できず、従って、多数の微細な凹部を形成することができない。一方、上述した少なくとも 1 つの成分の量が 20 ρ ρπι を超えると、冷延鋼板の品質が劣化する。従って、冷延鋼板として使用される鋼板中に固溶している、炭素、窒素およびボロンからなる群から選んだ少なくとも 1 つの成分の量を、 1 から 20 ppm の範囲内に限定すべきである。炭素、窒素およびポロンからなる群から選んだ少なくとも 1 つの成分の鋼板への固溶量の調整は、製鋼段階における溶鋼中への、炭素、窒素、ボロン、チタン、ニオブ等の添加量を調整することによつて行うことができ、また、熱延条件や連続亜鉛溶融メツキラインにおける焼鈍条件を変えることよっても調整することができる。更に、連続亜鉛溶融メツキラインに鋼板を送り込む直前に、鋼板の表面を、鉄一炭素合金、鉄一窒素合金、鉄一ボロン合金等で被覆し、そして、その後の焼鈍工程において、炭素、窒素およびボロンを鋼中に固溶させることができる。第 4発明の方法において、炭素、窒素およびボロンからなる群から選んだ少なくとも 1 つの成分を、鋼板中に固溶させる目的は、アウトバースト反応を制御することにある。従って、鋼板に亜鉛溶融メツキ処理を施すに際して、炭素、窒素およびポロンからなる群から選んだ少なくとも 1 つの成分が鋼板中に固溶しておればよく、その固溶方法は特に限定されるものではない。第 4発明の方法における、亜鉛溶融メツキ浴中のアルミニウムの含有量、および、合金化処理温度の限定理由は、第 3発明の上述した方法におけるこれ等の限定理由と同一である。従って、これ等限定理由の説明を省略する。なお、第 3発明の方法においては、亜鉛溶融メツキ処理において、鉄一アルミニウム合金層が形成されるところの初期反応が生じる温度領域が、 500 から 600 °Cの範囲内に限定されているが、この第 4発明の方法においては、このような初期反応が生じる温度領域を限定する必要はない。次に、合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板を製造するための第 5発明の方法における、亜鉛溶融メツキ処理および合金化処理を説明する。第 5発明の方法における亜鉛溶融メツキ処理および合金化処理における現象は、第 3発明の方法による亜鉛溶融メツキ処理および合金化処理における、第 9図から第 12図に示した現象と同一である。従って、第 5発明の方法における亜鉛溶融メツキ処理および合金化処理を、第 9図から第 12図を参照しながら説明する。第 5発明の方法において、亜鉛溶融メツキ処理は、冷延鋼板を、亜鉛、 0. 1 0から 0. 25w t . %の範囲内のアルミニゥ厶および不可避的不純物からなる化学成分組成を有する亜鉛溶融メツキ浴中.を通過させることによって行われる。その結果、亜鉛溶融メツキ浴中のアルミ二ゥムと鋼板との間の合金化反応速度が高まり、第 9図に示すように、冷延鋼板 5 と亜鉛メツキ層 9 との間の界面に、厚い鉄—アルミニゥム合金層 10が生成される。次いで、その表面上に鉄—アルミニウム合金層 10、および、その上に亜鉛メツキ層 9が形成された鋼板 5 に、合金化炉において、合金化処理を、下式を満たす温度 T (°C ) で行う：

440 + 400 X C A l wt . ¾) ≤ T≤ 500 + 400 x C A l wt . ¾)

但し、〔A l wt . 〕は、亜鉛溶融メツキ浴中のアルミニウム含有量。

合金化処理の極めて初期に、第 10図に示すように、鉄—アルミニゥム合金層 10の上に、 ^相からなる柱状結晶 1 1が生成し、そして、成長する。これと同時に、鉄一アルミニウム合金層 10を通って、亜鉛が鋼板 5の結晶粒界 8中に拡散し、結晶粒界 8 において、鉄一亜鉛合金が生成する。次いで、第 1 1図に示すように、結晶粒界 8における鉄一亜鉛合金の生成によって体積変化が生じ、厚い鉄一アルミニゥ厶合金層 10が機械的に破壊され、そして、鋼板 5 と亜鉛メツキ層 9 との間の界面から剝離する。鉄一アルミニウム合金層 10の剥離した部分 10' は、亜鉛メツキ層 9中に押し出される。厚い鉄—アルミニウム合金層 10 が無くなった部分において、鉄と亜鉛とが接触して、これ等の合金化反応が急速に起こり、かくして、アウトバースト組織 6'が形成される。このようなアウトバースト反応の後、鉄と亜鉛との間の合金化反応が進行するが、第 5発明の方法においては、鉄一アルミニウム合金層 1 0が広い面積にわたって厚く形成されているので、アウトバースト組織 6'の、その横方向への成長が抑制され、その結果、ァ.ゥトバースト組織 6'は、鋼板 5の表面と直交する方向において、外側に向って成長する。そして、鉄一アルミニウム合金層 1 0が残存している領域の亜鉛を、アウトバースト組織 6'の成長に伴う鉄一亜鉛合金形成反応のために消費させることにより、鉄一アルミニウム合金層 1 0が残存している領域においては、第 12図に示すように、多数の微細な凹部 12が形成される。このようにして形成された合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板においては、多数の微細な凹部の大部分は、以上の深さを有しており、そして、 2 πη以上の深さを有する微細な凹部の数は、合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ層 1 MI ² 当り、 200 から 8 , 200 個の範囲内であり、そして、 2 以上の深さを有する微細な凹部の単位面積当りの開口面積の合計は、前記単位面積の 1 0から 70 %の範囲内である。次に、プレス成形性に優れた合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板を製造するための第 5発明の方法における、亜鉛溶融メツキ処理条件および合金化処理条件を、上述したように限定した理由を説明する。亜鉛溶融メツキ処理における亜鉛溶融メツキ浴中のアルミニウムの含有量が 0. 1 0w t . 未満では、生成した鉄一アルミニウム合金層が薄すぎて、アウトバースト組織の横方向への成長を抑制することができない。従って、多数の微細な凹部を形成することができない。 —方、アルミニウムの含有量が 0. 25w t . %を超えると、鉄一アルミ二ゥム合金層による、鉄と亜鉛との間の合金化反応の抑制効果が強すぎるため、合金化完了までに長時間を必要とし、従って、生産性が低下する。従って、亜鉛溶融メッキ処理における亜鉛溶融メツキ浴中のアルミニウムの含有量を、 0.10から 0.25wt.%の範囲内に限定すべきである。この第 5発明の方法においては、合金化処理を、下式を満たす温度 T (°C) で行われる：

440 + 400 X CA1 wt. % 〕 ≤ T≤ 500 + 400 x CA1 wt. % 〕

但し、〔Al wt.% 〕は亜鉛溶融メツキ浴中のアルミニウム含有里 o

その理由を、以下に説明する。上述したように、アウトバースト反応は、 480 から 540 °Cの範囲内の温度において活発に発生し、そして、亜鉛溶融メツキ浴中のアルミニウム含有量との兼ね合いによつて、生産性が低下したり、多数の微細な凹部が適切に形成されない場合がある。第 27図は、第 5発明の方法による合金化処理における合金化処理温度と、亜鉛溶融メツキ浴中のアルミニウム含有量との関係を示すグラフである。第 27図に示すように、合金化温度 T CC) が 480 °C 未満では、相からなる柱状結晶の成長が起こり、アウトバースト反応が起こることなく、鉄と亜鉛との間の合金化反応が進行するために、多数の微細な凹部を適切に形成することができない。合金化温度 T (°C) が、下式：

480 ≤ T < 440 + 400 x CA1 wt. % 〕

但し、〔A1 wt. % 〕は亜鉛溶融メツキ浴中のアルミニウム含有を満たしている場合、即ち、合金化温度 T (°C) および溶融亜鉛メツキ浴中のアルミニウム含有量が、第 27図において、 Aで示された範囲內である場合には、アウトバースト反応が活発に起こり、そして、多数の微細な凹部が形成されるものの、合金化温度がやや低いために、鉄一アルミニウム合金層による、鉄と亜鉛との間の合金化反応の抑制効果が相対的に強くなる。従って、合金化完了までに長時間を必要とし、従って、生産性が低下する。合金化温度 T (°C) が、下式：

440 + 400 CA1 wt.¾ ≤ Ύ≤ 540

但し、〔A1 wt.% 〕は亜鉛溶融メツキ浴中のアルミニウム含有里

を満たしている場合、即ち、合金化温度 T (°C) および溶融亜鉛メツキ浴中のアルミニウム含有量が、第 27図において、 Bで示された範囲内である場合には、多数の微細な凹部が適切に形成される。合金化温度 T (°C) が、下式：

540 ≤ Ί≤ 500 + 400 x CA1 wt.¾ 〕

を満たしている場合、即ち、合金化温度 T CC) および溶融亜鉛メツキ浴中のアルミニウム含有量が、第 27図において、 Cで示された範囲内である場合には、アウトバースト反応はやや活発ではないものの、合金化温度がやや高いために、鉄—アルミニウム合金層による、鉄と亜鉛との合金化反応の抑制効果が適度に発揮され、その結果、多数の微細な凹部が適切に形成される。合金化温度 T C) が、下式： 500 + 400 x 〔A 1 wt . % 〕 < T

但し、〔A 1 wt . ¾ 〕は亜鉛溶融メツキ浴中のアルミニウム含有を満たしている場合、即ち、合金化温度 T CC ) および溶融亜鉛メツキ浴中のアルミニウム含有量が、第 27図において、 Dで示された範囲内である場合には、アウトバースト反応が活発でないことと、合金化温度がやや高いために、鉄一アルミニウム合金層による、鉄と亜鉛との合金化反応の抑制効果が相対的に弱くなり、その結果、多数の微細な凹部は適切に形成されない。また、合金化温度が高温であるために、亜鉛の蒸発が生じたり、合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ層と鋼板との間の界面付近の組織が、脆い Γ相の単相になつて、耐パウダリング性が著しく低下する等、品質面において満足できるものを製造することができない。従って、第 5発明の方法においては、合金化処理における合金化温度を上述した範囲内に限定すべきである。なお、第 3発明の方法においては、亜鉛溶融メツキ処理において、鉄—アルミニウム合金層が形成されるところの初期反応が生じる温度領域が、 500 から 600 ての範囲内に限定されているが、第 5発明の方法においては、このような初期反応が生じる温度領域を限定する必要はない。第 3から第 5発明の方法においては、上述したように、合金化反応を利用して多数の微細な凹部が形成されるので、レーザーダル口ールを使用して合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板に調質圧延を施すことによってプレス成形性を改善する従来の技術とは異なり、合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ層が損傷することがない。従つて、合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ鋼板に優れた耐パゥダリング性を付与することができる。また、合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ層の表面に形成された多数の微細な凹部内には、プレス油が十分に保持され、その結果、金型と合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ鋼板との間の摩擦界面に、プレス油のミクロプールを独立して形成することができる。摩擦界面のミクロプール内に保持されたプレス油は、高圧下においても、十分な静圧を有し、そして、接触面圧の一部を負担することができる。従って、金型と鋼板との間に直接接触が生ぜず、良好なプレス成形性が得られる。このように、第 3から第 5発明の方法によれば、プレス成形性のみならず、耐パウダリング性に優れた合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板を製造することができる。更に、本発明者等は、合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ鋼板の製造条件、即ち、冷間圧延条件、亜鉛溶融メツキ浴の組成、合金化処理条件および調質圧延条件と、合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メッキ鋼板の塗装後鲜映性、プレス成形性および耐パゥダリング性等の諸特性との間の関係について、検討を重ねた。本発明者等は、まず、合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板の表面粗さ、即ち、中心線平均粗さ（Ra)およびろ波中心線うねり (Wca) と、合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ鋼板の塗装後鲜映性との間の関係を、以下に述べる方法によって調べた。即ち、表面粗さの異なる種々の合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板の表面上に、塗膜の厚さが 20/ D1になるように適用される電着塗装工程と、塗膜の厚さが 35 Λπになるように適用される中塗り工程と、そして、塗膜の厚さが 35 ^になるように適用される上塗り工程とからなる 3 コ — ト塗装を施した。このような 3 コート塗装が施された合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ鋼板の塗装後鮮映性を、スガ試験機株式会社製の「写像鲜明度測定装置 NS I C 型」を使用して、合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板の各々の塗装後鮮映性評価値（以下、

" NS I C値" という）を測定した。その調査結果を第 17図に示す。第 17図は、合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ鋼板の NS i C値と、その中心線平均粗さ（Ra)およびろ波中心線うねり（Wca) との間の関係を示すグラフである。第 17図から、合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ鋼板の中心線平均粗さ（Ra)およびろ波中心線うねり（Wca) と、塗装後鲜映性との間の相関関係は小であることが判明した。また、上述した電着塗装工程、中塗り工程および上塗り工程の各工程後における合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板の各々の中心線平均粗さ（Ra)およびろ波中心線うねり（Wca) を測定した。その結果、何れの合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ鋼板の中心線平均粗さ（Ra)およびろ波中心線うねり（Wca) も、中塗り工程の時点で、ほぼ一定の値に収束することが判明した。従って、合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板の塗装後鮮映性の変化を、合金化処理鉄 - 亜鉛合金溶融メツキ鋼板の中心線平均粗さ（Ra)およびろ波中心線うねり（Wca) に基づいて説明することができないことが明らかになつた。次に、本発明者等は、合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板の表面形状の波長を解析し、そして、各波長成分と塗装後鲜映性との間の関係を、以下に述べる方法によって調べた。まず、 3次元表面粗さ計によって、 X軸方向の 8 mmの測定長さにおける断面曲線を、 Y軸方向に 50 のピッチで 21本採取した。採取された 21本の断面曲線を、 X軸倍率 20倍、 Y軸倍率 40倍、 Z軸倍率 1 000倍で描いた 3次元表面断面曲線を第 1 8図に示す。次に、データ点数を断面曲線 1 本当り 1 024点とし、断面曲線を最小自乗法により水平化処理してその傾きを除去し、そして、合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板の表面凹凸の不規則な波形、即ち、 X軸に対して不規則な高さ変動を示す波形をフーリエ変換して、各波長毎の波高の自乗和に分解することにより、波高分布を計算した。このようにして得られた 21本の波高分布をリニア加算し、そして、平均して 1 つの波高分布を求め、そして、各波長の波高の自乗和をパワーとして表示し、これを直線で結ぶことによって、パワースぺクトルを作成した。第 1 9図は、波長解析によって得られた、合金化処理鉄—亜鉛合金溶融メツキ鋼板のパワースぺクトルにおける、その表面形状の波長と、そのパワーとの間の関係を示すグラフであ《 o 上述したようにして波長解析した結果から、合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板の各波長ごとのパワーと、 3 コート塗装が施された後の合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板の NS I C 値との間の相関係数を求め、そして、各波長ごとに相関係数をプロットした。第 20図は、合金化処理鉄-亜鉛合金溶融メツキ鋼板の NS I C値およびある波長域におけるその表面形状のパワースぺクトル間の相関関係と、合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板の表面形状の波長との間の関係を示すグラフである。第 20図に示すように、 1 00から 2. 000 /mの範囲内の波長域のパワーと塗装後鲜映性との間の相関関係は大であり、従って、 1 00 から 2， 000 の範囲内の波長域における表面形状が、塗装後鲜映性に悪影響を与えることが判明した。そこで、本発明者等は、 100から 2, 000 の範囲内の波長域における表面形状を除去することが、塗装後鲜映性の改善に効果的であることに着目し、この点について更に検討を重ねた。 - 冷間圧延機の少なくとも最終ロールスタンドにおいて、中心線平均粗さ（Ra)が 0.1から 0.8 の範囲内であり、そして、冷間圧延処理後の冷延鋼板の断面曲線をフ一リェ変換して得られる、 100から 2.000 の範囲内の波長域におけるパワースぺクトルの積分値が、 200 (m 以下となるように表面形状が調整されたロールを用いて冷間圧延処理が施された冷延鋼板、および、上記冷延鋼板を使用して、異なる条件下で製造された合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板の各々の表面形状の波長と、そのパワーとの間の関係を調べた。その結果を、第 21図に示す。第 21図において、 "a " は冷延鋼板のパワースペクトルを示し、 "b " は調質圧延が施されていない合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板のパワースペクトルを示し、 "c " は通常の調質圧延ロールを使用して調質圧延が施された合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メッキ鋼板のバヮ一スペクトルを示し、そして、 "d " は、中心線平均粗さ（Ra)が 0.5 m以下で、調質圧延処理後の冷延鋼板の断面曲線をフーリエ変換して得られる、 100 から 2, 000 raの範囲内の波長域におけるパワースペクトルの積分値が、 200 ³ 以下となるように表面形状が調整されたロールを用いて調質圧延が施された合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板のパワースペクトルを示す。なお、 10 0 から 2, 000 ^の範囲内の波長域におけるパワースぺクトル "a " の積分値は、

