本發(fā)明涉及一種磷酸鹽處理性和點焊性優(yōu)異的鍍鋅合金鋼板及其制造方法。

背景技術：

近年來隨著鍍鋅鋼板的用途廣泛擴大至家電產品及汽車用等，在鍍鋅鋼板上進行涂裝處理來使用的情況呈現增加的趨勢，且為了增大鍍鋅鋼板的鍍膜粘附性，要求優(yōu)異的磷酸鹽處理性。但普通的鍍鋅鋼板在當附著于鋼板表面的鋅凝固時，通常形成叫做鋅花(spangle)的鋅晶粒，這種鋅花在凝固后也殘留在鋼板表面，因此存在磷酸鹽處理性差的缺點。

為了改善這種缺點，提出一種在鍍層內配合各種添加元素的鍍覆技術，代表性的例子有鍍鋅合金鋼板，在鍍層內添加鋁(al)和鎂(mg)等元素形成zn-mg-al系金屬間化合物，從而提高鋼板的磷酸鹽處理性。但由于如上所述的鍍鋅合金鋼板內的zn-mg-al系化合物熔點較低，在焊接時容易引起熔融而存在使得鍍覆鋼板的點焊性變差的缺點。

技術實現要素：

(一)要解決的技術問題

本發(fā)明的多個目的中的一個目的在于提供一種磷酸鹽處理性和點焊性優(yōu)異的鍍鋅合金鋼板及其制造方法。

本發(fā)明的技術問題并不限定于上述內容。本發(fā)明的追加技術問題已記載于說明中的整個內容中，對于本發(fā)明所屬技術領域的普通技術人員而言，可通過本發(fā)明的說明書毫無困難地理解本發(fā)明的追加技術問題。

(二)技術方案

根據本發(fā)明的一方面，提供一種磷酸鹽處理性和點焊性優(yōu)異的鍍鋅合金鋼板，其包括基材鋼板和鋅合金鍍層，所述鋅合金鍍層以重量％計，包括：al：0.5～2.8％、mg：0.5～2.8％，余量為zn及不可避免的雜質，所述鋅合金鍍層的截面組織以面積占有率計，包括大于50％的zn單相組織及小于50％的zn-al-mg系金屬間化合物，所述鋅合金鍍層的表面組織以面積占有率計，包括40％以下的zn單相組織及60％以上的zn-al-mg系金屬間化合物。

根據本發(fā)明的另一方面，提供一種鍍鋅合金鋼板的制造方法，其包括以下步驟：準備鋅合金鍍液，所述鋅合金鍍液以重量％計，包括：al：0.5～2.8％、mg：0.5～2.8％，余量為zn及不可避免的雜質；在所述鋅合金鍍液中浸漬基材鋼板，進行鍍覆獲得鍍鋅合金鋼板；對所述鍍鋅合金鋼板進行氣體擦拭；所述氣體擦拭后，以5℃/sec以下(不包括0℃/sec)的第一次冷卻速度對所述鍍鋅合金鋼板進行第一次冷卻至大于380℃且420℃以下的第一次冷卻終止溫度；所述第一次冷卻后，在所述第一次冷卻終止溫度下，恒溫保持所述鍍鋅合金鋼板一秒以上；以及所述恒溫保持后，以10℃/sec以上的第二次冷卻速度對鍍鋅合金鋼板進行第二次冷卻至320℃以下的第二次冷卻終止溫度。

(三)有益效果

作為本發(fā)明的多個效果之一，本發(fā)明一實施例的鍍鋅合金鋼板具有不僅磷酸鹽處理性非常優(yōu)異，點焊性也非常優(yōu)異的優(yōu)點。

附圖說明

圖1是觀察本發(fā)明實施例的鍍鋅合金鋼板的截面組織的掃描電子顯微鏡(sem)圖像。

圖2是觀察本發(fā)明實施例的鍍鋅合金鋼板的表面組織的sem圖像。

圖3是對本發(fā)明實施例的鍍鋅合金鋼板進行磷酸鹽處理后，觀察其表面的圖。

最佳實施方式

本發(fā)明人為了同時提高鍍鋅合金鋼板的磷酸鹽處理性和點焊性而進行多種研究的結果，獲得了以下的結論。

(1)作為鋅合金鍍層表面部的微細組織，確保大量的zn-al-mg系金屬間化合物，提高磷酸鹽處理性。

(2)另外，因zn-al-mg系金屬間化合物熔點低而阻礙點焊性。

(3)為了提高點焊性，作為鋅合金鍍層的微細組織，需要確保大量的熔點高的組織，為此，優(yōu)選確保大量zn單相組織。

(4)為了同時實現上述(1)和(3)，作為鋅合金鍍層截面部的微細組織(截面組織)，確保大量的zn單相組織的同時，作為鋅合金鍍層的表層部的微細組織(表面組織)，確保大量的zn-al-mg系金屬間化合物，從而能夠提供磷酸鹽處理性和點焊性都優(yōu)異的鍍鋅合金鋼板。

