JP4720618B2 - 合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法に関する。より具体的には、主として、家電、建材、及び自動車等の分野で用いられる、合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法に関する。

近年、家電、建材、及び自動車等の分野において溶融亜鉛めっき鋼板が大量に使用されており、とりわけ、経済性、防錆機能、塗装後の性能等の点で優れる合金化溶融亜鉛めっき鋼板が、広く用いられている。

この合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、通常、次のようにして製造される。鋼板を溶融めっき前に予熱炉において加熱し、露点を−２０℃以下に調整したＨ_２＋Ｎ_２の還元雰囲気中で焼鈍し、次いでめっき浴温前後に冷却した後、溶融亜鉛めっきを施す。そして、この溶融亜鉛めっきを施した鋼板を、熱処理炉において鋼板温度が４８０〜６００℃となる条件で３０秒間に亘って加熱することにより、Ｆｅ−Ｚｎ合金めっき層を形成する。

合金化溶融亜鉛めっき鋼板（以下において、単に「鋼板」ということがある。）をプレス加工する場合、めっき表層に、Ｆｅ含有量が比較的低い軟質な合金層（ζ相）が備えられると、めっき表層と金型表面との凝着現象等により、めっき剥離（以下「フレーキング」という。）や鋼板のプレス割れ等が生じることがある。これに対し、めっき層中のＦｅ含有量が高い場合には、鋼板とめっき層との界面近傍に硬質なΓ、Γ１、δ１ｃ相が形成されるため、鋼板をプレス加工する場合にめっき層の粉化（以下「パウダリング」という。）が発生しやすくなる。パウダリングが発生すると、金型に剥離片が付着して押し込み疵が生じることになる。

一方、非特許文献１には、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を自動車車体に適用する際の問題点として、合金化溶融亜鉛めっき鋼板は他のめっき鋼板と比較して耐チッピング性に劣ることが挙げられている。これは、合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっき層と母材との界面に、硬質なＦｅ−Ｚｎの金属間化合物層が厚く形成されるため、他のめっき種に比べ、めっき層−母材界面の界面密着強度が低いことによると考えられる。

このような問題点を解決するため、これまで、合金化溶融亜鉛めっき鋼板に関して様々な提案がなされてきている。例えば、特許文献１には、目付量４５〜９０ｇ／ｍ^２のめっき層を少なくとも片面に有する耐パウダリング性および耐フレーキング性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板が提案されている。特許文献１で開示されている鋼板では、めっき層中のＦｅ含有量を８〜１２％、同Ａｌ含有量を０．０５〜０．２５％に管理して、めっき層表面にη、ζ相を存在させず、母材とめっき層との界面のΓ相を１．０μｍ以下にしている。

また、特許文献２には、皮膜中のＦｅ含有量が８〜１２％となるように合金化処理を行う合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法において、亜鉛めっき浴中のＡｌ量を０．１３％以上に管理するとともに、母材となる鋼板の侵入材温と浴中Ａｌ量とを制御してめっきを行い、めっき後に高周波誘導加熱炉出側の板温を適正範囲に管理して所定時間保持後に冷却する、プレス成形性および耐パウダリング性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法が開示されている。

さらに、特許文献３には、母材の化学組成がＣ：０．０１％以下、Ｓｉ：０．０３〜０．３％、Ｍｎ：０．０５〜２％、Ｐ：０．０１７〜０．１５％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．１％、Ｎｂ：０．１％以下、Ｂ：０．００５％以下を含み、めっき層が接している母材表面の平均結晶粒径が１２μｍ以下であることを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法が提案されている。

特許文献４には、母材となる鋼板の化学組成を、質量％で、Ｃ：０．０５％以上０．２０％以下、Ｓｉ：０．０２％以上０．７０％以下、Ｍｎ：０．５０％以上３．０％以下、Ｐ：０．００５％以上０．１０％以下、Ｓ：０．１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０％以上２．０％以下、Ｎ：０．０１％以下で、且つ、Ｓｉ（％）＋Ａｌ（％）≧０．５を満足すると共に残部がＦｅおよび不純物から成り、母材がオーステナイト相を体積％で１％以上含有し、さらに、めっき皮膜は、Ｆｅ濃度が８質量％以上１５質量％以下であり、且つ、めっき皮膜におけるΓ相平均厚み：２μｍ以下、厚み方向の最大Γ１相長さ：１．５μｍ以下であって、最大Γ１相長さ／Γ相厚み≦１．０の関係を満足する合金化溶融亜鉛めっき鋼板が提案されている。さらに、特許文献４では、当該鋼板に、７５０℃以上８７０℃以下で還元焼鈍を行い、次いで３５０℃以上５５０℃以下の温度に２０ｓ以上滞留させ、その後、溶融亜鉛めっきを行ってから、特定の合金化温度と滞留時間で合金化処理を行う合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法が開示されている。特許文献４にかかる発明では、母材となる鋼板中にオーステナイト（γ）相を１体積％以上残存させることによって、当該鋼板に優れた局部延性及び高強度を付与している。そして、皮膜中のＦｅ量を８〜１５質量％に規定するとともに、めっき層におけるΓ相平均厚みを２μｍ以下、厚み方向の最大Γ１相長さを１.５μｍ以下、そして、最大Γ１相長さとΓ相厚みとの比を１以下に規定することによって、耐パウダリング性を改善している。

特許文献５には、質量％で、Ｃ：０．０５％以上０．２０％以下、Ｓｉ：０．０１％以上１．５０％以下、Ｍｎ：０．５％以上３．０％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０１％以上２．０％以下、Ｎ：０．０１％以下、且つ、Ｓｉ（％）＋Ａｌ（％）≧０．５を満足し、残部不純物およびＦｅから成る化学組成を有する、オーステナイト相を体積％で１％以上含有し、引っ張り強度Ｔｓ（ＭＰａ）×伸びＥｌ（％）≧２００００を満たす鋼板を母材とし、上記鋼板を、あらかじめ、７８０℃以上８７０℃以下で焼鈍した後、さらに、７００℃から５５０℃までの温度範囲を平均３０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却し、次いで、３５０℃以上５５０℃以下の温度範囲に２０ｓ以上滞留させ、そして常温まで冷却し、得られた母材に、Ｎｉ、Ｆｅ、ＣｕおよびＣｏのうち１種または２種以上、付着させ、再び、７８０℃以上８７０℃以下で５ｓ以上５００ｓ以下滞留させて還元焼鈍を行い、そのときの到達温度からめっき浴温度近傍まで冷却してから、めっきを行い、５２０℃以下で合金化処理を行い、７％以上１５％以下のＦｅ濃度の皮膜を形成させることを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法が開示されている。特許文献５にかかる発明では、母材となる鋼板中にオーステナイト（γ）相を体積％で１％以上含有させることによって、母材となる鋼板に引張り強度Ｔｓ（ＭＰａ）×伸びＥｌ（％）≧２００００を満足する高強度と高延性とを付与している。そして、皮膜中のＡｌ量を０．２０％以上０．４０％以下、同Ｆｅ量を８％以上１５％以下に規定して、１回目の焼鈍後のＮｉ、Ｃｕ、Ｃｏ量を増加させ、合金化を促進させることで、耐パウダリング性及び耐フレーキング性を改善している。