であり、上記波長域におけるパワースぺクトル "b " の積分値は、 160 /ΛΠ³ であり、上記波長域におけるパワースベクトル "c " の積分値は、 100 ³ であり、そして、上記波長域におけるパワースペクトル "d " の積分値は、 50 ηι³ であった。次に、冷間圧延機の少なくとも最終ロールスタンドにおいて、中心線平均粗さ（Ra)が 0.1から 0.8 の範囲内であり、そして、冷間圧延処理後の冷延鋼板の断面曲線をフーリエ変換して得られる、 100 から 2, 000 の範囲内の波長域にけるバヮ一スぺクトルの積分値が、 500 fm³ 以下となるように表面形状が調整されたロールを用いて冷間圧延処理が施された冷延鐧板、および、上記冷延鋼板を使用して、異なる条件下で製造された合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板の各々の表面形状の波長と、そのパワーとの間の関係を調ベた。その結果を、第 22図に示す。第 22図において、 "a " は冷延鋼板のパワースペクトルを示し、 "b " は調質圧延が施されていない合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板のパワースペクトルを示し、 " c " は通常の調質圧延ロールを使用して調質圧延が施された合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メッキ鋼板のパワースペクトルを示し、そして、 "d " は、中心線平均粗さ（Ra)が 0.5 以下で、調質圧延処理後の冷延鋼板の断面曲線をフーリエ変換して得られる、 100 から 2, 000 の範囲内の波長域におけるバヮ一スぺクトルの積分値が 100 ³ 以下となるように表面形状が調整されたロールを用いて調質圧延が施された合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板のパワースペクトルを示す。なお、 100 から 2, 000 の範囲内の波長域におけるパワースペクトル "a " の波長の積分値は、 485 ³ であり、上記波長域におけるパワースぺクトル "b " の積分値は、 523 ^i³ であり、上記波長域におけるパワースベクトル " c " の積分値は、 250 ³ であり、そして、上記波長域におけるパワースペクトル "d " の積分値は、 70 ³ であつた。第 21図および第 22図から以下のことがわかった：

(1) 冷間圧延機の少なくとも最終ロールスタンドにおいて、中心線平均粗さ（Ra)が 0. 1から 0. 8 の範囲内であり、そして.、冷間圧延処理後の冷延鋼板の断面曲線をフーリエ変換して得られる、 1 00 から 2, 000 の範囲内の波長域におけるパワースぺクトルの積分値が、 200 fm ³ 以下となるように表面形状が調整されたロールを用いて冷間圧延された冷延鋼板に、亜鉛溶融メッキ処理および合金化処理を施し、次いで、調質圧延処理を施すことにより、合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メッキ鋼板に優れた塗装後鲜映性を付与することができる；および、

(2) 冷間圧延機の少なくとも最終ロールスタンドにおいて、中心線平均粗さ（Ra)が 0. 1から 0. 8 ^の範囲内であり、そして、冷間圧延処理後の冷延鐧板の断面曲線をフーリエ変換して得られる、 1 00から 2， 000 ^の範囲内の波長域におけるパワースぺクトルの積分値が、 500 ³ 以下となるように表面形状が調整されたロールを用いて冷間圧延が施された冷延鋼板に、亜鉛溶融メツキ処理および合金化処理を施し、次いで、これに、中心線平均粗さ（Ra)が 0. 5 以下であり、そして、調質圧延処理後の合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メッキ鋼板の断面曲線をフーリエ変換して得られる、 100 から 2, 000 の範囲内の波長域におけるパワースぺクトルの積分値が、 200 ³ 以下となるように表面形状が調整されたロールを用いて、調質圧延処理を施すことにより、合金化処理鉄—亜鉛合金溶融メツキ鋼板に更に優れた塗装後鲜映性を付与することができる。第 23図は、通常の調質圧延ロールを使用した従来の調質圧延処理を含む従来の製造方法によって製造された合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ鋼板において、調質圧延処理による鋼板の伸張率と、冷延鋼板の 100 から 2, 000 の範囲内の波長域におけるパワースぺクトルの積分値との間の関係を示すグラフである。第 23図に示すように、通常の調質圧延ロールを用いて従来の調質圧延を行った場合には、メツキ原板として、 1 00 から 2, 000 の範囲内の波長域におけるパヮスぺクトルの積分値が、 200 z m³以下となるように冷間圧延処理が施された冷延鐧扳を使用することによって、良好な塗.装後鲜映性が得られる。第 24図は、中心線平均粗さ（Ra)が 0. 5 以下であり、そして、調質圧延処理後の合金化処理鉄—亜鉛合金溶融メツキ鋼板の断面曲線をフーリエ変換して得られる、 1 00 から 2, 000 の範囲内の波長域におけるパワースぺクトルの積分値が、 200 ³ 以下となるように表面形状が調整された特別な調質圧延ロールを使用した調質圧延処理を含む第 3から第 5発明の方法によって製造された合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板において、調質圧延処理による鋼板の伸張率と、冷延鐧板の 100 から 2, 000 の範囲内の波長域におけるパワースぺクトルの積分値との間の関係を示すグラフである。第 24図に示すように、メツキ原板として、 1 00 から 2, 000 の範囲内の波長域におけるパワースぺクトルの積分値が、調質圧延処理における 5. 0 %以下の鋼板の伸張率との関係において 500 Ac m³以下となるように調質圧延された冷延鋼板を使用することにより、良好な塗装後鲜映性が得られる。この場合には、塗装後鲜映性に優れた合金化溶融亜鉛めつき鋼板の製造条件の範囲が広がるので、生産性が向上する 0 第 25図は、合金化処理鉄—亜鉛合金溶融メツキ鋼板の 1 00 から 2, 000 の範囲内の波長域におけるパワースぺクトルの積分値と、その NS I C値との間の関係を示すグラフである。第 25図に示すように、合金化処理鉄-亜鉛合金溶融メツキ鋼板の、 1 00から 2, 000 の範囲内の波長域におけるパワースぺクトルの積分値が 200 μτα ³ 以下であると、 NS I C値が 85以上になり、このことは、塗装後鲜映性が良好なレベルにあることを示す。第 26図は、冷延鋼板および合金化処理鉄-亜鉛合金溶融メツキ鋼板の各々の、 100 から 2, 000 の範囲内の波長域におけるパワースベクトルの積分値と、調質圧延処理によるメツキ鋼板の伸張率との間の関係を示すグラフである。第 26図において、横軸の "冷延鋼板 " と記載した垂直線は、冷延鋼板の、 100 から 2, 000 の範囲内の波長域におけるバワースぺクトルの積分値を示しており、横軸の " 伸張率 0. 0 " と記載した垂直線は、調質圧延前の合金化処理鉄 - 亜鉛合金溶融メツキ鋼板の、上記波長域におけるパワースぺクトルの積分値を示しており、そして、横軸の "伸張率 1 . 0 から 5. 0 " と記載した垂直線は、それぞれの伸張率で調質圧延された合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板の、上記波長域におけるパワースぺクトルの積分値を示している。第 26図において、 "暴" 印は、この発明の範囲内の実施例を示し、 "〇" 印は、この発明の範囲外の比較例を示し、点線は、通常の調質圧延ロールを使用した場合を示し、そして、実線は、この発明による特別な調質圧延ロールを使用した場合を示す。第 26図に示すように、 5. 0 %以下の伸張率での調質圧延によって、合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板の、 1 00から 2, 000 の範囲内の波長域におけるパワースペクトルの積分値を 200 fm ³ 以下にするためには、冷延鋼板の、 1 00から 2， 000 ΛΠの範囲内の波長域におけるパワースぺクトルの積分値を、調質圧延時の伸張率との関係において、以下にする必要がある。第 3から第 5発明の方法において、冷間圧延処理および調質圧延処理に関する上述した特別な条件と、亜鉛溶融メツキ処理および合金化処理に関する上述した特別な条件とを組み合わせることによつて、下記条件を満たす多数の微細な凹部を具えた合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ層を有する合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板を製造することができる：

(1) 多数の微細な凹部の大部分は、 2 以上の深さを有している；

(2) 2 以上の深さを有する微細な凹部の数は、合金化処理鉄—亜鉛合金溶融メツキ層 1 mm ² 当り、 200 から 8, 200 個の範囲内である；および、

(3) 2 以上の深さを有する微細な凹部は、更に、下記条件を満たしている：

断面曲線の所定長さにおいて、前記断面曲線を、平均線に平行で、且つ、最高山頂から 2 だけ下方に位置する直線によって切断することによって得られた、断面曲線に対応する合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ層の切断部分の合計長さの、断面曲線の所定長さに対する百分率で表した相対負荷長さ t _P ( 2 ）が、 30 から 90 %の範囲内である。次に、第 3から第 5発明の方法における、冷間圧延処理条件および調質圧延処理条件を上述したように限定した理由を説明する。冷間圧延機の少なくとも最終口一ルスタンドにおけるロールの中心線平均粗さ（Ra)が 0. 1 未満では、焼鈍炉内においてロール疵が発生しやすいので、好ましくない。一方、上記ロールの中心線平均粗さ（Ra)が 0. 8 を超えると、合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メッキ鋼板の表面上に、 1 00 から 2. 000 ^の範囲内の波長域の表面形状を有する部分が増加して、好ましくない。従って、冷間圧延機の少なくとも最終ロールスタンドにおけるロールの中心線平均粗さ（Ra)を、 0. 1 から 0. 8 ^の範囲内に限定することが望ましい。冷間圧延後の冷延鋼板の、 1 00から 2, 000 の範囲内の波長域におけるパワースぺクトルの積分値が 200 ³ を超えると、亜鉛溶融メツキ処理後に行われる調質圧延処理の条件によっては、合金化処理鉄—亜鉛合金溶融メツキ鋼板の 1 00 から 2, 000 の範囲内の波長域におけるパワースぺクトルの積分値を 200 ³ 以下に維持することができず、その結果、良好な塗装後鮮映性が得られない。従って、冷間圧延後の冷延鐧板の、 100から 2, 000 の範囲内の波長域におけるパワースペクトルの積分値を 200 ^ii ³ 以下に維持することが好ましい。冷延鋼板の表面上に合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ層を形成した後に、これに所定の伸長率で調質圧延を施す場合において、冷間圧延後の冷延鋼板の、 100から 2, 000 raiの範囲内の波長域におけるパワースぺクトルの積分値が 500 m ³ を超えると、合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メッキ鋼板に調質圧延処理を施しても、合金化処理鉄—亜鉛合金溶融メツキ鋼板の、 100から 2, 000 の範囲内の波長域におけるパワースぺクトルの積分値を 200 ³ 以下にすることができず、その結果、良好な塗装後鲜映性が得られない。従って、冷間圧延後の冷延鋼板の 100から 2, 000 の範囲内の波長域におけるパワースぺクトルの積分値を 500

以下に維持することが好ましい。調質圧延処理におけるロールの中心線平均粗さ（Ra)が 0. 5 を超えると、合金化処理鉄—亜鉛合金溶融メツキ鋼板の表面上に 1 00から 2, 000 の範囲内の波長域の表面形状を有する部分が増加して、好ましくない。従って、調質圧延処理におけるロールの中心線平均粗さ（Ra)を 0. 5 以下に維持することが好ましい。調質圧延処理後の合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ鋼板の、

1 00 から 2, 000 ^の範囲内の波長域におけるパワースぺクトルの積分値が 200 fm ^z を超えると、合金化処理鉄-亜鉛合金溶融メツキ鋼板の塗装後鲜映性が劣化する。従って、調質圧延処理後の合金化処理鉄ー亜鉛合金溶融メツキ鋼板の、 100 から 2， 000 Λΐιの範囲内の波長域におけるパワースぺクトルの積分値を 200 ³ 以下に維持することが好ましい。調質圧延処理における伸長率が 0. 3 %未満では、合金化処理鉄 - 亜鉛合金溶融メツキ鋼板の、 1 00 から 2. 000 の範囲内の波長域におけるパワースぺクトルの積分値を 200 ^n ³ 以下に維持することができず、その結果、合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板に優れた塗装後鲜映性を付与することができない。一方、伸長率が 5. 0 % を超えると、加工硬化によって合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メッキ鋼板の品質が劣化する。従って、調質圧延処理における伸長率を、 0. 3 から 5. 0 %の範囲內に限定することが好ましい。次に第 1 発明の合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板を、実施例により、比較例と対比しながら更に詳細に説明する。第 1 発明の実施例 1