下面，對本發(fā)明一方面的磷酸鹽處理性和點焊性優(yōu)異的鍍鋅合金鋼板進行詳細說明。

本發(fā)明一方面的鍍鋅合金鋼板包括基材鋼板和鋅合金鍍層。在本發(fā)明中，并不特別地限定所述基材鋼板的種類，舉例來說，可以是通常使用為鍍鋅合金鋼板的基材的熱軋鋼板或冷軋鋼板。但對于熱軋鋼板，其表面具有大量的氧化皮，這種氧化皮因降低鍍覆粘附性而存在降低鍍覆質量的問題，因此進一步優(yōu)選地，將預先用酸溶液去除氧化皮的熱軋鋼板作為基材。另外，所述鋅合金鍍層可以形成在所述基材鋼板的一面或兩面。

優(yōu)選地，所述鋅合金鍍層以重量％計，包括：al：0.5～2.8％、mg：0.5～2.8％，余量為zn及不可避免的雜質。

所述鋅合金鍍層內的mg是與鍍層內的zn和al產生反應形成zn-al-mg系金屬間化合物而對提高鍍覆鋼板的耐蝕性和磷酸鹽處理性起到非常主要作用的元素，當其含量過低時，鍍層的耐蝕性沒有提高效果，并且無法確保鍍層表面組織內充分量的zn-al-mg系金屬間化合物而存在磷酸鹽處理性提高效果不充分的問題。因此，所述鋅合金鍍層內mg含量的下限優(yōu)選為0.5重量％，進一步優(yōu)選為0.6重量％，再進一步優(yōu)選為0.8重量％。但當其含量過多時，不僅磷酸鹽處理性提高效果飽和，在鍍液內形成mg氧化物相關浮渣(dross)而存在鍍覆性惡化的問題。甚至在鍍層截面組織內形成大量的zn-al-mg系金屬間化合物而存在降低點焊性的問題。因此，所述鋅合金鍍層內mg含量的上限優(yōu)選為2.8重量％，進一步優(yōu)選為2.5重量％，再進一步優(yōu)選為2.0重量％。

所述鋅合金鍍層內的al是抑制鍍液內mg氧化物浮渣的形成并與鍍層內zn和mg產生反應形成zn-al-mg系金屬間化合物，從而在提高鍍覆鋼板的磷酸鹽處理性上起到非常主要作用的元素，當其含量過低時，抑制mg浮渣形成的能力不足，且鍍層的表面組織內無法確保充分量的zn-al-mg系金屬間化合物而存在磷酸鹽處理性提高效果不充分的問題。因此，所述鋅合金鍍層內al含量的下限優(yōu)選為0.5重量％，進一步優(yōu)選為0.6重量％，再進一步優(yōu)選為0.8重量％。但當其含量過多時，不僅磷酸鹽處理性提高效果飽和，并且由于鍍液的溫度上升而存在對鍍覆裝置的耐久性產生不利影響的問題。甚至在鍍層的截面組織內形成大量的zn-al-mg系金屬間化合物而存在降低點焊性的問題。因此，所述鋅合金鍍層內al含量的上限優(yōu)選為2.8重量％，進一步優(yōu)選為2.5重量％，再進一步優(yōu)選為2.0重量％。

另外，如前所述，為了同時提高鍍鋅合金鋼板的磷酸鹽處理性和點焊性，需要適當控制zn單相組織和zn-al-mg系金屬間化合物在鍍層內的位置分布。此時，所述zn-al-mg系金屬間化合物可以是選自zn/al/mgzn2三元共晶組織、zn/mgzn2二元共晶組織、zn-al二元共晶組織及mgzn2單相組織中的一種以上。