特許文献６には、加工性及びめっき密着性等に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板として、質量％で、Ｃ：０．０００１〜０．００４％、Ｓｉ：０．００１〜０．１％、Ｍｎ：０．０１〜０．５％、Ｐ：０．００１〜０．０１５％、Ｓ：０．０１５％以下、Ａｌ：０．１〜０．５％、Ｔｉ：０．００２〜０．１％、Ｎ：０．０００５〜０．００４％を含有し、必要に応じて、さらに、質量％で、Ｎｂ：０．００２〜０．１％を含有し、さらに、Ｂ：０．０００２〜０．００３％を含有させた合金化溶融亜鉛めっき鋼板を開示しており、さらに、Ａｌ：０．０５〜０．５％、Ｆｅ：７〜１５％、残部がＺｎおよび不可避的不純物からなる合金化溶融亜鉛めっき層を形成させることが記載されている。

特許文献７には、鋼板表面に合金化溶融亜鉛めっき層を備える合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、前記鋼板が質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２５％、Ｓｉ：０．０２〜０．２０％、Ｍｎ：０．５〜３．０％、Ｓ：０．０１％以下、Ｐ：０．０３５％以下およびｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．５％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有し、かつ前記合金化亜鉛めっき層が質量％で、Ｆｅ：１０〜１５％およびＡｌ：０．２０〜０．４５％を含有し、残部がＺｎおよび不純物からなる化学組成を有するとともに、前記鋼板と前記合金化亜鉛めっき層との界面密着強度が２０ＭＰａ以上であることを特徴とする高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板が開示されている。
特開昭６４−６８４５６号公報 特開平４−２７６０５３号公報 特開平１０−８１９４８号公報 特開２００２−３０４０３号公報 特開２００２−４７５３５号公報 特開２００３−９６５４０号公報 特開２００６−９７１０２号公報 日本接着協会誌、Ｖｏｌ．２５、Ｎｏ．８、ｐ．３０６（１９８９）

ところで、最近は、自動車車体を製造する際の鋼材の接合技術として、溶接ではなく接着剤による接合（以下、「接着」という。）が適用される部位が増加してきている。しかしながら、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を接着構造部材に適用した場合、他のめっき鋼板に比べ、接着強度が低い。具体的には、他のめっき鋼板では接着剤自身の凝集破壊が生じるのに対し、合金化溶融亜鉛めっき鋼板では、めっき層−鋼板母材界面での剥離が生じやすい。この理由は、前述したように、合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっき層−鋼板母材界面の界面密着強度（以下、単に「界面密着強度」という場合は、めっき層−鋼板母材界面の密着強度を意味する。）が低いため、当該界面で剥離が生じることによる。耐チッピング性や、耐パウダリング性の改善においても、界面密着強度を高くすることが有効であり、接着構造材料として適合する場合はより高い界面密着強度が求められる。

ここで、特許文献１に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板や、特許文献２に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法によって得られる合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、鋼板に関して、めっき層中の合金相を規定している。ところが、めっき層中の合金相は、上記耐フレーキング性や耐パウダリング性には影響するものの、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の界面密着強度向上にはほとんど影響しない。したがって、特許文献１又は特許文献２に記載の技術では、高い界面密着強度を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られ難いという問題があった。

また、特許文献３には、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の耐チッピング性を改善する手段として、鋼板母材にＳｉを０．０３〜０．３％添加することが記載されている。鋼板母材にＳｉを含有させることは、界面密着強度の改善に有効であるが、鋼板母材のＳｉ含有量を多くすると、合金化速度が遅くなり、生産性が低下する虞がある。また、Ｓｉは、一般に、鋼板の強度を高める一方で、伸びを低下させ、成形性を低下させる元素である。したがって、鋼板に成形性が要求される場合等には、そもそも鋼板母材にＳｉを多量に含有させることができず、特許文献３に記載の技術によっても、高い界面密着強度を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られ難いという問題があった。

また、特許文献４又は特許文献５で提案された合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、鋼板母材のＳｉ含有量及びＰ含有量が比較的多い鋼種である上に、その製造のために複雑な還元焼鈍ヒートパターンで熱処理を行う必要がある。さらに、特許文献４又は特許文献５で提案された合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得るためには、長い合金化処理時間が必要とされる。したがって、特許文献４又は特許文献５に記載の技術では、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の生産性が低下しやすいという問題があった。

また、特許文献６では、鋼板母材のＡｌ含有量を多くすることにより、鋼板の強度をほとんど上昇させずに合金化速度を遅くし、鋼板の加工性とめっき密着性とを満足することができる、とされている。しかしながら、特許文献６にいう密着性とは、その従来技術欄の記載や実施例の評価方法（鋼板のＶ字曲げ）等から見て、耐パウダリング性を意味するものであって、本発明が目的とする界面密着強度については何ら記載がない。したがって、特許文献６に記載の技術では、高い界面密着強度を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られ難いという問題があった。

また、特許文献７では、鋼板母材のＣ含有量が多いため、加工性に劣るという問題があった。また、鋼板母材のＳｉ含有量の上限値を０．２０％としているが、鋼板母材のＳｉ含有量が高いと、合金化速度が遅くなるという問題があった。

そこで、本発明は、成形性を備えながら界面密着強度を向上させることが可能な合金化溶融亜鉛めっき鋼板、及び、生産性を向上させることが可能な合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を提供することを課題とする。

本発明者らは、鋭意研究の結果、成形性を備えながら界面密着強度を向上させるには、鋼板母材にＳｉを少量含有させるとともに、Ａｌを複合的に含有させることが有効であることを見出した。さらに、界面密着強度が高いものは、強制的にめっき層−鋼板母材の界面で剥離させた場合の剥離形態に特徴があることを見出した。加えて、鋼板母材の組成及び製造工程を工夫することにより、生産性を維持しながら、上記剥離形態を備える鋼板を製造可能であることを見出した。本発明は、このような新たな知見に基いてなされたものである。