0. 8mm の厚さを有する冷延鋼板を使用して、連続亜鉛溶融メツキラインにより、メツキ量が鋼板の片面当り 60 g Z m ² に調整された、この発明の範囲内の種々の合金化処理鉄—亜鉛合金溶融メツキ鋼板を製造した。即ち、連続亜鉛溶融メツキラインにおいて、冷延鋼板を焼鈍し、次いで、このように焼鈍された冷延鋼板を、亜鉛、 0. 1 7w t . %のアルミニゥムおよび不可避的不純物からなる化学成分組成を有する亜鉛溶融メツキ浴中を通過させて、冷延鐧板に亜鉛溶融メツキ処理を施し、もって、冷延鋼板の両表面上に、亜鉛溶融メツキ層を形成した。次いで、その両表面上に亜鉛溶融メツキ層がこのように形成された冷延鋼板に、合金化炉において、 5 1 0 ての温度で合金化処理を施し、もって、冷延鋼板の両表面上に、合金化処理鉄 - 亜鉛合金溶融メツキ曆を形成した。このように形成された合金化処理鉄ー亜鉛合金溶融メツキ層は、 2 以上の深さを有する多数の微細な凹部を有していた。合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ層 1 mm ² 当りの、 2 ^以上の深さを有する微細な凹部の数を、結晶粒の大きさが異なる冷延鋼板を使用することによって変化させた。ここで、結晶粒の大きさは、冷延鋼板の成分および焼鈍条件を変えることによって調整された。結晶粒の大きさを調整すると、冷延鋼板の品質が変化する可能性があるが、冷延鋼板の品質を変化させたくない場合には、冷延鐧扳を連続亜鉛溶融メツキラインを通過させる際に、焼鈍炉において、鋼板表面に歪を付与した後、焼鈍を行えばよい。これによつて、鋼板の最表層の結晶粒の大きさだけが調整され、そして、鋼板内部の結晶粒の大きさを一定に維持できるので、品質が均一で且つ表層の結晶粒の大きさを変えた鋼板を製造することができる。このように製造された複数枚の合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メッキ鋼板から、この発明の範囲内の供試体（以下、 "本発明供試体" という） No s . 4から 1 0、および、 12から 1 4を調製した。比較のために、この発明の範囲外の合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板から、供試体（以下、 "比較用供試体" という） No s . 1 から 3、 1 1、 15および 1 6を調製した。比較用供試体 No s . 1 から 3 は、上述した先行技術 3に従って製造された合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板から、そして、比較用供試体 No . 1 6 は、上述した先行技術 4に従つて製造された合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板から、それぞれ調製された。次いで、本発明供試体 No s . 4から 1 0、および、 12から 1 4、ならびに、比較用供試体 No s . 1 から 3、 1 1、 15および 1 6の各々について、プレス成形性および耐パゥダリング性を、以下に述べる試験方法によつて調査した。各供試体の表面を、走査型電子顕微鏡により観察して、合金化処理鉄ー亜鉛合金溶融メツキ層における多数の微細な凹部の形成状態を調べた。第 28図は、第 1 発明の第 1実施態様の合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メッキ鋼板の代表例としての本発明供試体 No . 4の表面組織の走査型電子顕微鏡写真であり、そして、第 29図は、従来の合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板の代表例としての比較用供試体 No . 1 の表面組織の走査型電子顕微鏡写真である。第 28図および第 29図から明らかなように、本発明供試体 No . 4の合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ層上には、従来の合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メッキ鋼板の合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メッキ層には存在しない、 2 以上の深さを有する多数の微細な凹部が形成されていた。

2 以上の深さを有する微細な凹部の数は、各供試体の表面を走査型電子顕微鏡により観察し、 100 倍に拡大した写真における 25 mm ² 中の凹部の数を測定し、そして、 1 mm ² の数に換算することによって求められた。各供試体についての、合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ層 1 nun ² 当りの、 2 ΛΠ以上の深さを有する微細な凹部の数、 2 ^以上の深さを有する微細な凹部の単位面積当りの開口面積の合計の単位面積に対する百分率（以下、 "凹部の面積率" という - -

) 、および、 2 ^以上の深さを有する微細な凹部 1 個の平均面積を、第 1 表に示す。

供試体 1 mm² 当り凹部の凹部の平均プレス成形性耐パウダ相対負荷長さ備考 n の凹部の数 Si猜率面稗リング性 tpド(80¾)

(個） (%) 摩擦係数評価の評価 (.%)

1 36 13 3670 0.168 劣る劣る 93 比較用供試体（先行技術 3)

2 64 40 6250 0.165 劣る劣る 92 比較用供試体（先行技術 3 )

3 128 40 3100 0.161 劣る劣る 92 比較用供試体（先行技術 3)

4 201 40 1990 0.149 良好良好 92 本発明供試体

5 400 40 1000 0.148 良好良好 95 本発明供試体

6 512 40 774 0.146 良好良好 95 本発明供試体

7 1024 40 385 0.144 良好良好 91 本発明供試体

8 2048 40 194 0.144 良好良好 92 本発明供試体

9 4096 40 90 0.145 良好良好 92 本発明供試体

10 8192 40 50 0.148 良好良好 92 本発明供試体

11 1024 90 865 0.142 良好劣る 92 比較用供試体

12 1024 70 670 0.143 良好良好 93 本発明供試体

13 1024 40 385 0.144 良好良好 95 本発明供試体

14 1024 10 102 0.146 良好良好 92 本発明供試体

15 1024 5 48 0.158 劣る良好 92 比較用供試体

400 5 200 0.158

¹⁶ 劣る良好 92 比較用供試体（先行技術 4 )

プレス成形性の試験は、下記方法で行われた。即ち、プレス成形性を評価するための、合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ鋼板の表面の摩擦係数を、第 30図に示す摩擦係数測定装置を使用して測定した。このとき用いたビ一ド 14は、日本工業規格（JIS) の SKD 11に規定された工具鋼からなっていた。ビード 14と供試体 15 (即ち、本発明供試体 Nos. 4から 10、および、 12から 14、ならびに、比較用供試体 Nos. 1 から 3、 11、 15および 16の各々）との接触面積は、 3 mmx 10mmであつた。潤滑油がその両表面上に塗布された供試体 15を口一ラ一 17上の試験台 16に固定した。 400kg の押付け荷重（N) でビード 14を供試体 15に押し付けながら、試験台 16をレール 20に沿って移動させることによって、供試体 15を 1 m/分の速度で引き抜いた。このときの引抜き荷重（F) および押付け荷重（N) を、ロードセル 18および 19によって測定した。このように測定された引抜き荷重（ F ) および押付け荷重（N) に基づいて、供試体 15の摩擦係数（F ノ N) を算出した。供試体 15の表面上に塗布された潤滑油は、日本パーカライジング（株）製「ノックスラスト 5 3 0 F J であった。プレス成形性の評価基準は、下記の通りであった：

摩擦係数（F ZN) の値が 0.150 未満：プレス成形性が良好、摩擦係数（F ZN) の値が 0.150 以上：ブレス成形性が劣る。耐パウダリング性の試験は、下記方法で行われた。即ち、合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ層の剥離性の指標となる耐パゥダリング性を、第 31図および第 32図に示すドロ一ビ一ド試験機を使用したドロ一ビードテストによって，次のようにして評価した。先ず、 30 龍の幅および 120mni の長さを有する供試体 23 (即ち、本発明供試体 Nos. 4から 10、および、 12から 14、ならびに、比較用供試体 Nos. 1 から 3、 11、 15および 16の各々）の測定非対象面における合金化処理鉄-亜鉛合金溶融メツキ層を希塩酸によって溶解除去した。次いで、供試体 23を脱脂し、そして、その重量を測定した。次いで、供試体 23の両表面上に潤滑油を塗布し、そして、これを、ドロービード試験機のビード 21と雌金型 22との間の間隙に挿した。次いで、油圧装置 25を作動させて、 500kgf /cm ²の圧力（P ) で、雌金型 22を供試体 23を介してビ一ド 21に押し付けた。押付け圧力（P ) は、ロードセル 24によって測定された。次に、このようにビード 21と雌金型 22との間に挟まれた供試体 23を、 200mm/分の引抜き速度（V ) で、上方に引き抜いて、これをしごいた。供試体 15の表面上に塗布された潤滑油は、日本パーカライジング（株）製「ノックスラスト 5 3 0 F」であった。次いで、供試体 23を脱脂し、その測定対象面に接着テープを貼り、次いで、これを剝がした。次いで、供試体 23を再び脱脂し、次いで、供試体 23の重量を測定し、そして、試験前後での重量差からバウダリング性を求めた。耐バウダリング性の評価基準は、下記の通りであった：

バウダリング量が 5 g / m ² 未満：耐パゥダリング性が良好、パウダリング量が 5 g Z m ² 以上：耐パウダリング性が劣る。上述したプレス成形性および耐パゥダリング性の試験結果を、第 1表に併せて示す。第 1 表から明らかなように、比較用供試体 No s . 1 から 3においては、 2 以上の深さを有する微細な凹部の数がこの発明の範囲を外れて少なく、そして、摩擦係数が本発明供試体に比べて大きかったので、比較用供試体 No s . 1 から 3は、プレス成形性に劣っていた。しかも、比較用供試体 Nos . 1 から 3 は、合金化処理鉄—亜鉛合金溶融メツキ鋼板を、表面粗さを調整したダルロールを用いて調質圧延することによって製造されていたので、比較用供試体 No s . 1 力、ら 3 の合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ層は、調質圧延時に受けた損傷を有していた。従って、比較用供試体 Nos. 1 から 3においては、合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ層が剝離しゃすく、その結果、比較用供試体 Nos. 1 から 3は、耐パゥダリング性に劣っていた。比較用供試体 No. 1 1 は、この発明の範囲を外れて大きい、凹部の面積率を有していたので、摩擦係数は小さく、その結果、プレス成形性に優れていたが、耐パゥダリング性に劣っていた。比較用供試体 Nos. 15および 16は、何れも、この発明の範囲を外れて小さい、凹部の面積率を有していたので、摩擦係数が本発明試験片に比べて大きく、その結果、プレス成形性に劣っていた。これに対して、本発明供試体 Nos. 4から 10および 12から 14は、何れも、プレス成形性および耐パウダリング性に優れていた。第 1 発明の実施例 2 次に、第 1 発明の上述した実施例 1 における製造条件に、以上の深さを有する多数の微細な凹部に関して、更に、下記条件：カットオフ値が 0. 8 mmであるところの粗さ曲線の所定長さにおいて、前記粗さ曲線を、平均線に平行で、且つ、最高山頂から最低谷底までの垂直距離に関して、前記最高山頂から 80 %の垂直距離だけ下方に位置する直線によつて切断することによって得られた、前記粗さ曲線に対応する合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ層の切断部分の合計長さの、前記粗さ曲線の前記所定長さに対する百分率で表した相対負荷長さ t p (80%) が 90 %以下である、

を付加して、合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板を製造した。このように製造された合金化処理鉄—亜鉛合金溶融メツキ鋼板から、本発明供試体 Nos.17から 28を調製した。次いで、本発明供試体 No S. 17から 28の各々について、上述したプレス成形性の試験を行った。試験結果を第 2表に示す。

第 2 表

本発明 1 mm ² 当り凹部の相対負荷長さプレス成形性供試体の凹部の数面積率 tp(80¾)

Να (個） (¾) (%) 摩擦係数評価

17 201 50 95 良好

18 201 50 80 0.142 極めて良好

19 512 50 95 良好

20 512 50 70 極めて良好

21 2048 50 95 0.146 良好

22 2048 50 80 0.140 極めて良好

23 8192 70 95 0.144 良好

24 8192 70 80 0.140 極めて良好

25 1024 40 95 0.145 良好

26 1024 40 70 0.139 極めて良好

27 1024 10 95 0.148 良好

ο Ο

28 1024 10 90 0.142 極めて良好

M CO

プレス成形性の評価基準は、下記の通りであった：摩擦係数（FZN) の値が 0.142 以下：プレス成形性が極めて良好、

摩擦係数（FZN) の値が 0.142 超- 0.150未満：プレス成形性が良好、

摩擦係数（FZN) の値が 0.150 以上：プレス成形性が劣る。相対付加長さ t p (80%) の算出は、東京精密（株）製「表面粗さ形状測定機サーフコム 5 7 0 A」を使用して、供試体の表面の粗さ曲線（カツトオフ値 0.8mm ) を測定することによって行われた。各供試体の相対付加長さ t _P (80%) の値、合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ層 1 mm² 当りの、 2 以上の深さを有する微細な凹部の数、および、凹部の面積率を、第 2表に併せて示す。なお、参考のため、第 1 発明の実施例 1 における各供試体の相対付加長さ t p (80%) の値を、第 1表に併せて示す。第 2表から明らかなように、 2 以上の深さを有する微細な凹部が、相対負荷長さ t _P (80%) に関する上述した条件を満たすように製造された本発明試験片 Nos.18、 20、 22、 24、 26および 28のプレス成形性は、極めて良好であった。次に、第 2発明の合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ鋼板を、実施例により、比較例と対比しながら更に詳細に説明する。第 2発明の実施例 1 第 1 発明の上述した実施例 1 におけると同一の方法で、この発明の範囲内の種々の合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板を製造した。次いで、このように製造された複数枚の合金化処理鉄—亜鉛合金溶融メツキ鋼板に、そのロール表面が 0. 2 /Λΐιの中心線平均粗さ（Ra) を有するように調整されたブライト仕上げ用スキンパスロールを用いて、伸張率 1. 0 %以上で調質圧延処理を施した。上述した調質圧延処理に際して、伸張率を変えることによって、相対負荷長さ t _P ( 2 ）の値を変化させた。相対負荷長さ t _Ρ ( 2 ΛΙΙ) の算出は、第 1 発明の実施例 2におけると同様に、東京精密（株）社製「表面粗さ形状測定機サーフコム 5 7 O A」を使用して、メツキ鋼板の表面の断面曲線を測定することによって行われた。このようにして調質圧延処理が施された複数枚の合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板から、この発明の範囲内の供試体（以下、 "本発明供試体" という） Nos. 32から 38、および、 40から 42を調製した。比較のために、この発明の範囲外の合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板から、供試体（以下、 "比較用供試体" という） Nos. 29から 31、 39、 43および 44を調製した。比較用供試体 Nos. 29から 31は、上述した先行技術 3に従って製造された合金化処理鉄-亜鉛合金溶融メツキ鋼板から、そして、比較用供試体 No. 44 は、上述した先行技術 4 に従って製造された合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板から、それぞれ調製された。次いで、本発明供試体 Nos. 32から 38、および、 40から 42、ならびに、比較用供試体 Nos. 29 から 31、 39、 43および 44の各々について、プレス成形性、耐パウダリング性および塗装後鲜映性を、以下に述べる試験方法によつて調査した。各供試体の合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ層に形成された、

2 以上の深さを有する微細な凹部の数の測定は、第 1 発明の実施例 1 におけると同一の方法で行われた。第 1 発明の実施例 1 におけると同様に、第 2発明の実施例 1 の合金化処理鉄—亜鉛合金溶融メツキ層上には、従来の合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板の合金化処理鉄—亜鉛合金溶融メツキ層には存在しない、 2 以上の深さを有する多数の微細な凹部が形成されていたことが確認された。各供試体の、合金化処理鉄—亜鉛合金溶融メツキ層 1 mm ² 当りの、 2 ^以上の深さを有する微細な凹部の数、 2 以上の深さを有する微細な凹部 1 個の平均面積、および、相対負荷長さ t _Ρ ( 2 ΛΙΙ ) を、第 3表に示す。

3 表

供試体 1 mm² 当り相対負荷長さ凹部の平均プレス成形性塗装後鮮映性而 ίノヽウタ

Να の凹部の数 tp(2 zm ) 面積リング性備考.

