JPWO2013018726A1 - 合金化溶融亜鉛めっき層およびそれを有する鋼板ならびにその製造方法 - Google Patents
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Abstract
高強度鋼板を母材として用いた合金化溶融亜鉛めっき鋼板として、母材鋼板に対するめっき層の密着性を確実かつ充分に向上させた合金化溶融亜鉛めっき鋼板、および、その製造方法を提供する。所定の成分組成の高強度鋼からなる母材鋼板に、合金化溶融亜鉛めっき層が形成され、その合金化溶融亜鉛めっき層における平均Ｆｅ量が８．０〜１２．０％の範囲内とされ、かつそのめっき層中における、母材鋼板との界面近傍のＦｅ量（内側近傍Ｆｅ量）と、めっき層外表面近傍のＦｅ量（外側近傍Ｆｅ量）との差の絶対値ΔＦｅが、０．０〜３．０％の範囲内にある合金化溶融亜鉛めっき鋼板。またその製法として、溶融亜鉛めっきおよび合金化処理終了後、めっき層内のＦｅ濃度勾配を平坦化するためのめっき層内拡散処理を行う。
Description
本発明は、高強度鋼板を母材とし、その表面に合金化溶融亜鉛めっき層を形成した合金化溶融亜鉛めっき層およびめっき鋼板に関し、特に母材鋼板に対する亜鉛めっき層の密着性を改善した合金化溶融亜鉛めっき層およびめっき鋼板、およびその製造方法に関するものである。
近年、自動車の外板（ボディシート）、あるいは建設機械、その他建築・土木構造物などの、各種部品や構造物に使用される鋼板についての高強度化の要求が高まってきており、引張最大応力９００ＭＰａ以上の高強度鋼板も用いられるようになってきている。またこれらの用途の鋼板については、屋外で使用されることが多いため、優れた耐食性が要求されるのが通常である。
従来、このような用途の鋼板としては、溶融亜鉛めっきを施した溶融亜鉛めっき鋼板が広く用いられている。また、溶融亜鉛めっき後に、めっき層をＺｎの融点以上の温度に加熱して母材鋼板中からＦｅをめっき層中に拡散させ、めっき層をＺｎ−Ｆｅ合金主体の層とする合金化処理を行った合金化溶融亜鉛めっき鋼板も、最近では幅広く用いられるようになっている。この種の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、合金化処理を施さない溶融亜鉛めっき鋼板と比較して、表面外観や耐食性が優れていることが知られている。
従来、このような用途の鋼板としては、溶融亜鉛めっきを施した溶融亜鉛めっき鋼板が広く用いられている。また、溶融亜鉛めっき後に、めっき層をＺｎの融点以上の温度に加熱して母材鋼板中からＦｅをめっき層中に拡散させ、めっき層をＺｎ−Ｆｅ合金主体の層とする合金化処理を行った合金化溶融亜鉛めっき鋼板も、最近では幅広く用いられるようになっている。この種の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、合金化処理を施さない溶融亜鉛めっき鋼板と比較して、表面外観や耐食性が優れていることが知られている。
ところで、自動車の外板などの用途においては、プレス加工により板の周辺部に苛酷な曲げ加工（ヘム曲げ）を施すのが通常であり、また自動車外板のみならず、その他の用途においても、プレス加工により苛酷な曲げ加工や、穴広げ加工などを施して使用することが多い。そして、従来の合金化溶融亜鉛めっき鋼板に苛酷な曲げ加工や穴広げ加工などを施した場合、その加工部分で、めっき層が母材鋼板から剥離してしまうことがあった。このようにめっき層が剥離すれば、その個所の耐食性が失われて、母材鋼板に早期に腐食、発錆が生じてしまう問題がある。まためっき層の剥離には至らないまでも、めっき層と母材鋼板との密着性が失われて、その部分にわずかでも空隙が生じれば、その空隙に外気や水分が浸入して、めっき層による防食機能が失われ、前記同様に母材鋼板に早期に腐食、発錆が生じてしまう。そこで、このような苛酷な曲げ加工などを施して使用される用途としては、母材鋼板に対するめっき層の密着性が優れた合金化溶融亜鉛めっき層およびめっき鋼板の開発が強く望まれている。