以下、本発明について説明する。

本発明の第１の態様は、鋼板母材の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を備える合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、鋼板母材が、質量％で、Ｃ：０．２５％以下、Ｓｉ：０．０３０％以上０．１５％以下、Ｍｎ：０．０３０％以上３．０％以下、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎ：０．００６０％以下、及び、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０％以上０．８０％以下、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる化学組成を有し、合金化溶融亜鉛めっき層に、質量％で、Ｆｅ：８．０％以上１５％以下、及び、Ａｌ：０．０８０％以上０．５０％以下、が含有されるとともに、該合金化溶融亜鉛めっき層にη相が存在せず、合金化溶融亜鉛めっき層と鋼板母材との界面剥離部における、鋼板母材側の粒径剥離面積率が１０．０％以上であり、粒径剥離面積率は、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の長手方向が圧延方向となるように、２０ｍｍ×１００ｍｍに裁断し、３０ＭＰａ以上の接着せん断強さを有する一液加熱硬化型接着剤を接着剤として用い、裁断された２枚の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の重ね代が１２．５ｍｍ、重ねられた２枚の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の間に配設される接着剤の膜厚が２００μｍ、焼付条件が１７０℃で３０分間、引張速度が毎分５．０ｍｍ、及び、室温下の条件で長手方向に引張試験を実施して合金化溶融亜鉛めっき層と鋼板母材との界面でこれらを強制的に剥離させた後、界面剥離部における鋼板母材側の剥離面を観察倍率２００倍で走査型電子顕微鏡により観察したときに、ほぼ結晶粒単位の大きさで剥離した部分が走査型電子顕微鏡の観察視野全体に占める割合である、合金化溶融亜鉛めっき鋼板である。

ここに、「ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０％以上０．８０％以下」とは、鋼板母材に、固溶状態のＡｌが、０．１０質量％以上０．８０質量％以下含まれることを意味する。さらに、「合金化溶融亜鉛めっき層に、質量％で、Ｆｅ：８．０％以上１５％以下、及び、Ａｌ：０．０８０％以上０．５０％以下、が含有されるとともに、η相が存在せず」とは、合金化溶融亜鉛めっき層（以下、単に「めっき層」ということがある。）に８．０質量％以上１５質量％以下のＦｅ及び０．０８０質量％以上０．５０質量％以下のＡｌが備えられるとともに、当該めっき層にη相が存在していないことを意味する。加えて、「粒径剥離面積率」とは、「めっき層と鋼板母材との界面でこれらを強制的に剥離させた場合に、剥離後の鋼板母材に備えられる、ほぼ結晶粒径単位の大きさで剥離した部分が観察視野全体に占める割合」をいう。以下においても同様である。

本発明の第２の態様は、鋼板母材の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を備える合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、鋼板母材が、質量％で、Ｃ：０．０１０％以下、Ｓｉ：０．０３０％以上０．１５％以下、Ｍｎ：０．０３０％以上１．５％以下、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎ：０．００６０％以下、及び、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０％以上０．８０％以下、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる化学組成を有し、合金化溶融亜鉛めっき層に、質量％で、Ｆｅ：８．０％以上１５％以下、及び、Ａｌ：０．０８０％以上０．５０％以下、が含有されるとともに、η相が存在せず、合金化溶融亜鉛めっき層と鋼板母材との界面剥離部における、鋼板母材側の粒径剥離面積率が１０．０％以上であり、粒径剥離面積率は、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の長手方向が圧延方向となるように、２０ｍｍ×１００ｍｍに裁断し、３０ＭＰａ以上の接着せん断強さを有する一液加熱硬化型接着剤を接着剤として用い、裁断された２枚の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の重ね代が１２．５ｍｍ、重ねられた２枚の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の間に配設される接着剤の膜厚が２００μｍ、焼付条件が１７０℃で３０分間、引張速度が毎分５．０ｍｍ、及び、室温下の条件で長手方向に引張試験を実施して合金化溶融亜鉛めっき層と鋼板母材との界面でこれらを強制的に剥離させた後、界面剥離部における鋼板母材側の剥離面を観察倍率２００倍で走査型電子顕微鏡により観察したときに、ほぼ結晶粒単位の大きさで剥離した部分が走査型電子顕微鏡の観察視野全体に占める割合である、合金化溶融亜鉛めっき鋼板である。

本発明の第１の態様又は本発明の第２の態様において、鋼板母材に含有されるＦｅの一部に代えて、質量％で、Ｔｉ：０．００４０％以上０．５０％以下、及び／又は、Ｎｂ：０．００４０％以上０．５０％以下、並びに、Ｂ：０．００５０％以下、の添加元素が含有されることが好ましい。

本発明の第３の態様は、質量％で、Ｃ：０．２５％以下、Ｓｉ：０．０３０％以上０．１５％以下、Ｍｎ：０．０３０％以上３．０％以下、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎ：０．００６０％以下、及び、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０％以上０．８０％以下、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる化学組成を有するスラブを、熱間圧延して鋼板とする、熱間圧延工程と、該熱間圧延工程後に鋼板を５５０℃以下の温度で巻き取る巻き取り工程と、該巻き取り工程後に鋼板を酸洗する酸洗工程と、該酸洗工程後に鋼板を冷間圧延する冷間圧延工程と、該冷間圧延工程後に鋼板を還元雰囲気中で焼鈍する還元焼鈍工程と、該還元焼鈍工程後に、鋼板を、質量％で０．０８０％以上０．１４％以下のＡｌを含有する溶融亜鉛めっき浴へ浸漬する浸漬工程と、該浸漬工程後に鋼板表面の亜鉛付着量を制御する付着量制御工程と、該付着量制御工程後に鋼板を５３０℃以下の温度で合金化処理する合金化処理工程と、を備え、合金化処理工程において、質量％で、Ｆｅ：８．０％以上１５％以下、及び、Ａｌ：０．０８０％以上０．５０％以下、を含有するとともに、η相が残存しない合金化溶融亜鉛めっき層、が形成されることを特徴とする、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法である。

本発明の第４の態様は、質量％で、Ｃ：０．０１０％以下、Ｓｉ：０．０３０％以上０．１５％以下、Ｍｎ：０．０３０％以上１．５％以下、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎ：０．００６０％以下、及び、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０％以上０．８０％以下、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる化学組成を有するスラブを、熱間圧延して鋼板とする、熱間圧延工程と、該熱間圧延工程後に鋼板を５５０℃以下の温度で巻き取る巻き取り工程と、該巻き取り工程後に鋼板を酸洗する酸洗工程と、該酸洗工程後に鋼板を冷間圧延する冷間圧延工程と、該冷間圧延工程後に鋼板を還元雰囲気中で焼鈍する還元焼鈍工程と、該還元焼鈍工程後に、鋼板を、質量％で０．０８０％以上０．１４％以下のＡｌを含有する溶融亜鉛めっき浴へ浸漬する浸漬工程と、該浸漬工程後に鋼板表面の亜鉛付着量を制御する付着量制御工程と、該付着量制御工程後に鋼板を５３０℃以下の温度で合金化処理する合金化処理工程と、を備え、合金化処理工程において、質量％で、Ｆｅ：８．０％以上１５％以下、及び、Ａｌ：０．０８０％以上０．５０％以下、を含有するとともに、η相が残存しない合金化溶融亜鉛めっき層、が形成されることを特徴とする、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法である。

本発明の第３の態様又は本発明の第４の態様において、スラブに含有されるＦｅの一部に代えて、質量％で、Ｔｉ：０．００４０％以上０．５０％以下、及び／又は、Ｎｂ：０．００４０％以上０．５０％以下、並びに、Ｂ：０．００５０％以下、の添加元素が含有されることが好ましい。