所述鍍鋅合金鍍層的截面組織以面積占有率計，優(yōu)選包括大于50％(不包括100％)的zn單相組織，進一步優(yōu)選包括55％以上(不包括100％)的zn單相組織，再進一步優(yōu)選包括60％以上(不包括100％)的zn單相組織。其中，截面組織是指從鍍鋅合金鋼板的表面向板的厚度方向垂直切割時，在鋅合金鍍層切割截面觀察到的微細組織。如前所述，截面組織內zn單相組織的面積占有率越高，越有利于提高點焊性。因此，在本發(fā)明中只限定用于確保目標點焊性的截面組織內zn單相組織的面積占有率的下限，不特別限定其上限。除所述zn單相組織外的余量由zn-al-mg系金屬間化合物組成。

所述鋅合金鍍層的表面組織以面積占有率計，優(yōu)選包括60％以上(不包括100％)的zn-al-mg系金屬間化合物，進一步優(yōu)選包括70％以上(不包括100％)的zn-al-mg系金屬間化合物，再進一步優(yōu)選包括75％以上(不包括100％)的zn-al-mg系金屬間化合物。其中，表面組織是指在鍍鋅合金鋼板的表面觀察到的微細組織。如前所述，表面組織內zn-al-mg系金屬間化合物的面積占有率越高，越有利于提高鍍鋅合金鋼板的磷酸鹽處理性。因此，在本發(fā)明中只限定用于確保目標磷酸鹽處理性的表面組織內zn-al-mg系金屬間化合物的面積占有率的下限，不特別限定其上限。除所述zn-al-mg系金屬間化合物外的余量由zn單相組織組成。

根據一例，當所述截面組織中zn單相組織的面積占有率為a，所述表面組織中zn單相組織的面積占有率為b時，b與所述a的比(b/a)可以是0.8以下，優(yōu)選為0.5以下，進一步優(yōu)選為0.4以下。如上所述，通過適當控制zn單相組織的面積占有率的比，能夠同時確保目標點焊性和磷酸鹽處理性。

調整所述zn單相組織和zn-al-mg系金屬間化合物在鍍層內的位置分布的方法可以有多種，因此在本發(fā)明的獨立權利要求中不特別地限制。但作為一例，如后述地，對熔融狀態(tài)的鍍層進行冷卻時，通過引入兩步(two-step)冷卻方式來獲得如上所述的位置分布。

進一步，通過適當控制固溶于zn單相組織內的al、fe等的含量，能夠進一步提高鍍鋅合金鋼板的耐蝕性。

一般而言，zn單相組織的面積占有率越高，會越降低鍍鋅合金鋼板的耐蝕性，這是因為由于zn單相組織和zn-al-mg系金屬間化合物之間的腐蝕電位差而在腐蝕環(huán)境下的zn單相組織中發(fā)生局部腐蝕。因此，在要求優(yōu)異的耐蝕性的技術領域，向抑制zn單相組織的分率、將zn-al-mg系金屬間化合物的分率最大化的方向進行研究。

但本發(fā)明中并不抑制zn單相組織的分率，而是通過將固溶于zn單相組織內的al、fe等的含量最大化來降低zn單相組織和zn-al-mg系金屬間化合物之間的腐蝕電位差，從而提高鍍鋅合金鋼板的耐蝕性。具體地，通過使zn單相組織過飽和地含有al和fe來提高鍍鋅合金鋼板的耐蝕性。

在狀態(tài)圖上，對于zn的固溶限度，al為0.05重量％，fe為0.01重量％，其中，zn單相組織過飽和地含有al和fe是指zn單相組織包括超過0.05重量％的al和超過0.01重量％的fe。

根據一例，所述zn單相組織可包括0.8重量％以上的al，可優(yōu)選包括1.0重量％以上的al。

根據一例，當所述鋅合金鍍層含有的al含量為c，所述zn單相組織含有的al的含量為d時，d與所述c的比(d/c)可以是0.6以上，優(yōu)選為0.62以上。

根據一例，所述zn單相組織可包括1.0重量％以上的fe，可優(yōu)選包括1.5重量％以上的fe。

當zn單相組織過飽和地含有al和fe時，能夠獲得耐蝕性提高效果，但將al和fe的含量控制在如上所述的范圍時，能夠獲得更明顯的耐蝕性提高效果。

另外，zn單相組織中含有的al和fe的含量越高，越有利于提高耐蝕性，因此在本發(fā)明中不特別地限定al和fe含量的上限。但當al和fe的含量之和過高時，鍍鋅合金鋼板的加工性可能會變差，為了防止這種結果，可將所述zn單相組織中含有的al和fe的含量之和限定在8.0重量％以下，優(yōu)選限定在5.0重量％以下。