合金化溶融亜鉛めっき鋼板における母材鋼板に対するめっき層の密着性を向上させる方策としては、既に種々提案されており、そのいくつかの例を、特許文献１〜８に示す。
前述のように曲げ加工などが施されて使用される合金化溶融亜鉛めっき層およびめっき鋼板としては、母材鋼板に対するめっき層の密着性が優れたものが望まれるが、特許文献１〜８に示すような従来の密着性向上策では未だ不充分であり、特にヘム曲げ加工や穴広げ加工のごとく、極めて苛酷な加工を施して使用する場合には、めっき層の剥離を確実かつ安定して防止することは困難であった。
例えば、特許文献７は、溶融亜鉛めっきをする前に、曲げ加工等することにより、めっき被膜の凹凸部が解消できると述べている。これは、めっき前に曲げ加工等することにより、母材界面での優先核生成サイトを多数生じて、合金化を促進するためと推測している。ただし、めっき処理工程の後に、曲げ加工を行って、めっき層内のＦｅ濃度を管理することについては記載も示唆もしていない。
また、特許文献８は、めっきした後で加熱合金化する際に曲げ加工をすることにより、合金化速度を向上できると述べている。これは、曲げ加工によって、Ｆｅ−Ｚｎ合金化速度を低下させるＦｅ−Ａｌ−Ｚｎにクラックを生じ、Ｆｅ−Ｚｎ合金化が促進されるためである。ただし、加熱合金化の際の温度については一切記載されておらず、温度を調整してめっき層内のＦｅ濃度を管理することについての記載も示唆もされていない。
本発明は、以上の事情を背景としてなされたもので、高強度鋼板を母材として用いた合金化溶融亜鉛めっき層およびめっき鋼板として、母材鋼板に対するめっき層の密着性を確実かつ充分に向上させた合金化溶融亜鉛めっき層およびめっき鋼板を提供するとともに、その製造方法を提供することを課題としている。
例えば、特許文献７は、溶融亜鉛めっきをする前に、曲げ加工等することにより、めっき被膜の凹凸部が解消できると述べている。これは、めっき前に曲げ加工等することにより、母材界面での優先核生成サイトを多数生じて、合金化を促進するためと推測している。ただし、めっき処理工程の後に、曲げ加工を行って、めっき層内のＦｅ濃度を管理することについては記載も示唆もしていない。
また、特許文献８は、めっきした後で加熱合金化する際に曲げ加工をすることにより、合金化速度を向上できると述べている。これは、曲げ加工によって、Ｆｅ−Ｚｎ合金化速度を低下させるＦｅ−Ａｌ−Ｚｎにクラックを生じ、Ｆｅ−Ｚｎ合金化が促進されるためである。ただし、加熱合金化の際の温度については一切記載されておらず、温度を調整してめっき層内のＦｅ濃度を管理することについての記載も示唆もされていない。
本発明は、以上の事情を背景としてなされたもので、高強度鋼板を母材として用いた合金化溶融亜鉛めっき層およびめっき鋼板として、母材鋼板に対するめっき層の密着性を確実かつ充分に向上させた合金化溶融亜鉛めっき層およびめっき鋼板を提供するとともに、その製造方法を提供することを課題としている。
本発明者らは、合金化溶融亜鉛めっき鋼板におけるめっき層の密着性について種々実験、検討を重ねた結果、合金化した溶融亜鉛めっき層中における、そのめっき層の厚み方向のＦｅ量の濃度勾配が、母材鋼板に対するめっき層の密着性に大きな影響を及ぼしていることを見い出した。すなわち、溶融亜鉛めっき層に合金化処理を施した場合、母材鋼板中からめっき層中にＦｅが拡散して、めっき層がＺｎ−Ｆｅ合金主体の組織となるが、このとき、Ｆｅの拡散は母材鋼板側から進むため、合金化処理後のめっき層中のＦｅ濃度は、母材鋼板に近い側で大きく、めっき層外表面側で小さくなるのが通常である。一方、合金化亜鉛めっき層を構成しているＺｎ−Ｆｅ合金は、Ｆｅ濃度が低いほど軟質であり、逆にＦｅ濃度が高いほど脆い。そのため上述のようなＦｅの濃度勾配により外表面近傍のＦｅ濃度が低くなれば、その外表面は軟質となるため、プレス加工時において金型に凝着して、フレーキングと称される箔片状の剥離が生じやすくなる。逆に上述のＦｅ濃度勾配により、母材鋼板との界面近傍でＦｅ濃度が高くなって、その部分が脆くなれば、苛酷な加工を施した場合にその領域中でめっき層の破壊が生じて、パウダリングと称される粉状の剥離が生じやすくなる。