本発明の第１の態様又は本発明の第２の態様によれば、成形性を備え、かつ、めっき層と鋼板母材との界面密着強度を向上させることが可能な、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供できる。かかる効果を奏する合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、自動車分野や家電分野に好適である。

本発明の第３の態様又は本発明の第４の態様によれば、成形性を備え、かつ、めっき層と鋼板母材との界面密着強度を向上させ得る合金化溶融亜鉛めっき鋼板の、生産性を向上させることが可能な、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を提供できる。

以下、本発明の実施の形態について説明する。

１．合金化溶融亜鉛めっき鋼板
本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板について、詳細に説明する。以下、「％」は、特に断りがない限り、「質量％」を意味する。また、本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板を単に「鋼板」と表記し、表面にめっき層が備えられる鋼板母材を「母材」と表記する。

１．１．母材
（１）Ｃ：０．２５％以下
本発明の鋼板は、成形性を重視する用途を対象とするため、Ｃは、本発明においては不純物であり、その含有量は少ないほど良い。母材に多量のＣを含有させると、鋼板の加工性を低下させる。したがって、Ｃの含有量は０．２５％以下とする。好ましくは、０．０１０％以下である。

（２）Ｓｉ：０．０３０％以上０．１５％以下
Ｓｉは、合金化処理工程において、めっき層と母材との界面密着強度を増加させる重要な元素である。母材にＳｉが含有されることによる界面密着強度の増加メカニズムとして、「鉄と鋼、Ｖｏｌ．８９、Ｎｏ．１（２００３）、第４６頁及至第５３頁」には、Ｓｉ含有により、合金化時にめっき層中のＺｎが母材の粒界へ拡散するのを助長し、母材とめっき層との界面の凹凸を増加させるとともに、剥離流路が迂回されてエネルギーが吸収されるためであることが提案されている。
Ｓｉの含有量が少ないと界面密着強度の向上効果が十分に得られない。そのため、Ｓｉの含有量は０．０３０％以上とする。好ましくは、０．０４０％以上である。一方、Ｓｉの含有量が多すぎると、鋼板の成形性に悪影響を及ぼす。また、合金化速度が著しく低下するため、合金化処理時間が長時間化し、生産性の低下や設備の長大化を招く。そのため、Ｓｉの含有量は０．１５％以下とする。好ましくは、０．１０％以下である。

（３）Ｍｎ：０．０３０％以上３．０％以下
Ｍｎの含有量が多すぎると、鋼板が脆化する。そのため、Ｍｎの含有量は３．０％以下とする。好ましくは、２．５％以下である。さらに、伸びの過度の低下や、ＴｉＣの析出を低減して降伏点が必要以上に上昇することを防止する観点から、より好ましくは１．５％以下である。一方、Ｍｎ含有量が少なすぎると母材が脆化することがある。そのため、Ｍｎの含有量は０．０３０％以上とする。

（４）Ｐ：０．０５０％以下
Ｐは、本発明においては不純物であり、その含有量は少ないほど良い。Ｐの含有量が多すぎると、Ｓｉと同様に、伸びが小さくなる等、鋼板の成形性に悪影響を及ぼす。また、合金化速度も低下するため、合金化処理時間を長時間化し、生産性の低下や設備の長大化を招く。したがって、Ｐの含有量は０．０５０％以下とする。好ましくは、０．０３０％以下である。

（５）Ｓ：０．０１０％以下
Ｓは、本発明においては不純物であり、その含有量は少ないほど良い。Ｓの含有量が多すぎると、ＭｎＳの析出が顕著になり、鋼板の延性を低下させる。そのため、Ｓの含有量は０．０１０％以下とする。好ましくは、０．００５０％以下である。

（６）ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０％以上０．８０％以下
Ａｌは、Ｓｉと同様に、めっき層と母材との界面密着強度を増加させる重要な元素である。その効果を発現させるため、Ａｌは固溶状態で０．１０％以上含有させる。好ましくは、０．２０％以上である。一方、Ａｌを固溶状態で多量に含有させても、その効果は飽和する上、めっきライン通板時に鋼帯同士を溶接する場合の溶接性が低下するため、その上限を０．８０％とする。ｓｏｌ．Ａｌの好ましい含有量は、０．２０％以上０．６０％以下である。

（７）Ｎ：０．００６０％以下
Ｎは、鋼板の成形性を低下させる。そのため、少ないほど良く、本発明では、Ｎの含有量を０．００６０％以下とする。

（８）Ｔｉ：０．００４０％以上０．５０％以下、Ｎｂ：０．００４０％以上０．５０％以下、Ｂ：０．００５０％以下
これらの元素は、任意添加元素である。Ｔｉ及び／又はＮｂを０．００４０％以上０．５０％以下添加することにより、Ｃ、Ｎを炭化物、窒化物として固定し、鋼板の成形性を向上させることが可能になる。ただし、Ｃの含有量が少なく、Ｔｉ及び／又はＮｂを添加した鋼板を成形した成形品は、低温で加工変形応力とは異なる方向の衝撃応力を加えられると、簡単に割れてしまうことがある。そこで、かかる割れを防止するため、Ｂを微量（０．００５０％以下）添加することが好ましい。

本発明において、鋼板母材の、上記元素を除く化学組成は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。ただし、上記元素のほか、本発明の鋼板には、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｖ等を少量含有させることも可能である。また、鋼板の集合組織は特に限定されない。強度よりも成形性を重視する場合、母材はフェライト組織とし、再結晶が十分に進行しているものが好ましい。

１．２．めっき層
（１）Ｆｅ：８．０％以上１５％以下、η相
めっき層表層部にη相が局所的に残存すると、プレス成形時に金型との焼きつきが生じやすくなるほか、鋼板表面に配設される接着剤とめっき層との界面における接着強度が低下し、当該界面で剥離が生じやすくなる。そのため、めっき層にη相が残存しない程度に、めっき層を十分に合金化させる必要がある。合金化度の目安として、めっき層のＦｅの含有量は、８．０％以上とする。好ましくは、９．０％以上である。一方、Ｆｅの含有量が多すぎると、耐パウダリング性が低下する。また、合金化に時間を要すため生産性の点でも不利である。そのため、Ｆｅの含有量は１５％以下とする。好ましくは、１４％以下、より好ましくは１０％未満である。

（２）Ａｌ：０．０８０％以上０．５０％以下
めっき層のＡｌの含有量が少なすぎると、めっき付着量の制御が困難になる。そのため、Ａｌの含有量は０．０８０％以上とする。一方、Ａｌの含有量が多すぎると、合金化速度が低下し、鋼板の生産性が低下する虞がある。そのため、Ａｌの含有量は０．５０％以下とする。めっき層に含有されるＡｌは、後述するめっき浴中のＡｌ濃度でほぼ決定されるが、めっき付着量や母材のＡｌによっても若干変動する。本発明では、Ａｌを多く含有する母材をめっき基材として用いるので、Ａｌ含有量の少ない母材を基材に用いた場合と比較して、Ａｌの含有量が多くなる傾向がある。本発明において、めっき層のＡｌの含有量は、めっき付着量が片面あたり４０ｇ／ｍ^２〜６０ｇ／ｍ^２程度の場合、０．２５％以上０．５０％以下とするのが好ましい。