(個） (¾) 摩擦係数評価 NSIC値評価の評価

29 36 85 3603 0. 168 劣る 70 劣る劣る比較用供試体（先行技術 3 )

30 64 60 6250 0. 165 劣る 75 劣る劣る比較用供試体（先行技術 3 )

31 128 60 3100 0. 161 劣る 80 劣る劣る比較用供試体（先行技術 3 )

32 201 60 1990 0. 149 良好 91 良好良好本発明供試体

33 400 60 1000 0. 148 良好 93 良好艮好本発明供試体

34 512 60 774 0. 146 良好 91 艮好艮好本発明供試体

35 1024 60 385 0. 144 良好 92 良好艮好本発明供試体

36 2048 60 194 0. 144 良好 90 良好艮好本発明供試体

37 4096 60 90 0. 145 良好 94 良好艮好本発明供試体

38 8192 60 50 0. 148 良好 97 良好良好本発明供試体

39 1024 10 865 0. 142 艮好 75 劣る良好比較用供試体

40 1024 30 670 0. 143 良好 90 良好艮好本発明供試体

41 1024 60 385 0. 144 良好 94 良好良好本発明供試体

42 1024 90 102 0. 146 良好 97 良好良好本発明供試体

43 1024 95 48 0. 158 劣る 97 良好良好比較用供試体

44 400 20 2000 0. 158 劣る 65 劣る良好比較用供試体（先行技術 4 )

プレス成形性の試験は、この第 1 発明の実施例 1 におけると同一の方法で行われた。プレス成形性の評価基準もまた、第 1 発明の実施例 1 におけると同一であった。プレス成形性の試験結果を、第 3 表に併せて示す。耐パウダリング性の試験は、第 1 発明の実施例 1 におけると同一の方法で行われた。耐パゥダリング性の評価基準もまた、第 1 発明の実施例 1 におけると同一であった。耐パウダリング性の試験結果を、第 3表に併せて示す。塗装後鲜映性の試験は、下記方法で行われた。即ち、日本パー力ライジング（株）製化成処理液 "PB-L3080" を用いて、各供試体に化成処理を施し、次いで、関西ペイント（株）製塗料 "E1 - 2000"、 "TP-37グレー" および "TM-13(RC) "を用いて、電着塗装工程、中塗り工程および上塗り工程を行った。このように塗装された各供試体の塗装後鮮映性評価値、即ち、 NS I C値を、スガ試験機（株）製「写像鲜明度測定装置 NS I C型」を使用して測定した。黒色研磨ガラスの NS I C値は 100であり、 NS I C値が 100に近いほど、塗装後鲜映性が良好であることを示す。塗装後鲜映性の試験結果を、第 3表に併せて示す。第 3表から明らかなように、比較用供試体 Nos. 29から 31においては、 2 以上の深さを有する微細な凹部の数がこの発明の範囲を外れて少なく、そして、摩擦係数が本発明供試体に比べて大きかったので、比較用供試体 Nos. 29から 31は、プレス成形性に劣っていた。更に、比較用供試体 Nos. 29から 31の NS I C値は、本発明供試体に比べて小さく、その結果、比較用供試体 Nos. 29から 31は、塗装後鮮映性に劣っていた。しかも、比較用供試体 Nos . 29から 31は、合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板を、表面粗さを調整したダルロールを用いて調質圧延することによって製造されていたので、比較用供試体 No s. 29から 31の合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ層は、調質圧延時に受けた損傷を有していた。従って、比較用供試体 Nos. 29から 31においては、合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ層が剝離しゃすく、その結果、比較用供試体 Nos. 29から 31は、耐バウダリング性に劣っていた。比較用供試体 No. 39 の相対負荷長さ t p ( 2 ）は、この発明の範囲を外れて小さかったので、その NS I C値は本発明供試体に比べて小さく、従って、比較用供試体 No. 39 は、塗装後鲜映性に劣っていた。比較用供試体 No . 43 の相対負荷長さ t p ( 2 ）は、この発明の範囲を外れて大きかったので、その摩擦係数は本発明供試体に比べて大きく、従って、比較用供試体 No. 43 は、プレス成形性に劣っていた。比較用供試体 No . 44 の相対負荷長さ t p ( 2 fm ) は、この発明の範囲を外れて小さかったので、その摩擦係数は本発明供試体に比べて大きく、従って、比較用供試体 No. 44 は、プレス成形性に劣っていた。しかも、比較用供試体 No. 44 の NS I C値は本発明供試体に比べて小さかったので、比較用供試体 No. 44 は、塗装後鲜映性に劣っていた。これに対して、本発明供試体 Nos . 32から 38および 40から 42は、何れも、プレス成形性、耐パウダリング性および塗装後鲜映性に優れていた。第 2発明の実施例 2 次に、第 2発明の上述した実施例 1 における製造条件に、 2 以上の深さを有する微細な凹部に関して、更に、下記条件：

力ットオフ値が 0. 8 議であるところの粗さ曲線の所定長さにおいて、前記粗さ曲線を、平均線に平行で、且つ、最高山頂から最低谷底までの垂直距離に関して、前記最高山頂から 80 %の垂直距離だけ下方に位置する直線によつて切断することによって得られた、前記粗さ曲線に対応する合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ層の切断部分の合計長さの、前記粗さ曲線の前記所定長さに対する百分率で表した相対負荷長さ t _P (80¾) が 90 %以下である、

を付加して、合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メッキ鋼板を製造した。このように製造された合金化処理鉄—亜鉛合金溶融メツキ鋼板から、本発明供試体 Nos. 45から 56を調製した。次いで、本発明供試体 Nos. 45から 56の各々について、上述したプレス成形性および塗装後鲜映性の試験を行った。試験結果を、第 4表に示す。

太穽 B月 1 mm ² 当り相対負荷長さ相対負荷長さ塗装後鮮映性プレス成形性供試体の凹部の数 tp(2 m ) tp(80%)

(個） (%0) ( \¾ /u) ϋ 1 v lis. RT IUJJ 麾掉 Jin俘 W教 3ζΛ T m mil

/1 201 50 95 Q? ■Ρ良ζ好J 0.149

201 50 80 90 良好 0.142 極めて良

47 512 50 95 92 良好 0.146 良好

48 512 50 70 91 良好 0.142 極めて良好

49 2048 50 95 93 良好 0. 146 良好

50 2048 50 80 91 良好 0. 140 極めて良好

51 8192 30 95 92 良好良好

52 8192 30 80 90 良好 0.140 極めて良好

53 1024 60 95 94 良好 0. 145 良好

54 1024 60 70 90 良好 0.139 極めて良好

55 1024 90 95 90 良好 0.148 良好

56 1024 90 90 90 良好 0.142 極めて良好

o

プレス成形性に関する評価基準は、下記の通りであった：摩擦係数（F/N) の値が 0.142 以下：プレス成形性が極めて良好、

摩擦係数（FZN) の値が 0.150 以上：プレス成形性が劣る。相対負荷長さ t p ( 2 ^ι) および相対負荷長さ t p (80¾) の算出は、第 1 発明の実施例 2におけると同様に、東京精密（株）社製「表面粗さ形状測定機サーフコム 5 7 0 A」を使用して、供試体の表面の断面曲線および粗さ曲線を、それぞれ、測定することによって行われた。各供試体の合金化処理鉄-亜鉛合金溶融メツキ層 1 mm² 当りの、 2 πι以上の深さを有する微細な凹部の数、相対負荷長さ t _P { 2 (m ) および相対負荷長さ t _P (80%) の値を、第 4表に併せて示す。第 4表から明らかなように、 2 以上の深さを有する微細な凹部が、相対負荷長さ t _P (80%) に関する上述した条件を満たすように製造された本発明供試体 Nos.46、 48、 50、 52、 54および 56のプレス成形性は、極めて良好であり、そして、本発明供試体 Nos.45から 56は、何れも、塗装後鲜映性に優れていた。次に、この発明の合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板を製造するための第 3発明の方法を、実施例により、比較例と対比しながら更に詳細に説明する。第 3発明の実施例 1 0. 8mm の板厚を有する、複数枚の I F鋼（i n t er s t i t i a l a t oms f ree s t ee lの略）ベースの冷延鋼板を使用して、連続亜鉛溶融メッキラインにより、所定のメツキ量を有する種々の合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板を製造した。即ち、上記冷延鋼板に、第 3発明の方法の範囲内において、亜鉛溶融メツキ処理、合金化処理および調質圧延処理を、それぞれの条件を変化させながら施して、複数枚の合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板を製造した。このように製造された合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板は、鋼板の片面当り 30g/m²のメツキ量を有する複数枚のメツキ鋼板と、鋼板の片面当り 45g/m²のメツキ量を有する複数枚のメツキ鋼板と、そして、鋼板の片面当り 60g/m²メツキ量を有する複数枚のメツキ鋼板とからなっていた。このように製造された、その両表面上に合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メッキ層が形成された複数枚の合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ鋼板から、この発明の範囲内の複数枚の供試体（以下、 "本発明供試体" という）を調製した。比較のために、亜鉛溶融メツキ処理条件および合金化処理条件のうち少なくとも 1 つがこの発明の範囲外の条件によって、冷延鋼板に、亜鉛溶融メツキ処理、合金化処理および調質圧延処理を施して、複数枚の合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板を製造した。このように製造された合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板は、鋼板の片面当り 30g/m²のメツキ量を有する複数枚のメツキ鋼板と、鋼板の片面当り 45g/m²のメツキ量を有する複数枚のメツキ鋼板と、そして、鋼板の片面当り 60g/m²メツキ量を有する複数枚のメツキ鋼板とからなつていた。このように製造された、その両表面上に合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ層が形成された複数枚の合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板から、この発明の範囲外の複数枚の供試体（以下、 "比較用供試体" という）を調製した。本発明供試体および比較用供試体の各々について、亜鉛溶融メッキ処理における、メツキ量、亜鉛溶融メツキ浴中のアルミニウム含有量、冷延鋼板の温度、および、浴温；合金化処理における初期反応温度および合金化処理温度；ならびに、調質圧延処理における伸張率を、第 5表から第 7表に示す。

5 表供メツキ浴中の初期反応合金化調氐のブレス成形性耐バウダリング性塗装後鲜映性

付着量 A1豳度温度板温浴温温度譙率備考体摩擦評価尋霁評価 NS I Cffi 評価

( g/m ² ) (wt . % ) ( °C ) ( °C ) ( °C ) (°C ) (¾) 係数

45 0. 04 550 550 550 510 0. 7% 0. 180 劣る 8. 0 劣る 90. 0 良好比校用供試体

58 45 0. 06 460 460 460 510 0. 7% 0. 178 劣る 4. 8 良好 87. 0 良好比絞用供試体

59 45 0. 06 510 510 510 510 0¾ 0. 149 良好 4. 8 良好 75. 0 劣る比校用供試体

60 45 0. 06 510 510 510 510 0. 7% 0. 145 良好 4. 8 良好 90. 0 良好本発明供試体

61 45 0. 06 570 570 570 510 0. 7¾ 0. 145 良好 4. 8 良好 90. 0 良好本発明供試体

62 45 0. 06 610 610 610 510 0. 7% 0. 155 劣る 4. 9 良好 90. 0 良好比絞用供試体

63 45 0. 09 460 460 , 460 510 0. 7% 0. 175 劣る 4. 5 良好 88. 0 良好 ,比校用供試体

64' 45 0. 09 510 510 510 510 0% 0. 148 良好 4. 8 良好 74. 0 劣る比絞用供試体

65 45 0. 09 510 510 510 510 0. 7% 0. 144 良好 4. 8 良好 90. 0 良好本発明供試体

66 45 0. 09 570 570 570 510 0. 7¾ 0. 143 良好 4. 8 良好 90. 0 良好本発明供試体

67 45 0. 09 610 610 610 510 0. 7¾ 0. 162 劣る 4. 8 良好 90. 0 良好比皎用供試体

68 45 0. 12 460 460 460 510 0. 7¾ 0. 165 劣る 4. 5 良好 88. 0 良好比絞用試休

69 45 0. 12 510 510 510 510 0¾ 0. 148 良好 4. 3 良好 76. 0 劣る w 田批汰

70 45 0. 12 510 510 510 510 0. 7¾ 0. 144 良好 4. 3 良好 91. 0 良好本発明供試体

71 45 0. 12 510 510 460 510 0. 7% 0. 148 良好 4. 1 良好 91. 0 良好本発明供試体

72 45 0. 12 510 460 510 510 0. 7% 0. 145 良好 4. 2 良好 91. 0 良好本発明供試体

73 45 0. 12 570 570 570 510 0. 7¾ 0. 142 良好 4. 3 良好 91. 0 良好本発明供試体

74 45 0. 12 570 570 460 510 0. 7% 0. 145 良好 4. 1 良好 91. 0 良好本発明供試体

75 45 0. 1 2 570 460 570 510 0. 7% 0. 143 良好 4. 2 良好 91. 0 良好本発明供試体

76 45 0. 1 2 610 610 610 510 0. 7¾ 0. 161 劣る 4. 8 良好 90. 0 良好比絞甩供試体

77 ' 1 2 5 10 510 5 10 470 0. 7% 0. ! 75 劣る 4. 1 良好 9 1. 0 良好比校用供試体

第 6 表

供メツキ浴中の初期反応合金化調圧のブレス成形性耐パウダリング性塗装後鲜映性

試付着量 A i a度 S度板温浴温 S 度伸張率備考体摩価評価

Not ( g/m ² ) ( w t . % ) ( V ) (V ) ( °C ) ( °C ) ( ¾) I擦I 評価剝嗨暈評価 N S 1 C

( ")

99 45 0. 30 610 610 610 ' 510 0. 7¾ 0. 158 劣る 4. 2 良好 90. 0 良好比校用供試体

1UU 45 0. 32 550 550 550 510 0. 7¾ — ― ― — 一 ― 比校用供試体合金化反応せす）

101 45 0. 12 460 460 460 510 0. 7% 0. 143 良好 8. 5 劣る 85. 0 良好比校用供試体

(レ-ザ-ダル鋼板）

102 30 0. 12 460 460 460 510 0. 7¾ 0. 152 劣る 4. 2 良好 90. 0 良好比絞用供試体

103 30 0. 12 510 510 510 510 0% 0. 146 良好 4. 1 良好 75. 0 劣る比抆用供試体

104 30 0. 12 510 510 510 510 - 0. 7% 0. 142 ■良好 3. 8 良好 91. 0 良好本発明供試体

105 30 0. 12 570 570 570 510 0. 7% 0. 141 良好 3. 9 良好 92. 0 良好本発明供試体

106 30 0. 12 610 610 610 510 0. 7% 0. 160 劣る 4. 2 良好 90. 0 良好比校用供試体

107 30 0. 12 510 510 510 470 0. 7% 0. 161 劣る 3. 8 良好 90. 0 良好比校用供試体

108 30 0. 12 510 510 510 550 0. 7% 0. 142 良好 3. 9 良好 90. 0 良好本発明供試体

109 30 0. 12 510 510 510 590 0. 7% 0. 14 1 良好 4. 3 良好 90. 0 良好本発明供試体

110 30 0. 1 2 510 510 510 610 0. 7¾ 0. 141 良好 6. 1 劣る 90. 0 良好比抆用供試体

111 . 60 0. 12 460 460 460 510 0. 7¾ 0. 158 劣る 4. 9 良好 89. 0 良好比校用供試体

112 60 0. 12 510 510 510 510 0% 0. 148 良好 4. 8 良好 75. 0 劣る比抆用供試体

113 60 0. 12 510 510 510 510 0. 7¾ 0. 146 良好 4. 7 良好 90. 0 良好本発明供試体

. 114 60 0. 12 570 570 570 5 10 0. 7 ¾ 0. 144 良好 4. 5 良好 91. 0 良好本発明供試体

115 60 0. 12 610 610 610 510 0. 7% 0. 164 劣る 4. 6 良好 90. 0 良好比校用供試体

. 116 60 0. 12 510 510 510 470 0. 7% 0. 164 劣る 4. 6 良好 91. 0 良好比铰用供試体

117 60 0. 1 2 510 510 510 550 0. 7% 0. 146 良好 4. 6 良好 91. 0 良好本発明供試体

118 60 0. 1 2 510 510 510 590 0. 7% 0. 145 良好 4. 7 良好 91. 0 良好本発明供試体

119 60 0. 12 510 510 510 610 0. 7% 0. 145 良好 8. 5 劣る 91. 0 良好比校用供試体

本発明供試体および比較用供試体の各々について、プレス成形性、耐パウダリング性および塗装後鲜映性を、以下に述べる試験方法によって調査した。プレス成形性の試験は、第 1 発明の実施例 1 におけると同一の方法で行われた。ブレス成形性の評価基準は、下記の通りであった：摩擦係数（F Z N ) の値が 0. 142 以下：プレス成形性が極めて良好、