このような知見に基づき、さらに実験、検討を進めた結果、溶融亜鉛めっき層の合金化処理後に、母材鋼板からめっき層へのＦｅの拡散ができるだけ生じないようにしながら、めっき層中におけるＦｅをその層内で拡散させる処理を行うことによって、めっき層中のＦｅ濃度の勾配を少なく（Ｆｅ濃度の傾斜を平坦化）して、めっき層中のＦｅ濃度が、その厚み方向のいずれの部分でも、耐剥離性が優れた最適な濃度（１０％前後）に平準化することができ、またそれによって、母材鋼板に対する合金化溶融亜鉛めっき層の密着性を従来よりも格段に向上させ得ることを見い出し、本発明をなすに至った。
本発明は、以上のような新規な知見に基づいてなされたもので、基本的には、高強度鋼板を母材としてその表面に合金化溶融亜鉛めっき層を形成しためっき鋼板として、そのめっき層中のＦｅ濃度勾配を平坦化することによって、母材鋼板に対するめっき層の密着性を改善した合金化溶融亜鉛めっき層およびめっき鋼板を提供するものである。また本発明は、溶融亜鉛めっき層中のＦｅ濃度勾配を小さくするための処理工程を組み入れた合金化溶融亜鉛めっき層の製造方法を提供するものである。
したがって本発明の要旨とするところは、下記の通りである。
（１）母材鋼板の表面に形成される合金化溶融亜鉛めっき層であって、その合金化溶融亜鉛めっき層における平均Ｆｅ量が８．０〜１２．０％の範囲内とされ、しかもその合金化溶融亜鉛めっき層中における、母材鋼板との界面からめっき層外表面に向かってめっき層厚みの１／８の位置のＦｅ量（内側近傍Ｆｅ量）と、めっき層厚みの７／８の位置のＦｅ量（外側近傍Ｆｅ量）との差ΔＦｅの絶対値が、０．０〜３．０％の範囲内にある合金化溶融亜鉛めっき層。
（１）母材鋼板の表面に形成される合金化溶融亜鉛めっき層であって、その合金化溶融亜鉛めっき層における平均Ｆｅ量が８．０〜１２．０％の範囲内とされ、しかもその合金化溶融亜鉛めっき層中における、母材鋼板との界面からめっき層外表面に向かってめっき層厚みの１／８の位置のＦｅ量（内側近傍Ｆｅ量）と、めっき層厚みの７／８の位置のＦｅ量（外側近傍Ｆｅ量）との差ΔＦｅの絶対値が、０．０〜３．０％の範囲内にある合金化溶融亜鉛めっき層。
（２） 質量％で、
Ｃ ： ０．０５０〜０．３００％、
Ｓｉ： ０．１０〜２．５０％、
Ｍｎ： ０．５０〜３．５０％、
Ｐ ： ０．００１〜０．０３０％、
Ｓ ： ０．０００１〜０．０１００％、
Ａｌ： ０．００５〜１．５００％、
Ｏ ： ０．０００１〜０．０１００％、
Ｎ ： ０．０００１〜０．０１００％、
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる母材鋼板の表面に、（１）に記載の合金化溶融亜鉛めっき層を形成した、合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
Ｃ ： ０．０５０〜０．３００％、
Ｓｉ： ０．１０〜２．５０％、
Ｍｎ： ０．５０〜３．５０％、
Ｐ ： ０．００１〜０．０３０％、
Ｓ ： ０．０００１〜０．０１００％、
Ａｌ： ０．００５〜１．５００％、
Ｏ ： ０．０００１〜０．０１００％、
Ｎ ： ０．０００１〜０．０１００％、
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる母材鋼板の表面に、（１）に記載の合金化溶融亜鉛めっき層を形成した、合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