１．３．母材側の粒径剥離面積率
本発明の鋼板を、めっき層−母材界面で強制的に剥離させると、剥離後の母材側に、ほぼ結晶粒単位の大きさで剥離した箇所が観察される。
図１は、後述の条件で強制的にめっき層−母材界面で剥離させた時の、母材側剥離面のＳＥＭ像である。写真中に矢印で示した箇所が、ほぼ結晶粒単位の大きさで剥離した箇所であり、それぞれの視野における粒径剥離面積率は、（ａ）が１．０％以下、（ｂ）が約７．０％である。

図２に、めっき層と母材との界面で強制的に剥離させる際のサンプルの形態を概略的に示す。本発明では、約３０ＭＰａ以上の接着せん断強さを有する接着剤２０を使用して、２枚の鋼板１０、１０を張り合わせ、図２のようなせん断引張試験を行う。界面密着強度と粒径剥離面積率との間には相関が認められ、界面密着強度が高いほど、粒径剥離面積率の値が大きい。そして、界面密着強度を高くし、粒径剥離面積率を大きくすると、鋼板の耐チッピング性や耐パウダリング性を改善することができる。そのため、本発明の鋼板における、母材側の粒径剥離面積率は、１０．０％以上とする。

図３は、めっき層と母材との界面の断面を概略的に示す図であり、一部を拡大するとともに、結晶粒の形状を簡略化して示している。以下、図２及び図３を参照しつつ、説明を続ける。母材１とめっき層２とを備える本発明の鋼板１０に対して、上記せん断引張試験を行うと、ほぼ結晶粒単位の大きさの剥離が、母材１側に観察される。これは、後述するように、本発明の鋼板１０は、合金化処理の際に、母材１の結晶粒界へのＺｎ侵入が促進されるため、母材１とめっき層２との界面でこれらを強制的に剥離させると、Ｚｎが侵入していない又はＺｎの侵入が不十分である結晶粒界を有する、母材表面近傍の結晶粒３、３、…の一部が、めっき層２側に付着して剥離するためと考えられる。

２．鋼板の製造方法
（１）熱間圧延工程、巻き取り工程
本発明の製造方法では、上記母材と同じ化学組成を有するスラブを、例えば、加熱炉で加熱し、粗圧延機及び仕上圧延機にて熱間圧延する熱間圧延工程により、帯状の鋼板（ストリップ）とする。かかる熱間圧延工程で圧延された鋼板は、その後、巻取機でコイルに巻き取られる（巻き取り工程）。コイルに巻き取る際のコイル巻き取り温度は、界面密着強度の低下を防止する観点から、５５０℃以下とする。一方、コイル巻き取り温度が４８０℃未満になると熱延後段の圧延荷重が高くなり、設備能力を超えてしまう虞がある。そのため、コイル巻き取り温度は４８０℃以上が好ましい。
本発明の製造方法では、後述する合金化処理工程において、母材のＳｉやＡｌの効果により、母材の結晶粒界へＺｎの侵入を助長し、めっき層と母材との界面密着強度を向上させる。そのため、母材に含まれるＳｉ及びＡｌは、固溶状態で存在することが好ましい。本発明の製造方法では、コイル巻き取り温度を低めに設定することで、母材内部でのＳｉ、Ａｌの酸化が抑制されると考えられる。

（２）酸洗工程
上記巻き取り工程で巻き取られた鋼板（鋼帯）は、表面にスケールが形成されている。それゆえ、このスケールを除去するため、鋼板を酸洗する。酸洗工程で使用する酸は、塩酸と硫酸が主流である。また、過酸洗を防止するため、ごく少量の抑制剤（例えば、酸腐食抑制剤（朝日化学工業株式会社製のイビット７１０Ｎ）等）を添加することができる。

（３）冷間圧延工程
酸洗工程によりスケールを除去された鋼板は、引き続き、熱延鋼板から所定の板厚の冷延母材を得るために、冷間圧延が施される。モーターパワー・各スタンドの速度範囲・形状・板厚変動・作業性等の観点から、冷間圧延工程における圧縮率は４０％以上９５％以下とすることが好ましい。

（４）還元焼鈍工程
冷延母材には、圧延油や鉄粉が付着している。それゆえ、めっき外観を向上させる等の観点から、冷間圧延工程後の鋼板をアルカリ脱脂槽へ入れてアルカリ脱脂することにより、洗浄しても良い。その後、水素を含有する還元雰囲気下で、鋼板を必要な温度（例えば、８２０℃）まで上昇させることにより、還元焼鈍を行う。

（５）浸漬工程
還元焼鈍工程を経た鋼板は、その後、めっき浴温近傍（例えば、４７０℃程度）まで冷却され、めっき浴に浸漬される（浸漬工程）。めっき浴中のＡｌ濃度が低すぎると、めっき付着量の制御が難しい。そのため、めっき浴中のＡｌ濃度は０．０８０％以上とする。好ましくは、０．０９０％以上である。一方、めっき浴中のＡｌ濃度が高すぎると、めっき層−母材界面にＦｅ−Ａｌ合金層が厚く形成され、後述する合金化処理工程において、所定の合金化度を得るために必要とされる処理時間が長くなり、生産性が低下する。そのため、めっき浴中のＡｌ濃度は、０．１４％以下とする。好ましくは、０．１３％以下である。
めっき浴への浸漬時間は、１秒以上であれば、性能、操業性を阻害しない。その他のめっき条件は、一般的に採用されているものを用いることができる。めっき浴温は４５０℃以上４７０℃以下、侵入材温（還元焼鈍工程後に冷却された後の温度）は４５０℃以上４８０℃以下とすることができる。めっき浴中のＡｌ以外の成分として、不可避不純物であるＦｅ、Ｐｂ、Ｃｄ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｗ、Ｔｉ、Ｍｇ、Ｓｉのそれぞれが、０．１０％以下含有されていても、鋼板の性能はほとんど変わらない。

（６）付着量制御工程
上記浸漬工程後に、一般に製品として用いられる２５ｇ／ｍ^２以上７０ｇ／ｍ^２以下となるように、めっき層の付着量を制御する。

（７）合金化処理工程
合金化処理温度を高くすると、母材の結晶粒内へのＺｎの拡散速度が大きくなり、Ｚｎが粒界よりも粒内へ拡散しやすくなる。その結果、めっき層と母材との界面密着強度が低下する。そのため、合金化処理温度は５３０℃以下とする。好ましくは、５２０℃以下である。
一方、合金化処理温度が低いと、Ｚｎの拡散速度が小さくなり、合金化処理時間が長くなる。かかる場合であっても、η層が存在しない程度にまで合金化処理を行えば、界面密着強度の鋼板が得られる。しかし、生産性の低下を防止する観点から、合金化処理温度は４７０℃以上とすることが好ましい。より好ましくは、４８０℃以上である。
本発明において、合金化処理温度までの昇温速度、合金化処理温度での保持時間及び保持後の冷却速度等は、特に制限されない。合金化処理における加熱手段は、めっき層の集合組織及び合金化度が上記構成となれば、輻射加熱、高周波誘導加熱、通電加熱等、何れの手段によっても良い。