根據一例，所述zn單相組織可包括0.05重量％以下(包括0重量％)的mg。在狀態(tài)圖上，mg對zn的固溶限度為0.05重量％，因此包括0.05重量％以下(包括0重量％)的mg是可以指zn單向組織包括固溶限度以下的mg。

本發(fā)明人研究的結果，zn單相組織中含有的mg對鍍鋅合金鋼板的耐蝕性沒有特別的影響，但當其含量過多時，存在鍍鋅合金鋼板的加工性變差的可能，因此優(yōu)選將zn單相組織中含有的mg的含量控制在固溶限度以下。

其中，不特別地限定zn單相組織中含有的al、fe及mg的濃度測量方法，例如，可使用如下方法。即垂直切割鍍鋅合金鋼板后，用場發(fā)射掃描電子顯微鏡(fe-sem，fieldemissionscanningelectronmicroscope)以3000倍拍攝其截面照片，然后利用能量色散譜(eds，energydispersivespectroscopy)對zn單相組織進行點分析以測量al、fe等的濃度。

上述的用于調整固溶于所述zn單向組織內的al、fe等的含量的方法可以有多種，因此在本發(fā)明中不特別地限定。但舉例來說，如后述地，可通過適當控制基材鋼板的鍍液引入溫度及鍍液溫度或適當控制第一次冷卻時的冷卻方法來獲得如上所述的al、fe等的含量。

如前所述，以上說明的本發(fā)明的鍍鋅合金鋼板可由多種方法制造，且不特別地限制其制造方法。但作為一實施例，可由以下方法制造。

首先，準備基材鋼板，然后進行所述基材鋼板的表面活性化。這種表面活性化在進行后述的熔融鍍覆時，使基材鋼板和鍍層之間的反應活躍，最終對zn單相組織內含有的al和fe等的含量也產生大的影響。但本步驟不是必須進行的步驟，可根據情況省略。

這種情況下，進行表面活性化的所述基材鋼板的中心線平均粗糙度(ra)可以為0.8～1.2μm，進一步優(yōu)選為0.9～1.5μm，再進一步優(yōu)選為1.0～1.1μm。其中，中心線平均粗糙度(arithmeticalaverageroughness，ra)是指從中心線(centerline，arithmeticalmeanlineofprofile)至截面曲線的平均高度。

當以如上的范圍控制基材鋼板的表面粗糙度(ra)時，對將zn單相組織內含有的al和fe等的含量控制在目標范圍有很大的幫助。

對所述基材鋼板的表面活性化方法不特別地限定，但舉例來說，所述基材鋼板的表面活性化可通過等離子處理或準分子激光處理來實現。且不特別地限定進行所述等離子處理或準分子激光處理時的具體工藝條件，只要能夠均勻活性化基材鋼板的表面，便可使用任何裝置及/或條件。

之后，準備鋅合金鍍液，然后在所述鋅合金鍍液中浸漬所述基材鋼板，然后進行鍍覆以獲得鍍鋅合金鋼板，其中，所述鋅合金鍍液以重量％計，包括：al：0.5～2.8％、mg：0.5～2.8％，余量為zn及不可避免的雜質。

此時，鍍液的溫度優(yōu)選為440～460℃，進一步優(yōu)選為445～455℃，相對于鍍液的溫度，引入鍍液的基材鋼板的表面溫度，優(yōu)選為5～20℃以上，進一步優(yōu)選為10～15℃以上。其中，引入鍍液的基材鋼板的表面溫度是指浸漬到鍍液之前或之后的基材鋼板的表面溫度。

鍍液溫度和引入鍍液的基材鋼板的表面溫度對形成在基材鋼板和鋅合金鍍層之間的fe2al5抑制層(inhibitionlayer)的發(fā)展及成長產生大影響，也對向鍍層溶出的al和fe的含量產生大影響。最終對zn單相組織內含有的al和fe等的含量也產生大影響。

通過將鍍液的溫度控制為440～460℃，將引入鍍液的基材鋼板的表面溫度相對于所述鍍液的溫度控制在5～20℃以上，從而能夠適當確保zn單相組織內含有的al和fe等的含量。

接著，對所述鍍鋅合金鋼板進行氣體擦拭處理以調整鍍覆附著量。為了順利地調整冷卻速度及防止鍍層表面氧化，所述擦拭氣體優(yōu)選使用氮(n2)氣體或氬(ar)氣體。