（３）前記母材鋼板が、質量％で、さらに、
Ｃｒ： ０．０１〜２．００％、
Ｎｉ： ０．０１〜２．００％、
Ｃｕ： ０．０１〜２．００％、
Ｔｉ： ０．００５〜０．１５０％、
Ｎｂ： ０．００５〜０．１５０％、
Ｖ ： ０．００５〜０．１５０％、
Ｍｏ： ０．０１〜１．００％、
Ｂ ： ０．０００１〜０．０１００％、
のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する、前記（２）の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
Ｃｒ： ０．０１〜２．００％、
Ｎｉ： ０．０１〜２．００％、
Ｃｕ： ０．０１〜２．００％、
Ｔｉ： ０．００５〜０．１５０％、
Ｎｂ： ０．００５〜０．１５０％、
Ｖ ： ０．００５〜０．１５０％、
Ｍｏ： ０．０１〜１．００％、
Ｂ ： ０．０００１〜０．０１００％、
のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する、前記（２）の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
（４）前記母材鋼板が、さらに、
Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｈｆ、ＲＥＭのうちから選ばれた１種または２種以上を、合計で０．０００１〜０．５０００％含有する、前記（２）もしくは（３）の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｈｆ、ＲＥＭのうちから選ばれた１種または２種以上を、合計で０．０００１〜０．５０００％含有する、前記（２）もしくは（３）の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
（５）前記合金化溶融亜鉛めっき層の表面に、Ｐ酸化物および／またはＰを含有する複合酸化物からなる皮膜が形成されている、前記（２）〜（４）のいずれかの合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
（６）質量％で、
母材鋼板の表面に溶融亜鉛めっきを施して、溶融亜鉛めっき鋼板を得る溶融亜鉛めっき工程と、
前記溶融亜鉛めっき工程により形成された溶融亜鉛めっき層を、４７０〜６５０℃の範囲内の温度に加熱して、合金化溶融亜鉛めっき層を形成し合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する合金化処理工程と、
合金化処理工程の後に、前記合金化溶融亜鉛めっき鋼板を、２５０〜４５０℃の範囲内の温度に滞留させ、かつその温度範囲内において、１回以上の曲げー曲げ戻し加工を施して、合金化溶融亜鉛めっき層内でFeを拡散させる、合金化溶融亜鉛めっき層内拡散処理工程、
とを有する合金化溶融亜鉛めっき層の製造方法。
母材鋼板の表面に溶融亜鉛めっきを施して、溶融亜鉛めっき鋼板を得る溶融亜鉛めっき工程と、
前記溶融亜鉛めっき工程により形成された溶融亜鉛めっき層を、４７０〜６５０℃の範囲内の温度に加熱して、合金化溶融亜鉛めっき層を形成し合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する合金化処理工程と、
合金化処理工程の後に、前記合金化溶融亜鉛めっき鋼板を、２５０〜４５０℃の範囲内の温度に滞留させ、かつその温度範囲内において、１回以上の曲げー曲げ戻し加工を施して、合金化溶融亜鉛めっき層内でFeを拡散させる、合金化溶融亜鉛めっき層内拡散処理工程、
とを有する合金化溶融亜鉛めっき層の製造方法。