（８）後処理工程
上記工程を経て製造された鋼板の表面には、必要に応じて、防錆処理（例えば、クロメート処理やクロムフリー処理等）、リン酸塩処理、樹脂皮膜塗布等の後処理を施すことができ、防錆油を塗布することも可能である。

少なくとも、熱間圧延工程、巻き取り工程、酸洗工程、冷間圧延工程、還元焼鈍工程、浸漬工程、付着量制御工程、及び、合金化処理工程を備える、本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法（以下、単に「製造方法」という。）によれば、母材（スラブ）の化学組成を限定し、めっき浴のＡｌ濃度を特定し、さらに、合金化処理温度を限定することで、生産性の低下を防止している。そして、当該製造方法により製造される鋼板は、優れた界面密着強度を有し、成形性が要求される用途にも用いることができる。

以下、実施例を示しつつ、本発明についてさらに具体的に説明する。
１．供試材の作製
表１に、今回使用した供試材の化学組成をあわせて示す。本発明の技術的範囲に含まれる供試材を「実施例」、本発明の技術的範囲に含まれない供試材を「比較例」とした。

これらの成分を実験室にて溶製、鋳造し、板厚３０ｍｍのスラブを作製した。当該スラブを大気中（１１５０℃）で１時間に亘って保持し、粗圧延及び仕上圧延に供した。仕上圧延は９５０℃で行い、大気中にて巻き取り温度を適宜変更して巻き取った。熱延仕上げ厚みは、４．５ｍｍとした。かかる厚みに調整後の鋼板を酸洗後、板厚が１．６ｍｍとなるまで冷間圧延を行った。縦型溶融亜鉛めっき装置を用い、冷間圧延後の鋼板に対して、以下の条件でめっきを施した。
まず、板厚１．６ｍｍの鋼板を７５℃のＮａＯＨ溶液で脱脂洗浄し、雰囲気ガスがＮ_２＋２０％Ｈ_２（露点−４０℃）、雰囲気温度８２０℃の還元雰囲気中で、１分間に亘って焼鈍した。焼鈍後、めっき浴温近傍（４７０℃）まで鋼板を冷却し、浴中Ａｌ濃度０．０７０％〜０．１６％、浴温４６０℃の溶融亜鉛めっき浴に１．５秒間浸漬した後、ワイピング方式により、めっき付着量を調整した。その後、赤外線加熱装置を用いて合金化処理温度を適宜変更しながら、鋼板に合金化処理を施した。合金化処理後の片面あたりのめっき付着量は、５０ｇ／ｍ^２であった。そして、合金化処理後に、圧延線荷重１．２ＭＮ／ｍで調質圧延を施した。
上記手順により得られた供試材に対し、以下に示す方法で分析・評価を行った。その結果を、巻き取り温度、浴中Ａｌ濃度、及び、合金化温度の値とともに、表２に示す。なお、表２の鋼種欄の数字は、表１の鋼種欄の数字と対応している。すなわち、表２の鋼種欄に「１」と記載されている場合には、表１の鋼種欄に「１」と記載されている供試材を用いて、以下の分析・評価を行ったことを意味している。
上記手順により得られた供試材に対し、以下に示す方法で分析・評価を行った。その結果を表２にあわせて示す。

２．分析、評価
２．１．合金化処理性評価
表２に示す合金化処理温度で３０秒間に亘って保持する合金化処理（保持後はエア吹き付けで空冷）を行った後、目視で「明らかにη相が残存（表面外観の金属光沢が高い）」と判断した供試材を「合金化遅延」と評価した。合金化遅延と評価された供試材には表２で「×」と表記するとともに、合金化遅延と評価されなかった供試材には表２で「○」と表記し、「合金化遅延」と判断した供試材に対しては、後述する分析、評価を行わなかった。なお、表２のＮｏ．２５は、合金化処理時間を短くし、あえてη相が残存するサンプルを作成したものであるため、合金化処理性については評価せず、「−」と記載した。

２．２．めっき層の組成分析
合金化処理後の供試材から、２５ｍｍφの試料片を採取し、０．５０体積％インヒビター（商品名「イビット７１０Ｎ」、朝日化学工業株式会社製）を含有した１０％ＨＣｌ水溶液でめっき層を溶解し、これを、誘導結合プラズマ（ＩＣＰ）法で分析することにより、めっき層の組成を分析した。分析結果（「Ｆｅ濃度（％）」及び「Ａｌ濃度（％）」）を表２に示す。

２．３．母材側粒径剥離面積率の測定
合金化処理後の供試材を、長手方向が圧延方向となるように、２０ｍｍ×１００ｍｍに裁断し、一液加熱硬化型接着剤（商品名「ＥＷ２０２０」、住友スリーエム株式会社製）を接着剤として用い、重ね代：１２．５ｍｍ、接着剤膜厚：２００μｍ、焼付条件：１７０℃×３０分間、引張速度：５．０ｍｍ／ｍｉｎ、室温下の条件で、長手方向に引張試験を実施した。
この引張試験で、めっき層と母材との界面で剥離に至ったものについて、鋼板側の剥離面を２００倍で、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）により観察した。母材側粒径剥離面積率は、剥離面のうち、ほぼ結晶粒単位での剥離が観察される部分の面積の視野全体に対する面積比率で表した。一の供試材について、ＳＥＭ観察を３箇所で行い、３箇所の粒径剥離面積率の平均値を代表値とした。各供試材の代表値を、表２に示す。

２．４．皮膜剥離試験
合金化処理後の供試材を、長手方向が圧延方向となるように、３０ｍｍ×１００ｍｍに裁断したサンプルに、防錆油（商品名「５５０ＨＮ」、日本パーカライジング株式会社製）を刷毛塗りし、ブランクホルダー圧フリー（ダイスとポンチとの間に板厚以上のスペースを確保）のハット成形試験を室温で行った。ハット成形試験の模式図を図４に示す。ここで、「ハット成形試験」とは、図４（ａ）に試験装置の一部を拡大して示すように、所定の間隔を開けて備えられるダイ４１、４１の上に、成形前の供試材４２を載せ、当該供試材４２の上方からポンチ４３を下方へ移動させることにより、成形された供試材４４（図４（ｂ）参照）とする試験を意味する。このようにして供試材４４へ成形した後、供試材４４の縦壁部４５にテープ（ＪＩＳ Ｚ−１５２２に準ずる、ニチバン株式会社製のセロテープ。「セロテープ」はニチバン株式会社の登録商標。）を貼り、その後、当該テープを剥離して、テープ剥離後の成形品の質量を測定した。そして、テープ剥離後の成形品の質量と、成形前の供試材４１の質量とを比較することにより、１サンプルあたりのめっき層の剥離量を算出した。その他の条件は、ポンチ平行部：２８ｍｍ、ダイス平行部：３０ｍｍ、ポンチ肩Ｒ：３．０ｍｍ、ダイス肩Ｒ：５．０ｍｍ、成形速度：６０ｍｍ／ｍｉｎとした。めっき層の剥離量の結果を、表２に示す。