摩擦係数（F Z N ) の値が 0. 142 超- 0. 150未満：プレス成形性か良好、

摩擦係数（F Z N ) の値が 0. 150 以上：プレス成形性が劣る。プレス成形性の試験結果を、第 5表から第 7表に併せて示す。耐パウダリング性の試験は、第 1 発明の実施例 1 におけると同一の方法で行われた。耐パウダリング性の評価基準もまた、第 1 発明の実施例 1 におけると同一であった。耐パウダリング性の試験結果を、第 5表から第 7表に併せて示す。塗装後鲜映性の試験は、第 2発明の実施例 1 におけると同一の方法で行われた。塗装後鲜映性の評価基準もまた、第 2発明の実施例 1 におけると同一であった。塗装後鲜映性の試験結果を、第 5表から第 7表に併せて示す。第 5表—第 7表から明らかなように、亜鉛溶融メツキ浴中のアルミニゥム含有量がこの発明の範囲を外れて少なかった比較用供試体 No. 57 は、プレス成形性おょぴ耐バウダリング性に劣っていた。比較用供試体 No . 100においては、亜鉛溶融メツキ浴中のアルミニウム含有量がこの発明の範囲を外れて多かったことに起因して、鉄と亜鉛との間の合金化反応が生じなかった。初期反応温度がこの発明の範囲を外れて低かった比較用供試体 Nos.58、 63、 68、 81、 90、 95、 102 および 111 、ならびに、初期反応温度がこの発明の範囲を外れて高かった比較用供試体 Nos.62、 67、 76、 85、 94、 99、 106 および 115 は、何れも、プレス成形性に劣っていた。合金化処理温度がこの発明の範囲を外れて低かった比較用供試体 Nos.77、 86、 107 および 116 は、何れも、プレス成形性に劣っていた。合金化処理温度がこの発明の範囲を外れて高かった比較用供試体 No. 80、 89、 110 および 119 は、何れも、耐パウダリング性に劣つていた。伸張率が 0 %、即ち、調質圧延処理が行われなかった比較用供試体 Nos. 59 、 64、 69、 82、 91、 96、 103 および 112は、何れも、塗装後鮮映性に劣っていた。比較用試験片 No.101は、メツキ鋼板が、レーザーダルロールによって、調質圧延されたため、メッキ層が損傷を受け、耐パゥダリング性に劣っていた。これに対し、亜鉛溶融メツキ浴中のアルミニウム含有量、初期反応温度、合金化温度および伸張率のすべてが、この発明の範囲内であった本発明試験片 Nos. 60 、 61、 65、 66、 70-75 、 78、 79、 83、 84、 87、 88、 92、 93、 97、 98、 104 、 105 、 108 、 109 、 113 、 114 、 117 および 118 は、何れも、プレス成形性、耐パウダリング性および塗装後鮮映性のすべてにおいて優れていた。第 3発明の実施例 2

0.8mm の板厚を有する、 IF鋼ベースの熱延鋼板に、この発明の範囲内の冷間圧延条件に従って、冷間圧延処理を施して、複数枚の延鋼板を調製した。次いで、このように調製された冷延鋼板に、亜鉛溶融メツキ処理、合金化処理および調質圧延処理を、この順序で施し、そして、この発明の範囲内において、亜鉛溶融メツキ処理条件、合金化処理条件および調質圧延処理条件を変えることによって、複数枚の合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板が製造された。このように製造された合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板は、鋼板の片面当り 30 g/m²のメツキ量を有する複数枚のメツキ鋼板と、鋼板の片面当り 45 g/m ²のメツキ量を有する複数枚のメツキ鋼板と、そして、鋼板の片面当り 60 g/m ²メッキ量を有する複数枚のメツキ鋼板とからなつていた。このように製造された、その表面上に合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ層が形成された複数枚の合金化処理鉄 —亜鉛合金溶融メツキ鋼板から、この発明の範囲内の複数枚の供試体（以下、 "本発明供試体" という）を調製した。比較のために、冷間圧延処理条件、亜鉛溶融メツキ処理条件、合金化処理条件およぴ調質圧延条件のうちの少なくとも 1 つがこの発明の範囲外の条件によって、熱延鋼板に、冷間圧延処理、亜鉛溶融メツキ処理、合金化処理および調質圧延処理を施して、複数枚の合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板を製造した。このように製造された合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ鋼板は、鋼板の片面当り 30 g/m ²のメツキ量を有する複数枚のメツキ鋼板と、鋼板の片面当り 45 g/m ²のメツキ量を有する複数枚のメツキ鋼板と、そして、鋼板の片面当り 60 g/m ²メツキ量を有する複数枚のメツキ鋼板とからなつていた。このように製造された、その両表面上に合金化処理鉄—亜鉛合金溶融メツキ層が形成された複数枚の合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ鋼板から、この発明の範囲外の複数枚の供試体（以下、 " 比較用供試体" という）を調製した。本発明供試体および比較用供試体の各々について、冷間圧延処理における、冷延ロールの中心線平均粗さ（Ra)、および、冷延鋼板の断面曲線をフーリエ変換して得られる、 1 00から 2, 000 の範囲内の波長域におけるパワースぺクトルの積分値；亜鉛溶融メツキ処理における、メツキ量、亜鉛溶融メツキ浴中のアルミニウム含有量、冷延鋼板の温度、および、浴温；合金化処理における初期反応温度および合金化処理温度；並びに、調質圧延処理における、調質圧延ロールの中心線平均粗さ（Ra)、伸張率、および、調質圧延された合金化処理鉄-亜鉛合金溶融メッキ鋼板の断面曲線をフ一リエ変換して得られる、 1 00から 2, 000 ^の範囲内の波長域におけるパワースぺクトルの積分値を、第 8表および 9表に示す。

第 8 表

第 9 表

本発明供試体および比較用供試体の各々について、第 3発明の実施例 1 におけると同一の方法で、プレス成形性、耐パウダリング性および塗装後鲜映性を調査した。その試験結果を、第 8表および第 9表に併せて示す。第 8表および第 9表から明らかなように、本発明供試体 No. 120のプレス成形性、耐パウダリング性および塗装後鮮映性は何れも良好であった。しかしながら、本発明供試体 No. 120の製造方法においては、冷延ロールの中心線平均粗さ（Ra)が小さかつたことに起因して、冷延ロールにロール疵が発生しやすく、その結果、製品の品質において若干の劣化が認められた。本発明供試体 Nos. 125- 127 の製造方法において、熱延鋼板は、冷延鋼板のパワースぺクトルの積分値が高くなる冷延ロールを使用して冷間圧延され、そして、合金化処理鉄-亜鉛合金溶融メツキ鋼板は、調質圧延処理後の合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板のパワースぺクトルの積分値が高くなる従来の調質圧延ロールを使用して調質圧延された。その結果、本発明供試体 Nos. 125- 127 は、塗装後鮮映性において若干劣っていた。本発明供試体 No. 134は、プレス成形性、耐パウダリング性および塗装後鮮映性のすべてにおいて優れていたが、調質圧延の伸張率が高いことに起因して、製品の品質において若干の劣化が認められた

比較用供試体 Nos. 135 および 136 は、合金化温度がこの発明の範囲を外れて低かったことに起因して、プレス成形性に劣っていた。比較用供試体 No. 138は、レーザーダルロールによって、表面形状が付与された冷延鋼板が使用されたことに起因して、耐パウダリング性に劣っていた。比較用供試体 No.142は、合金化温度がこの発明の範囲を外れて高かったことに起因して、プレス成形性および耐パゥダリング性に劣つていた。比較用供試体 No.143は、亜鉛溶融メツキ浴中のアルミ二ゥム含有量がこの発明の範囲を外れて少なかったことに起因して、プレス成形性および耐パウダリング性に劣っていた。比較用供試体 No.149においては、亜鉛溶融メツキ浴中のアルミニウム含有量がこの発明の範囲を外れて多かったことに起因して、鉄と亜鉛との間の合金化反応が生じなかった。本発明供試体 No.150は、プレス成形性および耐パゥダリング性に優れていたが、調質圧延処理後の合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メッキ鐧板のパワースぺクトル積分値が大きかったことに起因して、塗装後鲜映性にやや劣っていた。これに対し、冷間圧延処理における、冷延ロールの中心線平均粗さ（Ra)、および、冷延鋼板の断面曲線をフーリエ変換して得られる、 100から 2, 000 /mの範囲内の波長域におけるパワースぺクトルの積分値、亜鉛溶融メツキ浴中のアルミニウム含有量、合金化処理における初期反応温度および合金化処理温度、調質圧延処理における調質圧延ロールの中心線平均粗さ（Ra)、伸張率、および、調質圧延された合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板の断面曲線をフーリェ変換して得られる、 100から 2, 000 ^の範囲内の波長域におけるパワースぺクトルの積分値のすべてが、この発明の範囲内である本発明供試体 Nos. 12卜 124 、 128-133 、 137 、 139-141 、および、 144-148 は、プレス成形性、耐パウダリング性および塗装後鲜映性のすべてに優れていた。次に、この発明の合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板を製造するための第 4発明の方法を、実施例により、比較例と対比しなから更に詳細に説明する。第 4発明の実施例 1 各種の I F鋼をべ一スとし、ボロン、チタン、ニオブ、可溶性ァルミニゥムおよび窒素の量を変化させて、第 10表および 11表に示した、この発明の範囲内の成分組成を有する鋼（以下、 "本発明鋼- という）、および、この発明の範囲外の成分組成を有する鋼（以下、 "比較用鋼" という）を調製した。

0 表

但し 12 ― i - ¹ >/93

第 1 1 表綱 Να 鋼種種別 C Si n P S sol. Al N Nb Ti B (Ti+Nb)*/C

D - 8 Ti, Nb-IF鋼本発明鋼 0.0023 0.02 0.13 0.007 0.002 0.045 0.0025 0.000 0.020 0 0.9

D- 9 Ti. Nb-IFS¾ 本発明鋼 0.0023 0.02 0.13 0.007 0.002 0.045 0.0025 0.005 0.017 0

D-10 Ti. 鋼本発明鋼 0.0023 0.02 0.13 0.007 0.002 0.045 0.0025 0.010 0.015 0

D-11 Ti, Nb-IF鋼本発明綱 0.0023 0.02 0.13 0.007 0.002 0.045 0.0025 0.015 0.012 0

0-12 Nb-IF m 本発明鋼 0.0023 0.02 0.13 0.007 0.002 0.045 0.0025 0.016 0 0

Ε - 1 Ti-!F ハ ίン鋼比 β用鋼 0.0023 0.15 0.60 0.020 0.002 0.045 0.0025 0 0 11.8

Ε - 2 Ti-iF テン + B 綱本発明鋼 0.0023 0.15 0.60 0.020 0.002 0.045 0.0025 0.000 0.120 0.0004

Ε- 3 Ti-iF ハイチン + B 綱本発明鋼 0.0023 0.15 0.60 0.020 0.002 0.045 0.0025 0.000 0.120 0.0011

Ε- 4 Ti- IF ハイテン + B 鋼本発明鋼 0.0023 0.15 0.60 0.020 0.002 0.045 0.0025 0.000 0.120 0.0018

Ε - 5 Ti-IF Wテン + B 鋼比抆用鋼 0.0023 0.15 0.60 0.020 0.002 0.045 0.0025 0.000 0.120 0.0023

F - 1 Ti. S'b-IF '"テン鋼比絞用鋼 0.0030 0.02 0.65 0.050 0.002 0.045 0.0025 0.010 0.070 0 5.3

F - 2 Ti. Nb-iF テン + B鋼本発明鋼 0.0030 0.02 0.65 0.050 0.002 0.045 0.0025 0.010 0.070 0.0004

F- 3 Ti, Nb- IFハイ ίン +B鋼本発明鋼 0.0030 0.02 0.65 0.050 0.002 0.045 0.0025 0.010 0.070 0.0011

F- 4 Ti, Nb- IFハイン +B鋼本発明鋼 0.0030 0.02 0.65 0.050 0.002 0.045 0.0025 0.010 0.070 0.0018

F - 5 Ti , Nb-IFノ"テン + Bif¾ 比抆用 J鋼 0.0030 0.02 0.65 0.050 0.002 0.045 0.0025 0.010 0.070 0.0023

G Ti, Nb- IFハイテン鋼本発明鋼 0.0030 0.15 0.65 0.020 0.002 0.045 0.0025 0.010 0 0 0.4

Η Nb-IF 'Wテン鋼本発明鋼 0.0030 0.02 0.65 0.040 0.002 0.045 0.0025 0.010 0 0

!- 1 Nb-IF m 比 β用鋼 0.0021 0.02 0.12 0.005 0.002 0.045 0.0025 0.030 0 0 1.8

1 - 2 Nb-IF +B綱本発明鋼 0.0021 0.02 0.12 0.005 0.002 0.045 0.0025 0.030 0 0.0004

I - 3 Nb-IF +B綱本発明鋼 0.0021 0.02 0.12 0.005 0.002 0.045 0.0025 0.030 0 0.0011

I - 4 Nb-IF +B鋼本発明鋼 0.0021 0.02 0.12 0.005 0.002 0.045 0.0025 0.030 0 0.0018

I - 5 Nb-IF iB 比校用鋼 0.0021 0.02 0.12 0.005 0.002 0.045 0.0025 0.030 0 0.0023

1 - 6 Nb-IF 本発明鋼 0.0021 0.02 0.12 0.005 0.002 0.010 0.0100 0.030 0 0

但し、（Ti+Nb)*/C= 12 ((. Ti — 1.5S — 3.4N)/48 + Nb/93} /C o

o

本発明鋼および比較用鋼からなる、 0. 8mm の板厚を有する複数枚の冷延鋼板を使用して、連続亜鉛溶融メツキラインにより、所定のメツキ量を有する種々の合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板を製造した。即ち、上記冷延鋼板に、第 4発明の方法の範囲内において、亜鉛溶融メツキ処理、合金化処理および調質圧延処理を、それぞれの条件を変化させながら施して、複数枚の合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板を製造した。このように製造された合金化処理鉄-亜鉛合金溶融メツキ鋼板は、鋼板の片面当り 30 g/m ²のメツキ量を有する複数枚のメツキ鋼板と、鋼板の片面当り 45 g/m ²のメツキ量を有する複数枚のメツキ鋼板と、そして、鋼板の片面当り 60 g/m ²メツキ量を有する複数枚のメツキ鋼板とからなつていた。このように製造された、その両表面上に合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ層が形成された合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板から、この発明の範囲内の供試体（以下、 "本発明供試体" という）を調製した

比較のために、亜鉛溶融メツキ処理条件および合金化処理条件のうちの少なくとも 1 つがこの発明の範囲外の条件によって、冷延鋼板に、亜鉛溶融メツキ処理、合金化処理および調質圧延処理を施して、複数枚の合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板を製造した。このように製造された合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板は、鋼板の片面当り 30 g/m ²のメツキ量を有する複数枚のメツキ鋼板と、鋼板の片面当り 45 g/m ²のメッキ量を有する複数枚のメツキ鋼板と、そして、鋼板の片面当り 60 g/m ²メツキ量を有する複数枚のメツキ鋼板とからなつていた。このように製造された、その両表面上に合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ層が形成された複数枚の合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板から、この発明の範囲外の複数枚の供試体（以下、 "比較用供試体" という）を調製した。本発明供試体および比較用供試体の各々について、冷延鋼板の種類、冷延鋼板中における炭素、窒素およびボロンの合計固溶量、亜鉛溶融メツキ処理における、メツキ量、亜鉛溶融メツキ浴中のアルミニゥム含有量、合金化処理における初期反応温度および合金化処理温度、並びに、調質圧延処理における伸張率を、第 12表から第 15 表に示す。

1 2 表

第 1 3 表

第 14 表

C, Ν, Β メ;)牛合金 m プレス成形性耐パウダリング性塗装後鲜映性

の固溶 Α浴1 の.