（７）前記合金化溶融亜鉛めっき層内拡散処理工程後の合金化溶融亜鉛めっき層における平均Ｆｅ量が８．０〜１２．０％の範囲内にあり、しかもその合金化溶融亜鉛めっき層中における、母材鋼板との界面からめっき層外表面に向かってめっき層厚みの１／８の位置のＦｅ量（内側近傍Ｆｅ量）と、めっき層厚みの７／８の位置のＦｅ量（外側近傍Ｆｅ量）との差ΔＦｅの絶対値が、０．０〜３．０％の範囲内にある合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得る、前記（６）の合金化溶融亜鉛めっき層の製造方法。
（８）前記合金化溶融亜鉛めっき層内拡散処理工程において、前記曲げ加工は鋼板の表面における最大引張ひずみ量が０．０００７〜０．０９１０の範囲となるように施す、前記（６）もしくは（７）の合金化溶融亜鉛めっき層の製造方法。
（９）前記合金化溶融亜鉛めっき層内拡散処理工程の後、前記合金化溶融亜鉛めっき層の表面に、Ｐ酸化物および／またはＰを含有する複合酸化物からなる皮膜を形成するためのリン酸系皮膜処理を施す、前記（６）〜（８）のいずれかの合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（１０）前記母材鋼板として、質量％で、
Ｃ ： ０．０５０〜０．３００％、
Ｓｉ： ０．１０〜２．５０％、
Ｍｎ： ０．５０〜３．５０％、
Ｐ ： ０．００１〜０．０３０％、
Ｓ ： ０．０００１〜０．０１００％、
Ａｌ： ０．００５〜１．５００％、
Ｏ ： ０．０００１〜０．０１００％、
Ｎ ： ０．０００１〜０．０１００％、
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる母材鋼板を用いることを特徴とする（６）〜（９）のうちのいずれかの合金化溶融亜鉛めっき層の製造方法。
Ｃ ： ０．０５０〜０．３００％、
Ｓｉ： ０．１０〜２．５０％、
Ｍｎ： ０．５０〜３．５０％、
Ｐ ： ０．００１〜０．０３０％、
Ｓ ： ０．０００１〜０．０１００％、
Ａｌ： ０．００５〜１．５００％、
Ｏ ： ０．０００１〜０．０１００％、
Ｎ ： ０．０００１〜０．０１００％、
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる母材鋼板を用いることを特徴とする（６）〜（９）のうちのいずれかの合金化溶融亜鉛めっき層の製造方法。
（１１）前記母材鋼板として、質量％で、さらに、
Ｃｒ： ０．０１〜２．００％、
Ｎｉ： ０．０１〜２．００％、
Ｃｕ： ０．０１〜２．００％、
Ｔｉ： ０．００５〜０．１５０％、
Ｎｂ： ０．００５〜０．１５０％、
Ｖ ： ０．００５〜０．１５０％、
Ｍｏ： ０．０１〜１．００％、
Ｂ ： ０．０００１〜０．０１００％、
のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する鋼板を用いる、前記（１０）の合金化溶融亜鉛めっき層の製造方法。
Ｃｒ： ０．０１〜２．００％、
Ｎｉ： ０．０１〜２．００％、
Ｃｕ： ０．０１〜２．００％、
Ｔｉ： ０．００５〜０．１５０％、
Ｎｂ： ０．００５〜０．１５０％、
Ｖ ： ０．００５〜０．１５０％、
Ｍｏ： ０．０１〜１．００％、
Ｂ ： ０．０００１〜０．０１００％、
のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する鋼板を用いる、前記（１０）の合金化溶融亜鉛めっき層の製造方法。
（１２）前記母材鋼板として、質量％で、さらに、
Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｈｆ、ＲＥＭのうちから選ばれた１種または２種以上を、合計で０．０００１〜０．５０００％含有する鋼板を用いる、前記（１０）〜（１１）のいずれかの合金化溶融亜鉛めっき層の製造方法。
Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｈｆ、ＲＥＭのうちから選ばれた１種または２種以上を、合計で０．０００１〜０．５０００％含有する鋼板を用いる、前記（１０）〜（１１）のいずれかの合金化溶融亜鉛めっき層の製造方法。