３．結果
母材側粒径剥離面積率を測定する際の引張試験では、Ｎｏ．２５を除き、めっき層−母材界面での剥離が認められた。一方、Ｎｏ．２５では、めっき層と接着剤とが剥離した。

母材中のＳｉ含有量が０．０３０％未満、又は、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．１０％未満であることにより、本発明の技術的範囲に含まれないスラブ（鋼種Ｎｏ．１、１０、１１）を用いた供試材（Ｎｏ．１、１０、１１）は、いずれも、粒径剥離面積率が２％程度であった。さらに、表２に示すように、これらは、めっき層が２５ｍｇ以上剥離し、耐フレーキング性が劣っていた。また、母材中のＳｉ含有量が０．１５％を超える（鋼種Ｎｏ．６）、又は、Ｐ含有量が０．０５０％を超える（鋼種Ｎｏ．９）ことにより、本発明の技術的範囲に含まれないスラブを用いた供試材（Ｎｏ．６、９）は、所定の合金化度を得るために長い合金化処理時間が必要とされ、合金化遅延と評価された。なお、Ｓｉ含有量又はＰ含有量が多いと、成形性も低下すると考えられる。
これに対し、本発明の技術的範囲に含まれるスラブ（鋼種Ｎｏ．２〜５、７〜８、１２〜１５）を用いた供試材（Ｎｏ．２〜５、７〜８、１２〜１５）は、母材側の剥離面の粒径剥離面積率が５．０％以上であり、めっき層の剥離量は概ね２０ｍｇ程度、又は、２０ｍｇ以下と良好な結果が得られた。なお、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．８０％であるスラブ（鋼種Ｎｏ．１５）を用いた供試材（Ｎｏ．１５）は、性能上の悪影響、又は、製造面での悪影響は認められないものの、ｓｏｌ．Ａｌ含有量を増加させることにより得られる効果（界面密着強度向上効果）が飽和する傾向が認められた。

表２のＮｏ．１６〜２０は、本発明の技術的範囲に含まれるスラブ（鋼種Ｎｏ．３）を用い、めっき浴中Ａｌ濃度を変更して製造した供試材である。浴中Ａｌ濃度が０．０８０％未満であることにより、本発明の製造方法の技術的範囲に含まれないＮｏ．１６は、めっき層の剥離量が４１ｍｇであり、耐フレーキング性が劣っていた。また、浴中Ａｌ濃度が０．１４％を超えることにより、本発明の製造方法の技術的範囲に含まれないＮｏ．１９、２０は、所定の合金化度を得るために長い合金化処理時間が必要とされ、合金化遅延と評価された。これに対し、浴中Ａｌ濃度が０．０８０％以上０．１４％以下であり、本発明の製造方法の技術的範囲に含まれるＮｏ．１７、１８は、粒径剥離面積率が５．０％以上であるとともに、めっき層の剥離量が２０ｍｇ以下であり、良好な結果が得られた。

表２のＮｏ．２１〜２４は、本発明の技術的範囲に含まれるスラブ（鋼種Ｎｏ．３）を用い、合金化処理温度を変更して製造した供試材である。合金化処理温度が５３０℃を超えることにより、本発明の製造方法の技術的範囲に含まれないＮｏ．２３、２４は、粒径剥離面積率が５％未満となった。これに対し、合金化処理温度が５３０℃以下であり、本発明の製造方法の技術的範囲に含まれるＮｏ．２１、２２は、粒径剥離面積率が５．０％以上であるとともに、めっき層の剥離量が２０ｍｇ以下であり、良好な結果が得られた。

表２のＮｏ．２５〜２９は、本発明の技術的範囲に含まれるスラブ（鋼種Ｎｏ．３）を用いて、合金化度の影響を調査したものである。上述のように、Ｎｏ．２５は、めっき層と接着剤との間で剥離が生じたものであるが、めっき層をＸ線回折で分析すると、η相のスペクトルが観察された。なお、合金化度の目安となる、Ｎｏ．２５の供試材における、めっき層のＦｅ含有量は、７．０％であった。一方、めっき層のＦｅ含有量が１５％を超える１６％まで合金化処理を行ったＮｏ．２９の供試材は、耐パウダリング性が低下し、めっき層の剥離量が多かった。これに対し、めっき層のＦｅ含有量が１５％以下であり、本発明の製造方法の技術的範囲に含まれるＮｏ．２６〜２８は、粒径剥離面積率が５．０％以上であるとともに、めっき層の剥離量が２０ｍｇ以下、又は、２０ｍｇをやや超える程度であり、良好な結果が得られた。

表２のＮｏ．３０〜３４は、本発明の技術的範囲に含まれるスラブ（鋼種Ｎｏ．１６〜２０）を用い、本発明の製造方法の技術的範囲に含まれる条件で製造した供試材である。表２に示すように、これらの供試材は、いずれも、粒径剥離面積率が５．０％以上であるとともに、めっき層の剥離量が２０ｍｇ以下であり、良好な結果が得られた。

表２のＮｏ．３５〜３７は、本発明の技術的範囲に含まれるスラブ（鋼種Ｎｏ．３）を用いて、巻き取り温度の影響を調査したものである。巻き取り温度が高くなると、粒径剥離面積率が低下するとともに、めっき層の剥離量が増加する傾向が認められ、巻き取り温度が６００℃を超えることにより、本発明の製造方法の技術的範囲に含まれないＮｏ．３７は、粒径剥離面積率がほぼゼロであった。これに対し、巻き取り温度が５５０℃以下であり、本発明の製造方法の技術的範囲に含まれるＮｏ．３５は、粒径剥離面積率が１０．０％以上であるとともに、めっき層の剥離量が２０ｍｇ以下であり、良好な結果が得られた。また、Ｎｏ．３６は、粒径剥離面積率が５．０％であり、めっき層の剥離量が２０ｍｇを超えた。

強制的にめっき層−母材界面で剥離させた時の、母材側剥離面のＳＥＭ像である。 めっき層と母材との界面で強制的に剥離させる際の形態を示す図である。 めっき層と母材との界面の断面を概略的に示す図である。 図４（ａ）は、ハット成形試験装置の一部を拡大して示す模式図である。図４（ｂ）は、成形後の供試材を示す側面図である。

符号の説明

１ 母材（鋼板母材）
２ めっき層（合金化亜鉛めっき層）
１０ 合金化溶融亜鉛めっき鋼板

Claims (6)