豳 ΐ度化温の伸備考

No. ft i着 5S牛摩擦評価評価 NSIC 評価

(ppm) (g/m²) (wt: %) (V) (¾) 係数 (g/m^?) 値

191 1-2 4 45 0.12 510 0.7¾ 0.148 良好 4.3 良好 90.0 良好本発明供試体

192 1-3 11 45 0.12 510 0.7% 良好 4.2 良好 90.0 良好本発明供試体

193 1 -Ί 18 Ί5 0.12 510 0.7¾ 良好 4.2 良好 90.0 良好本発明供試体

6 23 45 0.12 510 0.7¾ η V. i ]

194 1 - 'i 良好 4.2 良好 90.0 良好比較用供試体（品 K劣化）

195 I - 5 15 45 0.12 510 0.7¾ U. H4 良好 4.2 良好 90.0 良好本発明供試体

196 Λ - 1 11 45 0.12 510 0.7¾ 良好 4.4 良好 90.0 良好本発明供試体（Pe- C 予備キ）

197 Λ- 1 11 45 0.12 510 o. n 0.146 良好 4.4 良好 90.0 良好本発明供試体（Pe- N 予備キ）

198 Α - 1 11 45 0.12 510 0.7% 0.146 良好 4.4 良好 90.0 良好本発明供試体（Pe- B 予備キ） ο o

199 Λ-1 11 45 0.12 510 0.7¾ 0.146 良好 4.4 良好 90.0 良好本発明供試体（窒化処理） n i

200 Α-1 11 45 0.12 510 0.7¾ 0.146 良好 4.4 良好 90.0 良好本発明供試体（硼酸溶液処理）

201 Β-2 5 30 0.12 510 0.7¾ 0.144 良好 3.1 良好 90.0 良好本発明供試体

202 Β-2 5 60 0.12 510 o. n 0.148 良好 4.8 良好 90.0 良好本発明供試体

203 Β-2 5 45 0.04 510 0.7% 0.180 劣る 7.5 劣る 90.0 良好比較用供試体

204 Β-2 5 45 0.08 510 0.7% 0.149 良好 4.8 良好 90.0 良好本発明供試体

205 Β- 2 5 45 0.16 510 0.7% 0.142 良好 4.0 良好 90.0 良好本発明供試体

206 Β-2 5 45 0.20 510 0.7% 0.141 良好 3.8 良好 90.0 良好本発明供試体

207 Β-2 5 45 0.30 510 0.7% 0.140 良好 3.7 良好 90.0 良好本発明供試体

208 Β-2 5 Ί5 0.32 510 0.7% 比較用供試体（合金化反応 if)

209 Β-2 5 45 0.12 470 0.7% 0.175 劣る 4.2 良好 90.0 良好本発明供試体

210 -2 5 45 0.12 470 0.7% 良好 4.5 良好 90.0 良好本発明供試体

第 1 5 表綱板 C, N, B + " m

台 SE lm I eXn. ブレス成形性耐パ Wリンダ性塗装後鲜映性備考

のの

rn.固 i¾ 化温の伸

記号 ¾¾平 sriini sTidn i) 1し arm

(ppm) (？) {%) 係 ¾ 値

1

丄丄 B-2 5 45 590 0.7¾ 0.144 良好 4.7 良好 90.0 良好本発明供試体

乙丄 B-2 5 45 620 0.7¾ 0.160 劣る 8.1 劣る 90.0 良好比較用供試体

B-2 5 45 0. 12 510 0 ¾ 0.146 良好 4.2 良好 75.0 劣る比較用供試体

二 ■ '

B-l 0 45 0. 12 510 0.7¾ 0.148 良好 8.5 劣る 90.0 良好比較用供試体（いザ-タ) L網板） lJ C-2 6 30 0. 12 510 0.7¾ 0.142 良好 2.5 良好 90.0 良好本発明供試体

C-2 6 60 0 12 510 0.7¾ 0.148 良好 4.6 良好 90.0 良好本発明供試体

C-2 6 45 0 04 510 0.7% 0.180 劣る 7.3 劣る 90.0 良好比校用供試体

218 C-2 6 45 0.08 510 0.7% 0.148 良好 4.8 良好 90.0 良好本発明供試体

219 C-2 6 45 0.16 510 0.7¾ 0.143 良好 4.0 良好 90.0 良好本発明供試体

220 C-2 6 45 0.20 510 0.7% 0.142 良好 3.8 良好 90.0 良好本発明供試体

221 C-2 6 45 0.30 510 0.7¾ 0.143 良好 3.7 良好 90.0 良好本発明供試体

222 C-2 6 45 0.32 510 0.7¾ 比較用供試体（合金化反応せ f)

223 C-2 6 45 0.12 470 0. η 0.178 劣る 4.2 良好 90.0 良好比較用供試体

224 C-2 6 45 0. 12 550 0.7% 0.146 良好 4.2 良好 90.0 良好本発明供試体

225 C-2 6 45 0. 12 590 0.7¾ 0.146 良好 4.2 良好 90.0 良好本発明供試体

226 C-2 6 45 0. 12 620 0.7% 0.155 劣る 8.2 劣る 90.0 良好比校用供試体

227 C-2 6 45 0. 12 510 0 ¾ 0.146 良好 4.2 良好 75.0 劣る比較用供試体

228 C-l 0 45 0. 12 510 0.7% 0. 148

¹ 良好 8.5 劣る 90.0 良好比較用供試体（レ-ザ-タル網板)

本発明供試体および比較用供試体の各々について、第.3発明の実施例 1 におけると同一の方法で、プレス成形性、耐パウダリング性および塗装後鲜映性を調査した。プレス成形性、耐バウダリング性および塗装後鲜映性の評価基準は、第 3発明の実施例 1 におけると同一であった。その試験結果を、第 12表から第 15表に併せて示す。第 12表一第 15表から明らかなように、比較例供試体 Nos.151 、 156 、 161 、 166 、 178 、 183 および 190 は、何れも、冷延鋼板中の炭素、窒素およびボロンの合計固溶量が 0であったことに起因して、プレス成形性に劣っていた。比較用供試体 Nos. 155、 160 、 165 、 182 、 187 および 194 は、冷延鋼板中の炭素、窒素およびボロンの合計固溶量がこの発明の範囲を超えて多かったことに起因して、その品質が劣化した。比較用供試体 Nos. 203および 217 は、亜鉛溶融メツキ浴中のアルミニゥム含有量がこの発明の範囲を外れて低かったことに起因して

、プレス成形性および耐バウダリング性に劣っていた。比較用供試体 Nos.208 およぴ 222 においては、亜鉛溶融メッキ浴中のアルミ二ゥ厶含有量がこの発明の範囲を外れて高かったことに起因して、鉄と亜鉛との間の合金化反応が生じなかった。比較用供試体 No.223は、合金化処理温度がこの発明の範囲を外れて低かったことに起因して、プレス成形性に劣っていた。比較用供試体 Nos. 212および 226 は、合金化処理温度がこの発明の範囲を外れて高かったことに起因して、プレス成形性および耐パゥダリング性に劣っていた。比較用供試体 Nos.213 および 227 は、調質圧延における伸張率が 0 %であつたこと、即ち、調質圧延処理が施されなかったことに起因して、塗装後鲜映性に劣っていた。比較用供試体 Nos.214 および 228 は、メツキ鋼板が、レーザーダルロールによって調質圧延されたため、メツキ層が破壊され、耐パウダリング性に劣っていた。これに対し、冷延鋼板中の炭素、窒素およびボロンの合計固溶量、亜鉛溶融メツキ浴中のアルミニウム含有量、合金化処理温度および調質圧延処理における伸張率のすべてがこの発明の範囲内であつた本発明供試体 No s. 1 52 から 154 、 157 から 159 、 1 62 から 1 64 、 1 67 から 177 、 179 から 181 、 184 から 1 86 、 1 88 から 189 、 1 91 から 1 93 、 1 95 から 202 、 204 から 207 、 209 から 21 1 、 21 5 から 21 6 、 21 8 から 221 および 224から 225 は、何れも、プレス成形性、耐パゥダリング性および塗装後鲜映性のすべてにおいて優れていた。第 4発明の実施例 2 冷間圧延処理における冷延ロールの中心線平均粗さ（Ra)、冷延鋼板の断面曲線をフ一リエ変換して得られる、 100 から 2, 000 の範囲内の波長域におけるパワースぺクトルの積分値を、この発明の範囲内において変えながら、第 4発明の実施例 1 におけると同一の成分組成を有する本発明鐧および比較用鋼からなる、 0. 8mm の板厚を有する複数枚の冷延鋼板を調製した。このように調製された複数枚の冷延鋼板に、亜鉛溶融メツキ処理、合金化処理および調質圧延処理を、この順序で施し、そして、この発明の範囲内において、亜鉛溶融メツキ処理条件、合金化処 i 条件および調質圧延処理条件を変えることによって、複数枚の合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板が製造された。このように製造された合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ鋼板は、鋼板の片面当り 3 () g/m²のメツキ量を有する複数枚のメツキ鋼板と、鋼板の片面当り 45 g/m ²のメツキ量を有する複数枚のメツキ鋼板と、そして、鋼板の片面当り 60 g/m ²メツキ量を有する複数枚のメツキ鋼板とからなつていた。 'このように製造された、その両表面上に合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メッキ層が形成された複数枚の合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板から、この発明の範囲内の複数枚の供試体（以下、 "本発明供試体" という）を調製した。比較のために、冷延鋼板中の炭素、窒素およびボロンの合計固溶量、冷間圧延処理条件、亜鉛溶融メツキ処理条件、合金化処理条件および調質圧延条件のうちの少なくとも 1 つがこの発明の範囲外の条件によって、熱延鋼板に、冷間圧延処理、亜鉛溶融メツキ処理、合金化処理および調質圧延処理を施して、複数枚の合金化処理鉄 - 亜鉛合金溶融メツキ鋼板を製造した。このように製造された合金化処理鉄 -亜鉑合金溶融メツキ鋼板は、鋼板の片面当り 30g/m ²のメッキ量を有する複数枚のメツキ鋼板と、鋼板の片面当り 45 g/m ²のメッキ量を有する複数枚のメツキ鋼板と、そして、鋼板の片面当り 60 g/ m²メツキ量を有する複数枚のメツキ鋼板とからなつていた。このようにして、その両表面上に合金化処理鉄—亜鉛合金溶融メツキ層が形成された複数枚の合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メッキ鋼板から、この発明の範囲外の複数枚の供試体（以下、 "比較用供試体" という）を調製した。本発明供試体および比較用供試体の各々について、冷延鋼板の種類、冷延鋼板中の炭素、窒素およびボロンの合計固溶量、冷間圧延処理における冷延ロールの中心線平均粗さ（Ra)、冷延鋼板の断面曲線をフーリエ変換して得られる、 1 00から 2, 000 /ΛΠの範囲内の波長域におけるパワースペクトルの積分値、亜鉛溶融メツキ処理における、メツキ量、亜鉛溶融メツキ浴中のアルミニウム含有量、合金化処理における合金化処理温度、並びに、調質圧延処理における、調質圧延ロールの中心線平均粗さ（Ra)、調質圧延処理後の前記合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板の断面曲線をフーリエ変換して得られる、 1 00から 2， 000 の範囲内の波長域におけるパワースぺクトルの積分値、および、調質圧延における伸張率を、第 1 6表から第 17表に示す。

6 表

7 表レス成形性 'lウダリン，.性

供 Si!板 C N. B メツキ冷 12M M圧圧 ffl ア

化溫板 0バ 7- a-m 板

f& βバ 7- Ϊ9圧の

n a Ri o伸 ¾Φ 5T \w No 1し

！己号

体 «分 (1 備考

s a分 ta ^

Να 、 ■ S

( m). (g/m^!) (°C) (_"m) (¾) (g/m"