此時，擦拭氣體的溫度優(yōu)選為30℃以上，進一步優(yōu)選為40℃以上，再進一步優(yōu)選為50℃以上。通常為了使冷卻效率最大化而將擦拭氣體的溫度控制在-20℃～常溫(25℃)的范圍，但為了使zn單相組織內含有的al和fe等的含量最大化，優(yōu)選調高所述擦拭氣體的溫度范圍。

接著，對所述鍍鋅合金鋼板進行第一次冷卻。本步驟是為了充分確保作為在鋅合金鍍層的切割截面觀察到的微細組織的zn單相組織而進行的步驟。

進行第一次冷卻時，冷卻速度優(yōu)選為5℃/sec以下(不包括0℃/sec)，進一步優(yōu)選為4℃/sec以下(不包括0℃/sec)，再進一步優(yōu)選為3℃/sec以下(不包括0℃/sec)。若所述冷卻速度超過5℃/sec，則從溫度相對低的鍍層的表面開始出現zn單相組織的凝固，從而鍍層的表面組織內可能形成過多的zn單相組織。另外，所述冷卻速度越慢，越有利于確保目標微細組織，因此不特別地限定進行所述第一次冷卻時的冷卻速度的下限。

并且，進行第一次冷卻時，冷卻終止溫度優(yōu)選為大于380℃且420℃以下，進一步優(yōu)選為390℃以上415℃以下，再進一步優(yōu)選為395℃以上405℃以下。當所述冷卻終止速度為380℃以下時，與zn單相組織的凝固一同產生部分zn-al-mg系金屬間化合物的凝固，從而可能無法確保目標組織，與此相反，當大于420℃時，可能zn單相組織無法充分凝固。

之后，在所述第一次冷卻終止溫度下，恒溫保持所述鍍鋅合金鋼板。

在進行恒溫保持時，保持時間優(yōu)選為1秒以上，進一步優(yōu)選為5秒以上，再進一步優(yōu)選為10秒以上。這是為了使凝固溫度低的合金相保持液相的同時，僅誘導zn單相的部分凝固。另外，恒溫保持時間越長，越有利于確保目標微細組織，因此不特別地限定恒溫保持時間的上限。

之后，對所述鍍鋅合金鋼板進行第二次冷卻。本步驟是凝固殘留液相的鍍層，從而充分確保作為在鍍鋅合金鋼板的表面觀察到的微細組織的zn-mg-al系金屬間化合物的步驟。

進行第二次冷卻時，冷卻速度優(yōu)選為10℃/sec以上，進一步優(yōu)選為15℃/sec，再進一步優(yōu)選為20℃/sec。如上所述，進行第二次冷卻時進行快速冷卻以能夠誘導溫度相對低的鍍層表面部的殘留液相的鍍層凝固，且由此可以充分確保作為鍍層的表面組織的zn-mg-al系金屬間化合物。當所述冷卻速度小于10℃/sec時，鍍層的截面組織內可能形成過多zn-mg-al系金屬間化合物，且可能導致鍍層粘在鍍覆裝置的上部輥(roll)而脫落。另外，所述冷卻速度越快，越有利于確保目標微細組織，因此在進行所述第二次冷卻時，不特別地限定冷卻速度的上限。

并且，在進行第二次冷卻時，冷卻終止速度優(yōu)選為320℃以下，進一步優(yōu)選為300℃以下，再進一步優(yōu)選為280℃以下。所述冷卻終止溫度具有所述范圍時，可以實現鍍層的完全凝固，且之后的鋼板的溫度變化對鍍層的微細組織的分率及分布沒有影響，因此不特別地限定。

下面，通過實施例對本發(fā)明進行較為具體的說明。但應留意，以下實施例僅用于本發(fā)明的示例及具體化，并不是為了限制本發(fā)明的權利范圍。因本發(fā)明的權利范圍由權利要求書中記載的事項和由此合理推出的事項決定。

具體實施方式

(實施例1)

作為鍍覆用試片準備基材鋼板，該基材鋼板為厚度0.8mm、寬度100mm、長度200mm的低碳冷軋鋼板，然后將所述基材鋼板浸漬到丙酮并進行超聲波清洗以去除表面存在的軋制油等雜質。之后，對鍍覆用試片的表面進行等離子處理以將中心線平均粗糙度(ra)控制在1.0～1.1μm的范圍。之后，實施在普通熔融鍍覆作業(yè)中為了確保鋼板的機械特性實施的750℃還原氣氛熱處理后，浸漬到具有以下表1的組成的鍍液而制造出鍍鋅合金鋼板。此時，對于所有實施例，鍍液溫度為450℃，引入鍍液的基材鋼板的表面溫度固定為460℃。之后，對制造的每個鍍鋅合金鋼板用氮(n2)氣體進行氣體擦拭，調整鍍覆附著量至每片面70g/m²，并由以下表1的條件進行冷卻。