1. 鋼板母材の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を備える合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、
   前記鋼板母材が、質量％で、Ｃ：０．２５％以下、Ｓｉ：０．０３０％以上０．１５％以下、Ｍｎ：０．０３０％以上３．０％以下、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎ：０．００６０％以下、及び、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０％以上０．８０％以下、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる化学組成を有し、
   前記合金化溶融亜鉛めっき層に、質量％で、Ｆｅ：８．０％以上１５％以下、及び、Ａｌ：０．０８０％以上０．５０％以下、が含有されるとともに、η相が存在せず、
   前記合金化溶融亜鉛めっき層と前記鋼板母材との界面剥離部における、前記鋼板母材側の粒径剥離面積率が１０．０％以上であり、
   前記粒径剥離面積率は、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の長手方向が圧延方向となるように、２０ｍｍ×１００ｍｍに裁断し、３０ＭＰａ以上の接着せん断強さを有する一液加熱硬化型接着剤を接着剤として用い、裁断された２枚の前記合金化溶融亜鉛めっき鋼板の重ね代が１２．５ｍｍ、重ねられた２枚の前記合金化溶融亜鉛めっき鋼板の間に配設される前記接着剤の膜厚が２００μｍ、焼付条件が１７０℃で３０分間、引張速度が毎分５．０ｍｍ、及び、室温下の条件で長手方向に引張試験を実施して前記合金化溶融亜鉛めっき層と前記鋼板母材との界面でこれらを強制的に剥離させた後、前記界面剥離部における前記鋼板母材側の剥離面を観察倍率２００倍で走査型電子顕微鏡により観察したときに、ほぼ結晶粒単位の大きさで剥離した部分が前記走査型電子顕微鏡の観察視野全体に占める割合である、合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
2. 鋼板母材の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を備える合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、
   前記鋼板母材が、質量％で、Ｃ：０．０１０％以下、Ｓｉ：０．０３０％以上０．１５％以下、Ｍｎ：０．０３０％以上１．５％以下、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎ：０．００６０％以下、及び、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０％以上０．８０％以下、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる化学組成を有し、
   前記合金化溶融亜鉛めっき層に、質量％で、Ｆｅ：８．０％以上１５％以下、及び、Ａｌ：０．０８０％以上０．５０％以下、が含有されるとともに、η相が存在せず、
   前記合金化溶融亜鉛めっき層と前記鋼板母材との界面剥離部における、前記鋼板母材側の粒径剥離面積率が１０．０％以上であり、
   前記粒径剥離面積率は、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の長手方向が圧延方向となるように、２０ｍｍ×１００ｍｍに裁断し、３０ＭＰａ以上の接着せん断強さを有する一液加熱硬化型接着剤を接着剤として用い、裁断された２枚の前記合金化溶融亜鉛めっき鋼板の重ね代が１２．５ｍｍ、重ねられた２枚の前記合金化溶融亜鉛めっき鋼板の間に配設される前記接着剤の膜厚が２００μｍ、焼付条件が１７０℃で３０分間、引張速度が毎分５．０ｍｍ、及び、室温下の条件で長手方向に引張試験を実施して前記合金化溶融亜鉛めっき層と前記鋼板母材との界面でこれらを強制的に剥離させた後、前記界面剥離部における前記鋼板母材側の剥離面を観察倍率２００倍で走査型電子顕微鏡により観察したときに、ほぼ結晶粒単位の大きさで剥離した部分が前記走査型電子顕微鏡の観察視野全体に占める割合である、合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
3. 前記鋼板母材に含有される前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｔｉ：０．００４０％以上０．５０％以下、及び／又は、Ｎｂ：０．００４０％以上０．５０％以下、並びに、Ｂ：０．００５０％以下、の添加元素が含有されることを特徴とする、請求項１又は２に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
4. 質量％で、Ｃ：０．２５％以下、Ｓｉ：０．０３０％以上０．１５％以下、Ｍｎ：０．０３０％以上３．０％以下、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎ：０．００６０％以下、及び、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０％以上０．８０％以下、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる化学組成を有するスラブを、熱間圧延して鋼板とする、熱間圧延工程と、
   前記熱間圧延工程後に、前記鋼板を５５０℃以下の温度で巻き取る、巻き取り工程と、
   前記巻き取り工程後に、鋼板を酸洗する、酸洗工程と、
   前記酸洗工程後に、鋼板を冷間圧延する、冷間圧延工程と、
   前記冷間圧延工程後に、鋼板を還元雰囲気中で焼鈍する、還元焼鈍工程と、
   前記還元焼鈍工程後に、鋼板を、質量％で、０．０８０％以上０．１４％以下のＡｌを含有する溶融亜鉛めっき浴へ浸漬する、浸漬工程と、
   前記浸漬工程後に、鋼板表面の亜鉛付着量を制御する、付着量制御工程と、
   前記付着量制御工程後に、鋼板を、５３０℃以下の温度で合金化処理する、合金化処理工程と、を備え、
   前記合金化処理工程において、質量％で、Ｆｅ：８．０％以上１５％以下、及び、Ａｌ：０．０８０％以上０．５０％以下、を含有するとともに、η相が残存しない合金化溶融亜鉛めっき層、が形成されることを特徴とする、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
5. 質量％で、Ｃ：０．０１０％以下、Ｓｉ：０．０３０％以上０．１５％以下、Ｍｎ：０．０３０％以上１．５％以下、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎ：０．００６０％以下、及び、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０％以上０．８０％以下、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる化学組成を有するスラブを、熱間圧延して鋼板とする、熱間圧延工程と、
   前記熱間圧延工程後に、前記鋼板を５５０℃以下の温度で巻き取る、巻き取り工程と、
   前記巻き取り工程後に、鋼板を酸洗する、酸洗工程と、
   前記酸洗工程後に、鋼板を冷間圧延する、冷間圧延工程と、
   前記冷間圧延工程後に、鋼板を還元雰囲気中で焼鈍する、還元焼鈍工程と、
   前記還元焼鈍工程後に、鋼板を、質量％で、０．０８０％以上０．１４％以下のＡｌを含有する溶融亜鉛めっき浴へ浸漬する、浸漬工程と、
   前記浸漬工程後に、鋼板表面の亜鉛付着量を制御する、付着量制御工程と、
   前記付着量制御工程後に、鋼板を、５３０℃以下の温度で合金化処理する、合金化処理工程と、を備え、
   前記合金化処理工程において、質量％で、Ｆｅ：８．０％以上１５％以下、及び、Ａｌ：０．０８０％以上０．５０％以下、を含有するとともに、η相が残存しない合金化溶融亜鉛めっき層、が形成されることを特徴とする、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
6. 前記スラブに含有される前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｔｉ：０．００４０％以上０．５０％以下、及び／又は、Ｎｂ：０．００４０％以上０．５０％以下、並びに、Ｂ：０．００５０％以下、の添加元素が含有されることを特徴とする、請求項４又は５に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。

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