245 B-2 5 45 0.14 475 0.5 220 0.3 150 0.7% 0.155 劣る 3.2 良好 91.0 良好比絞用供試体

246 B-2 5 45 0.14 510 0.5 220 0.3 130 0.7% 0.140 良好 3.6 良好 92.0 良好本発明供試体

247 B-1 0 45 0.14 510 0.5 212 0.8 130 0.7¾ 0.143 良好 8.5 劣る 91.5 良好比絞用供試体（レ-ザ-ダル鋼板）

248 8-2 5 45 0.14 540 0.5 212 0.3 100 0.7% 0.139^; 良好 3.9 良好 91.5 良好本発明供試体

249' B-2 5 45 0.14 570 0.5 212 0.3 80 0.7% 0.139 良好 4.2 良好 92.0 良好本発明供試体

250' B-2 5 45 0.14 600 0.5 220 0.3 50 0.7¾ 0.143 良好 4.5 良好 92.0 良好本発明供試体

251 B-2 5 45 0.14 620 0.5 220 0.3 142 0.7¾ 0.155 劣る 6.5 劣る 92.0 良好比絞用供試体

252： B-2 5 45 0.04 540 0.5 212 0.3 130 0.7¾ 0.185 劣る 7.2 劣る 92.0 良好比絞用供試体

253 B-2 5 45 0.08 540 0.5 223 0.3 130 0.7% 0.148 良好 4.2 良好 92.0 良好本発明 *試体

254 B-2 5 45 0.12 540 0, 5 223 0.3 130 0.7¾ 0.142 良好 3.6 良好 92.0 良好本発明供試体

255 B-2 5 45 0.16 540 0.5 232 0.3 130 0.7¾ 0.138 良好 3.6 良好 92.0 良好本発明供試体

256 8-2 5 45 0.20 540 0.5 212 0.3 130 0.1% 0.138 良好 3.6 良好 92.0 良好本発明供試体

257 B-2 5 45 0.30 540 0.5 250 0.3 130 0.7¾ 0.139 良好 3.6 良好 92.0 良好本発明供試体

258 B-2 5 30 0.32 540 0.5 220 0.3 130 0.7¾ 比校用供試体（合金化反応せ f)

259 B-2 5 45 0.14 510 0.5 220 0.6 226 0.7¾ 0.140 良好 3.6 良好 80.0 本発明供試体

本発明供試体および比較用供試体の各々について、第 4発明の実施例 1 におけると同一の方法で、プレス成形性、耐パウダリング性および塗装後鲜映性を調査した。プレス成形性、耐パゥダリング性および塗装後鮮映性の評価基準は、第 4発明の実施例 1 におけると同一であった。その試験結果を、第 1 6表および第 17表に併せて示す

第 1 6表および第 17表から明らかなように、本発明供試体 No. 229のプレス成形性、耐パゥダリング性および塗装後鲜映性は何れも良好であった。しかしながら、本発明供試体 No. 229の製造方法においては、冷延口一ルの中心線平均粗さ（Ra)が小さかつたことに起因して、冷延ロールにロール疵が発生しやすく、その結果、製品の品質において若干の劣化が認められた。本発明供試体 Nos . 234 から 236 の製造方法においては、熱延鋼板は、冷延鋼板のパワースぺクトルの積分値が高くなる冷延ロールをを使用して、冷間圧延され、そして、合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板は、調質圧延処理後の合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板のパワースぺクトル積分値が高くなる従来の調質圧延ロールを使用して、調質圧延された。その結果、本発明供試体 Nos. 234 から 236 は、塗装後鲜映性において若干劣っていた。比較用供試体 No. 247は、レーザ一ダルロールによって表面形状が付与された冷延鋼板が使用されたことに起因して、耐パウダリング性に劣っていた。比較用供試体 No . 243は、調質圧延処理における伸張率がこの発明の範囲を外れて高かったことに起因して、合金化処理鉄ー亜鉛合金溶融メツキ鋼板の品質が劣っていた。比較用供試体 Nos . 244 および 245 は、合金化処理温度がこの発明の範囲を外れて低かったことに起因して、プレス成形性に劣っていた。比較用供試体 No . 251は、合金化処理温度がこの発明の範囲を外れて高かったことに起因して、耐バウダリング性に劣っていた。比較用供試体 No . 252 は、亜鉛溶融メツキ浴中のアルミニウム含有量がこの発明の範囲を外れて低かったことに起因して、耐パウダリング性に劣っていた。比較用供試体 No. 258においては、亜鉛溶融メツキ浴中のアルミ二ゥム含有量がこの発明の範囲を外れて高かったことに起因して、鉄と亜鉛との間の合金化反応が生じなかった。比較用供試体 No . 259は、調質圧延ロールの中心線平均粗さ（Ra)がこの発明の範囲を外れて高く、そして、調質圧延処理後の合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メッキ鋼板の断面曲線をフーリエ変換して得られる、 1 00から 2, 000 ( の範囲内の波長域におけるパワースペクトルの積分値がこの発明の範囲を外れて高かったことに起因して、塗装後鲜映性に劣っていた

これに対し、冷延鋼板中の炭素、窒素およびボロンの合計固溶量、冷間圧延処理における冷延ロールの中心線平均粗さ（Ra：)、冷延鐧板の断面曲線をフーリエ変換して得られる、 100 から 2. 000 の範囲内の波長域におけるパワースぺクトルの積分値、亜鉛溶融メツキ処理における、メツキ量、亜鉛溶融メツキ浴中のアルミニウム含有量、合金化処理における合金化処理温度、並びに、調質圧延処理における、調質圧延ロールの中心線平均粗さ（Ra)、調質圧延処理後の合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メッキ鋼板の断面曲線をフーリエ変換して得られる、 1 00 から 2. 000 の範囲内の波長域におけるパワースぺクトルの積分値、および、調質圧延処理における伸張率のすべてがこの発明の範囲内であった本発明供試体 No s . 230 から 233 、 237 から 241 、 246 、 248 から 250 、および、 253 から 257 は、何 _ _

れも、プレス成形性、耐パウダリング性および塗装後鲜映性のすべてにおいて優れていた。次に、この発明の合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板を製造するための第 5発明の方法を、実施例により、比較例と対比しながら更に詳細に説明する。第 5発明の実施例 1

0. 8mm の板厚を有する、複数枚の I F鋼ベースの冷延鋼板を使用して、連続亜鉛溶融メツキラインにより、所定のメツキ量を有する種々の合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板を製造した。即ち、上記冷延鋼板に、第 5発明の方法の範囲内において、亜鉛溶融メツキ処理、合金化処理および調質圧延処理を、それぞれの条件を変化させながら施して、複数枚の合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板を製造した。このように製造された合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板は、鋼板の片面当り 30 g/m ²のメツキ量を有する複数枚のメツキ鋼板と、鋼板の片面当り 45 g/m ²のメツキ量を有する複数枚のメツキ鋼板と、そして、鋼板の片面当り 60 g/m ²メツキ量を有する複数枚のメツキ鋼板とからなつていた。このように製造された、その両表面上に合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メッキ層が形成された複数枚の合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板から、この発明の範囲内の複数枚の供試体（以下、 "本発明供試体" という）を調製した。比較のために、亜鉛溶融メツキ処理条件および合金化処理条件のうちの少なくとも 1 つがこの発明の範囲外の条件によって、冷延鋼板に、. 亜鉛溶融メッキ処理、合金化処理および調質圧延処理を施して、複数枚の合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ鋼板を製造した。このように製造された合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板は、鋼板の片面当り 30 g/m ²のメツキ量を有する複数枚のメツキ鋼板と、鋼板の片面当り 45 g/m ²のメツキ量を有する複数枚のメツキ鋼板と、そして、鋼板の片面当り 60 g/m²メッキ量を有する複数枚のメツキ鋼板とからなつていた。このように製造された、その両表面上に合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ層が形成された複数枚の合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板から、この発明の範囲外の複数枚の供試体（以下、 "比較用供試体" という）を調製した。本発明供試体および比較用供試体の各々について、亜鉛溶融メッキ処理における、メツキ量、亜鉛溶融メツキ浴中のアルミニウム含有量、合金化処理における合金化処理温度、並びに、調質圧延処理における伸張率を、第 1 8表および第 1 9表に示す。

第 18 表

第 19 表供メツキ浴中の愈金化綑圧のプレス成形性耐パウダリング性塗装後鲜映性

試付着量 A£豳度曇度伸張率備考

体摩擦係数評価評価 NS1C植評価

No. (g/m²) t.¾ ） (¾) (g/m⁵) (g/m²)

280 45 0.14 620 0.7 0.155 劣る 7.5 劣る 90.5 良好比較用供試体

281 45 0.16 450 0.7 0.165 劣る 2.3 良好 90.0 良好比校用供試体

282 45 0.16 475 0.7 0, 155 劣る 2.5 良好 90.0 良好比較用供試体

283 45 0.16 510 0.7 0.138 良好 2.1 良好 89.0 良好本発明供試体

284 45 0.16 510 0.7 0.141 良好 7.5 劣る 88.5 良好比較用供試体（レーザーダル綱板）

285 45 0.16 525 0.7 0.138 良好 3.5 良好 90.0 良好本発明供試体

286 45 0.16 550 0.7 0.141 良好 4.3 良好 90.0 良好本発明供試体

287 45 0.16 600 0.7 0.151 劣る 4.6 良好 90.0 良好比較用供試体

288 45 0.16 650 0.7 0.153 劣る 6.2 劣る 91.3 良好比較用供試体

289 45 0.20 450 0.7 0.153 劣る 2.2 良好 91.2 良好比較用供試体

290 45 0.20 500 0.7 0.141 良好 2.3 良好 88.0 良好比較用供試体（合金化時間大）

291 45 0.20 550 0.7 0.140 良好 3.8 良好 88.0 良好本発明供試体

292 45 0.20 580 0.7 0.141 良好 4.1 良好 89.0 良好本発明供試体

293 45 0.20 650 0.7 0.141 良好 5.8 劣る 89.2 良好比較用供試体

294 45 0.25 500 0.7 0.138 良好 2.2 良好 89.0 良好比較用供試体（合金化時間大）

295 45 0.25 550 0.7 0.139 良好 2.2 良好 89.0 良好本発明供試体

296 45 0.25 600 0.7 0.141 良好 3.4 良好 90.0 良好本発明供試体

297 45 0.25 650 0.7 0.152 劣る 5.2 劣る 88.0 良好比較用供試体

298 45 0.30 500 0.7 比較用供試体（合金化反応せず）

299 45 0.30 600 0.7 比較用供試体（合金化反応せず）

本発明供試体および比較用供試体の各々について、プレス成形性、耐パウダリング性および塗装後鲜映性を、以下に述べる試験方法によつて調査した。プレス成形性の試験は、第 3発明の実施例 1 におけると同一の方法で行われた。プレス成形性の評価基準もまた、第 3発明の実施例 1 におけると同一であった。プレス成形性の試験結果を、第 18表および第 1 9表に併せて示す。耐パウダリング性の試験は、第 3発明の実施例 1 におけると同一の方法で行われた。耐パウダリング性の評価基準もまた、第 3発明の実施例 1 におけると同一であった。耐パウダリング性の試験結果を、第 18表および第 1 9表に併せて示す。塗装後鮮映性の試験は、第 3発明の実施例 1 におけると同一の方法で行われた。塗装後鲜映性の評価基準もまた、第 3発明の実施例 1 におけると同一であった。塗装後鲜映性の試験結果を、第 18表および第 19表に併せて示す。第 18表および第 1 9表から明らかなように、比較用供試体 No s . 260 、 261 、 263 、 267 から 270 、 279 から 282 、 287 から 289 、 293 、および、 297 から 299 は、亜鉛溶融メツキ浴中のアルミニウム含有量および合金化処理温度の何れかが、この発明の範囲を外れていたことに起因して、プレス成形性、耐パゥダリング性および塗装後鲜映性の何れかにおいて劣っていた。比較用供試体 No s . 265 、 274 および 284は、亜鉛溶融メツキ浴中のアルミニウム含有量および合金化処理温度はこの発明の範囲内であつたが、冷延鋼板が、レーサ一ダルロールによって、調質圧延されたため、メツキ層が損傷し、耐パゥダリング性に劣っていた。比較用供試体 No s . 290 および 294 においては、合金化処理温度が低かったことに起因して、鉄と亜鉛との間の合金化処理の完了までに、かなり時間を必要とした。これに対して、本発明供試体 No s . 262 、 264 、 266 、 271 から 273 、 275 から 278 、 283 、 285 、 286 、 291 、 292 、 295 および 296は、何れも、プレス成形性、耐パウダリング性および塗装後鲜映性のすべてにおいて優れていた。第 5発明の実施例 2

0. 8mm の板厚を有する、 I F鋼ベースの熱延鋼板に、この発明の範囲内の冷間圧延条件に従って、冷間圧延処理を施して、複数枚の冷延鋼板を調製した。次いで、このように調製された冷延鋼板に、亜鉛溶融メツキ処理、合金化処理および調質圧延処理を、この順序で施し、そして、この発明の範囲内において、亜鉛溶融メツキ処理条件、合金化処理条件および調質圧延処理条件を変えることによって、複数枚の合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ鋼板が製造された。このように製造された合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板は、鋼板の片面当り 30g/m ²のメツキ量を有する複数枚のメツキ鋼板と、鋼板の片面当り 45g/m²のメッキ量を有する複数枚のメツキ鋼板と、そして、鋼板の片面当り 60 g/m ²メッキ量を有する複数枚のメツキ鋼板とからなつていた。このように製造された、その両表面上に合金化処理鉄-亜鉛合金溶融メツキ層が形成された複数枚の合金化処理鉄—亜鉛合金溶融メツキ鋼板から、この発明の範囲内の複数枚の供試体（以下、 "本発明供試体" という）を調製した。比較のために、冷間圧延処理条件、亜鉛溶融メツキ処理条件、合金化処理条件および調質圧延条件のうちの少なくとも 1 つがこの発明の範囲外の条件によって、熱延鋼板に、冷間圧延処理、亜鉛溶融メツキ処理、合金化処理および調質圧延処理を施して、複数枚の合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板を製造した。このように製造された合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板は、鋼板の片面当り

30g/m²のメツキ量を有する複数枚のメツキ鋼板と、鋼板の片面当り 45g/m²のメツキ量を有する複数枚のメツキ鋼板と、そして、鋼板の片面当り 60g/m²メッキ量を有する複数枚のメツキ鋼板とからなつていた。このように製造された、その両表面上に合金化処理鉄—亜鉛合金溶融メツキ層が形成された複数枚の合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ鋼板から、この発明の範囲外の複数枚の供試体（以下、 " 比較用供試体" という）を調製した。本発明供試体および比較用供試体の各々について、冷間圧延処理における、冷延ロールの中心線平均粗さ（Ra)、および、冷延鋼板の断面曲線をフーリエ変換して得られる、 1 00から 2. 000 の範囲内の波長域におけるバワースぺクトルの積分値；亜鉛溶融メツキ処理における、メツキ量、亜鉛溶融メツキ浴中のアルミニウム含有量；合金化処理における合金化処理温度；並びに、調質圧延処理における、調質圧延ロールの中心線平均粗さ（Ra)、伸張率、および、調質圧延された合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メッキ鐧板の断面曲線をフ一リエ変換して得られる、 1 00から 2, 000 の範囲内の波長域におけるパワースぺクトルの積分値を、第 20表および第 21表に示す。第 20 表

第 21 表供メツキ浴中盒金 tip化冷延網板調圧綢圧鐧板調質プレス形性耐パウタリング性

n it T Ith圧延成塗装後鮮映性

の l 温度 D Λワースグ Π の 1甲 5δ ^s m 考体濃度トルののトルの摩璦評価剝離量評価 NS1C値評価

No. 標分 1H ϊ# 係数

(g/m²) wt. ¾ (r) (ym) (¾) (g/m²) (g/m²)

316 45 0.14 475 0.5 220 0.3 150 0.7 0.155 劣る 3.2 良好 91.0 良好比較用供試体

317 45 0.14 500 0.5 220 0.3 130 0.7 0.140 良好 3.6 良好 92.0 良好本発明供試体

318 45 0.14 500 0.5 212 0.8 130 0.7 0.143 良好 8.5 劣る 91.5 良好 1:1;較用供試住

{レーザータル ¾¾¾¾ J λ C c n c 1 n 白 fr

oiy 40 U. 丄4 U. D 91上 υ. i

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¾ J Π O J ¾ u 0.5 ?1? tJU fl 7 0.185 劣る 7.2 劣る 92.0 良好トト π田3 ίΰ: ^ (c