之后，觀察并分析所述鍍鋅合金鋼板的截面組織及表面組織，并將結果表示在以下表2中。鍍層的微細組織通過fe-sem(supra-55vp，zeiss)進行觀察(截面組織用1000倍率，表面組織用500倍率)，組織間分率通過圖像(image)分析系統(analysis)進行分析。

之后，評價所述鍍鋅合金鋼板的磷酸鹽處理性和點焊性，并將其結果一同表示在以下表2中。

磷酸鹽處理性通過以下方法進行評價。

首先，在磷酸鹽處理之前，對制造的各鍍鋅合金鋼板進行脫脂處理。此時，使用堿脫脂劑作為脫脂劑，在45℃的3重量％的水溶液中進行120秒的脫脂處理。之后，進行水洗及表面調整，然后浸漬在加熱至40℃的磷酸鹽處理液中120秒，由此形成磷酸鋅系薄膜。之后，對形成的磷酸鋅系薄膜進行結晶大小和薄膜均勻度的評價。磷酸鹽結晶的大小用sem(scanningelectronicmicroscope)以1000倍觀察表面，對視野內大小大的五個結晶大小進行平均，將其作為5視野并平均化以獲得結晶大小。

點焊性通過以下方法進行評價。

使用尖端直徑(tipdiameter)為6mm的cu-cr電極，流入7ka的焊接電流，以2.1kn的加壓力，在11周期(cycles)(其中，1cycle是指1/60秒，以下相同)的通電時間和11周期(cycles)的保持(holding)時間條件下，連續(xù)進行焊接。當鋼板厚度為t時，以熔核直徑小于4√t的打點為基準，以其之前的打點數作為連續(xù)打點數。其中，連續(xù)打點數越大，意味著點焊性越優(yōu)異。

[表1]

[表2]

參照表2，可以確認全部滿足本發(fā)明的條件的發(fā)明例1至5的磷酸鹽處理性和點焊性同時優(yōu)異。與此相反，可以確認比較例1至5的點焊性優(yōu)異，但由于表面組織內zn-al-mg系金屬間化合物的面積分率低，磷酸鹽處理性差，可以確認比較例6的磷酸鹽處理性優(yōu)異，但由于截面組織內zn單相組織的面積分率低，點焊性差。

另外，圖1是表示觀察本發(fā)明實施例的鍍鋅合金鋼板的截面組織的sem圖像，圖1的(a)至(f)分別是觀察比較例1、發(fā)明例2、比較例3、發(fā)明例4、比較例5及比較例6的截面組織的sem圖像。并且，圖2是表示觀察本發(fā)明的實施例的鍍鋅合金鋼板的表面組織的sem圖像，圖2的(a)至(f)分別是觀察比較例1、發(fā)明例2、比較例3、發(fā)明例4、比較例5及比較例6的表面組織的sem圖像。

并且，圖3是表示對本發(fā)明的實施例的鍍鋅合金鋼板進行磷酸鹽處理后，觀察其表面的圖，圖3的(a)至(e)分別是對比較例1、發(fā)明例2、比較例3、發(fā)明例4及比較例5進行磷酸鹽處理后，觀察其表面的圖。參照圖3，可從視覺上確認發(fā)明例1及4的薄膜的均勻度優(yōu)異。

(實施例2)

以下表3中表示了所述實施例1的鍍鋅合金鋼板的zn單相組織內含有的各合金元素的含量及耐蝕性評價結果。

此時，對于zn單向組織內含有的各合金的含量，在垂直切割鍍鋅合金鋼板后，用場發(fā)射掃描電子顯微鏡(fe-sem，fieldemissionscanningelectronmicroscope)以3000倍拍攝其截面照片，并利用eds(energydispersivespectroscopy)對zn單相組織進行點分析，由此測量各合金元素的含量。

并且，耐蝕性評價在將每個鍍鋅合金鋼板裝入鹽水噴霧試驗機后，根據國際標準(astmb117-11)測量發(fā)生紅銹的時間。此時，使用了5％鹽水(溫度35℃，ph6.8)，每小時噴射2ml/80cm²的鹽水。

[表3]

參照圖3，全部滿足本發(fā)明的條件的發(fā)明例1至5的鹽水噴霧時間為500小時以上，從而可以確認耐蝕性非常優(yōu)異。