324 45 0.08 540 0.5 212 0.3 130 0.7 0.172 劣る 5.5 劣る 92.0 良好比較用供試体

325 45 0.10 540 0.5 223 0.3 130 0.7 0.148 良好 3.6 良好 92.0 良好本発明供試体

326 45 0.12 540 0.5 223 0.3 130 0.7 0.142 良好 3.6 良好 92.0 良好本発明供試体

327 45 0.16 540 0.5 232 0.3 130 0.7 0.138 良好 3.6 良好 92.0 良好本発明供試体

328 45 0.20 540 0.5 212 0.3 130 0.7 0.138 良好 3.6 良好 92.0 良好本発明供試体

329 45 0.25 540 0.5 250 0.3 130 0.7 0.139 良好 3.6 良好 92.0 良好本発明供試体

330 45 0.35 540 0.5 220 0.3 130 0.7 比校試体

(合化反応せず）

331 45 0.14 500 0.5 220 0.6 226 0.7 0.140 良好 3.6 良好 80.0 劣る比校用供試体

本発明供試体および比較用供試体の各々について、プレス成形性、耐パウダリング性および塗装後鲜映性を、以下に述べる試験方法によつて調査した。プレス成形性の試験は、第 3発明の実施例 1 におけると同一の方法で行われた。プレス成形性の評価基準もまた、第 3発明の実施例 1 におけると同一であった。プレス成形性の試験結果を、第 20表および第 21表に併せて示す。耐パウダリング性の試験は、第 3発明の実施例 1 におけると同一の方法で行われた。耐パウダリング性の評価基準もまた、第 3発明の実施例 1 におけると同一であった。耐パウダリング性の試験結果を、第 20表および第 21表に併せて示す。塗装後鲜映性の関する試験は、第 3発明の実施例 1 におけると同一の方法で行われた。塗装後鲜映性の評価基準もまた、第 3発明の実施例 1 におけると同一であった。塗装後鮮映性の試験結果を、第 20表および第 21表に併せて示す。第 20表および第 21表から明らかなように、比較用供試体 No . 300は、プレス成形性、耐パウダリング性および塗装後鲜映性の何れにおいても優れていたが、冷延ロールの中心線平均粗さ（Ra)がこの発明の範囲を外れて小さかったことに起因して、冷延ロールにロール疵が発生し、その結果、冷延鋼板の品質が劣化した。比較用供試体 No s . 305 から 307 の製造方法においては、熱延鋼板は、冷延鋼板のパワースペクトルの積分値が高くなる冷延ロールが使用され、そして、合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ鋼板は、調質圧延後の合金化処理鉄—亜鉛合金溶融メツキ鋼板のパワースぺクトルの積分値が高くなる従来の調質圧延ロールを使用して調質圧延された。その結果、比較用供試体 No s . 305 から 307 は、塗装後鲜映性において劣つていた。比較用供試体 No . 31 4は、プレス成形性、耐パウダリング性および塗装後鮮映性の何れにおいても優れていたが、調質圧延処理における伸張率が、この発明の範囲を外れて高かったことに起因して、製品の品質において劣化が認められた。比較用供試体 No s . 31 5 および 31 6 は、合金化処理温度がこの発明の範囲を外れて低かったことに起因して、プレス成形性に劣っていた。比較用供試体 No . 31 8は、レ一ザ一ダルロールによって、表面形状が付与された冷延鋼板が使用されていたことに起因して、耐パウダリング性に劣っていた。比較用供試体 Nos . 321 および 322は、合金化処理温度がこの発明の範囲を外れて高かったことに起因して、プレス成形性に劣っていた。比較用供試体 No s . 323 および 324は、亜鉛溶融メツキ浴中のアルミ二ゥム含有量がこの発明の範囲を外れて少なかったことに起因して、プレス成形性および耐パウダリング性に劣っていた。比較用供試体 No. 330においては、亜鉛溶融メツキ浴中のアルミニゥム含有量が本発明の範囲を外れて高かったことに起因して、鉄と亜鉛との間の合金化反応が生じなかった。比較用供試体 No. 331は、調質圧延処理が施された合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板のパワースぺクトルの積分値がこの発明の範囲を外れて多かったことに起因して、塗装後鮮映性に劣っていた。これに対し、冷延ロールの中心線平均粗さ（Ra)、冷延鋼板のパヮ一スペクトルの積分値、亜鉛溶融メツキ処理における、メツキ量、亜鉛.溶融メツキ浴中のアルミニウム含有量、合金化処理における合金化処理温度、並びに、調質 E延処理における、調質圧延ロールの中心線平均粗さ（Ra)、伸張率、および、調質圧延された合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板のパワースぺクトルの積分値のすべてがこの発明の範囲内であった本発明供試体 No s . 30 1 から 304 、 308 から 31 3 、 31 7 、 31 9 、 320 、および、 325 から 329 は、何れも、プレス成形性、耐パゥダリング性および塗装後鲜映性のすべてにおいて優れていた。以上詳述したように、第 1 発明によれば、先行技術 1 から 4が包蔵する問題を解決することができる、プレス成形性に優れた合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メッキ鋼板を提供することができ、第 2発明によれば、先行技術 3および 4が包蔵する問題を解決することができる、プレス成形性および塗装後鲜映性に優れた合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ鋼板を提供することができ、そして、第 3発明から第 5発明によれば、先行技術 5から 7が包蔵する問題を解決することができる、プレス成形性に優れた合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メッキ鋼板を製造するための方法を提供することができ、かくして、工業上有用な効果がもたらされる。

Claims

請求の範囲 . 下記からなる、プレス成形性に優れた合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メッキ鋼板であつて：

鐧扳；'および、

前記鋼板の少なくとも 1 つの表面上に形成された合金化処理鉄

-亜鉛合金溶融メツキ層、前記合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メッキ層は、その表面上に、多数の微細な凹部を有している；下記を特徴とする合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板：前記多数の微細な凹部のうちの、 2 以上の深さを有する微細な凹部の数は、前記合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ層 1 mm ² 当り、 200 から 8, 200 個の範囲内であり；そして、

前記合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ層中の 2 以上の深さを有する前記微細な凹部の単位面積当りの開口面積の合計は、前記単位面積の 10から 70 %の範囲内である。 . 下記を特徴とする、クレーム 1 にクレームした合金化処理鉄— 亜鉛合金溶融メツキ鋼板：

カツトオフ値が 0. 8 隨であるところの粗さ曲線の所定長さにおいて、前記粗さ曲線を、平均線に平行で、且つ、最高山頂から最低谷底までの垂直距離に関して、前記最高山頂から 80 %の垂直距離だけ下方に位置する直線によって切断することによって得られた、前記粗さ曲線に対応する前記合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ層の切断部分の合計長さの、前記粗さ曲線の前記所定長さに対する百分率で表した相対負荷長さ t _P (80%) が 90 %以下である

. 下記からなる、プレス成形性および塗装後鲜映性に優れた合金化処理鉄-蓝鉛合金溶融メツキ鋼板であって：

鋼板；および、

前記鋼板の少なくとも 1 つの表面上に形成された合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ層、前記合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メッキ層は、その表面上に、多数の微細な凹部を有している；下記を特徴とする合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板：前記多数の微細な凹部のうちの、 2 以上の深さを有する微細な凹部の数は、前記合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ層 1 mm ² 当り、 200 から 8, 200 個の範囲内であり；そして、

断面曲線の所定長さにおいて、前記断面曲線を、平均線に平行で、且つ、最高山頂からだけ下方に位置する直線によって切断することによって得られた、前記断面曲線に対応する前記合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ層の切断部分の合計長さの、前記断面曲線の前記所定長さに対する百分率で表した相対負荷長さ t p ( 2 ^m ) が、 30から 90 %の範囲内である。 . 下記を特徵とする、クレーム 3にクレームした合金化処理鉄— 亜鉛合金溶融メッキ鋼板：

前記断面曲線の前記所定長さにおいて、前記断面曲線を、前記平均線に平行で、且つ、前記最高山頂から最低谷底までの垂直距離に関して、前記最高山頂から 80 %の垂直距離だけ下方に位置する直線によって切断することによって得られた、前記断面曲線に対応する前記合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メッキ層の切断部分の合計長さの、前記断面曲線の前記所定長さに対する百分率で表した相対負荷長さ t p ( S0 % ) が 90 %以下である。 . 下記を特徵とする、クレーム 1 から 4 のうちの何れか 1 つにクレームした合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ鋼板：

2 以上の深さを有する前記微細な凹部の数は、前記合金化処理鉄-亜鉛合金溶融メツキ層 1 mm ² 当り、 500 から 3, 000 個の範囲内である。 . 下記ステップからなる、プレス成形性に優れた合金化処理鉄 - 亜鉛合金溶融メツキ鋼板を製造するための方法であって：

熱延鋼板に冷間圧延処理を施して、冷延鋼板を調製し；前記冷延鋼板を、亜鉛、アルミニウムおよび不可避的不純物からなる化学成分組成を有する亜鉛溶融メツキ浴中を通過させて、前記冷延鋼板に亜鉛溶融メツキ処理を施し、もって、前記冷延鋼板の少なくとも 1 つの表面上に、亜鉛溶融メツキ層を形成し；その表面上に前記亜鉛溶融メツキ層がこのように形成された荊記冷延鋼板に、所定の温度で、合金化処理を施し、もって、前記冷延鋼板の前記少なくとも 1 つの表面上に、合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ層を形成し、前記合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ層は、多数の微細な凹部を有しており；そして、次いで、前記多数の微細な凹部を有する前記合金化処理鉄-亜鉛合金溶融メツキ層が、その表面上にこのように形成された前記冷延鋼扳に調質圧延処理を施し、かくして、プレス成形性に優れた合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ鋼板を製造する；

下記を特徵とする方法：

前記亜鉛溶融メツキ浴中の前記アルミニウムの含有量を、 0. 05 から 0. 30w t . %の範囲内に限定し；

前記亜鉛溶融メツキ処理において、鉄一アルミニウム合金層が形成されるところの初期反応が生じる温度領域を、 500から 600 °Cの範囲内に限定し；そして、

前記合金化処理における前記所定の温度を、 480 から 600 の範囲内に限定する。 . 下記ステップからなる、プレス成形性に優れた合金化処理鉄 - 亜鉛合金溶融メツキ鋼板を製造するための方法であって：

熱延鋼板に冷間圧延処理を施して、冷延鋼板を調製し；前記冷延鋼板を、亜鉛、アルミニウムおよび不可避的不純物からなる化学成分組成を有する亜鉛溶融メツキ浴中を通過させて、前記冷延鋼板に亜鉛溶融メツキ処理を施し、もって、前記冷延鋼板の少なくとも 1 つの表面上に、亜鉛溶融メツキ層を形成し；その表面上に前記亜鉛溶融メツキ層がこのように形成された前記冷延鋼板に、所定の温度で、合金化処理を施し、もって、前記冷延鋼板の前記少なくとも 1 つの表面上に、合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ層を形成し、前記合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ層は、多数の微細な凹部を有しており；そして、次いで、前記多数の微細な凹部を有する前記合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ層が、その表面上にこのように形成された前記冷延鋼板に調質圧延処理を施し、かくして、プレス成形性に優れた合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ鋼板を製造する；

下記を特徵とする方法：

前記冷延鋼板として、炭素、窒素およびボロンからなる群から選んだ少なくとも 1 つの成分が、 1 から 20 p pm の範囲内の量で固溶している鋼板を使用し；

前記亜鉛溶融メツキ浴中の前記アルミニウムの含有量を、 0. 05 から 0.30wt. の範囲内に限定し；そして、

前記合金化処理における前記所定の温度を、 480 から 600 の範囲内に限定する。

8. 下記ステップからなる、プレス成形性に優れた合金化処理鉄— 亜鉛合金溶融メツキ鋼板を製造するための方法であって：

熱延鋼板に冷間圧延処理を施して、冷延鋼板を調製し；前記冷延鐧扳を、亜鉛、アルミニウムおよび不可避的不純物からなる化学成分組成を有する亜鉛溶融メツキ浴中を通過させて、前記冷延鋼板に亜鉛溶融メツキ処理を施し、もって、前記冷延鋼板の少なくとも 1 つの表面上に、亜鉛溶融メツキ層を形成し；その表面上に前記亜鉛溶融メツキ層がこのように形成された前記冷延鋼板に、所定の温度で、合金化処理を施し、もって、前記冷延鋼板の前記少なくとも 1 つの表面上に、合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ層を形成し、前記合金化処理鉄一亜鉛合金溶融メツキ層は、多数の微細な凹部を有しており；そして、次いで、前記多数の微細な凹部を有する前記合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ層が、その表面上にこのように形成された前記冷延鋼板に調質圧延処理を施し、かくして、プレス成形性に優れた合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メツキ鋼板を製造する；

下記を特徴とする方法：

前記亜鉛溶融メッキ浴中の前記アルミニゥムの含有量を、 0.10 から 0.25wt.%の範囲内に限定し；そして、

前記合金化処理を、下式を満たす温度 T (°C) で行う：

440 + 400 X [Al wt.¾] ≤ T≤ 500 十 400 X [Al wt.%] 但し、 [Al wt.¾] は、前記亜鉛溶融メツキ浴中のアルミ二ゥム含有量。

9 . 下記を特徴とする、クレーム 6から 8のうちの何れか 1 つにクレームした方法：

前記冷間圧延処理を、冷間圧延機の少なくとも最終ロールス夕ンドにおいて、中心線平均粗さ（Ra)が 0. 1から 0. 8 の範囲内であり、そして、前記冷間圧延処理後の前記冷延鋼板の断面曲線をフーリエ変換して得られる、 1 00から 2, 000 の範囲内の波長域におけるパワースぺクトルの積分値が、

³ 以下となるように表面形状が調整されたロールを使用して行う。

10. 下記を特徵とする、クレーム 6から 8のうちの何れか 1 つにクレームした方法：

前記冷間圧延処理を、冷間圧延機の少なくとも最終ロールス夕ンドにおいて、中心線平均粗さ（Ra)が 0. 1から 0. 8 の範囲内であり、そして、前記冷間圧延処理後の前記冷延鐧板の断面曲線をフーリエ変換して得られる、 100 から 2, 000 の範囲内の波長域におけるパワースぺクトルの積分値が、 500 ³ 以下となるように表面形状が調整されたロールを使用して行い；そして、

前記調質圧延処理を、中心線平均粗さ（Ra)が 0. 5 ^以下であり、そして、前記調質圧延処理後の前記合金化処理鉄 -亜鉛合金溶融メッキ鋼板の断面曲線をフ一リェ変換して得られる、 100 から 2, 000 の範囲内の波長域におけるパワースぺクトルの積分値が、 200 ³ 以下となるように表面形状が調整されたロールを使用して、 0. 3 から 5. 0 %の範囲内の伸張率で行う。

1 1 . 下記を特徵とする、クレーム 6 または 7にクレームした方法：前記合金化処理における前記所定の温度を、 480 から 540 での範囲内に限定する。