本発明によれば、鋼板、特に高強度鋼板を母材として用いた合金化溶融亜鉛めっき層およびめっき鋼板として、母材鋼板に対するめっき層の密着性を確実かつ充分に向上させた亜鉛めっき層およびめっき鋼板を得ることができ、そのため曲げ加工や穴広げ加工などの苛酷な加工が施される用途においても、めっき層が破壊されて剥離したりすることを有効に防止することができる。
以下に、本発明について詳細に説明する。
本発明の合金化溶融亜鉛めっき層およびめっき鋼板は、基本的には、所定の成分組成を有する高強度鋼板を母材とし、その母材鋼板の表面に、合金化溶融亜鉛めっき層を形成したものである。そして、特に合金化溶融亜鉛めっき層について、そのめっき層中における平均Ｆｅ量を規定するだけではなく、そのめっき層の厚み方向のＦｅ濃度分布（Ｆｅ濃度勾配）を規定したものである。
すなわち、合金化溶融亜鉛めっき層は、溶融亜鉛めっきによって母材鋼板の表面にＺｎめっき層を形成した後、Ｚｎの融点以上の温度に再加熱して、母材鋼板中のＦｅをめっき層中に拡散させる合金化処理を行うことによって形成される合金層であり、Ｚｎ−Ｆｅ合金を主体とする構成となっている。そして本発明では、合金化溶融亜鉛めっき層中における平均Ｆｅ量を、質量％で、８．０〜１２．０％の範囲内とし、かつ合金化溶融亜鉛めっき層内における厚み方向のＦｅ濃度勾配条件として、外側近傍Ｆｅ量と内側近傍Ｆｅ量との差ΔＦｅの絶対値を、０．０〜３．０％の範囲内と規定している。そこでこれらの条件の限定理由について説明する。
すなわち、合金化溶融亜鉛めっき層は、溶融亜鉛めっきによって母材鋼板の表面にＺｎめっき層を形成した後、Ｚｎの融点以上の温度に再加熱して、母材鋼板中のＦｅをめっき層中に拡散させる合金化処理を行うことによって形成される合金層であり、Ｚｎ−Ｆｅ合金を主体とする構成となっている。そして本発明では、合金化溶融亜鉛めっき層中における平均Ｆｅ量を、質量％で、８．０〜１２．０％の範囲内とし、かつ合金化溶融亜鉛めっき層内における厚み方向のＦｅ濃度勾配条件として、外側近傍Ｆｅ量と内側近傍Ｆｅ量との差ΔＦｅの絶対値を、０．０〜３．０％の範囲内と規定している。そこでこれらの条件の限定理由について説明する。
〔めっき層中における平均Ｆｅ量：８．０〜１２．０％〕
合金化溶融亜鉛めっき層中における平均Ｆｅ量が８．０％未満では、めっき層が軟質となって、プレス加工の金型に凝着しやすくなり、その結果プレス加工時においてフレーキング（箔片状の剥離）が生じやすくなる。そこでめっき層の平均Ｆｅ量は、耐フレーキング性の観点から、８．０％以上とする必要がある。好ましくは、９．０％以上とする。一方、合金化溶融亜鉛めっき層中における平均Ｆｅ量が１２．０％を越えれば、めっき層が脆くなって破壊されやすくなり、プレス加工時にパウダリング（粉末状の剥離）が生じやすくなる。そこでめっき層の平均Ｆｅ量は、耐パウダリング性の観点から、１２．０％以下とする必要がある。好ましくは、１１．０％以下とする。このように、平均Ｆｅ濃度を８．０〜１２．０％の範囲内、好ましくは９．０〜１１．０％の範囲内とすることによって、フレーキングおよびパウダリングのいずれも生じにくくなり、めっき層の密着性が良好となる。
合金化溶融亜鉛めっき層中における平均Ｆｅ量が８．０％未満では、めっき層が軟質となって、プレス加工の金型に凝着しやすくなり、その結果プレス加工時においてフレーキング（箔片状の剥離）が生じやすくなる。そこでめっき層の平均Ｆｅ量は、耐フレーキング性の観点から、８．０％以上とする必要がある。好ましくは、９．０％以上とする。一方、合金化溶融亜鉛めっき層中における平均Ｆｅ量が１２．０％を越えれば、めっき層が脆くなって破壊されやすくなり、プレス加工時にパウダリング（粉末状の剥離）が生じやすくなる。そこでめっき層の平均Ｆｅ量は、耐パウダリング性の観点から、１２．０％以下とする必要がある。好ましくは、１１．０％以下とする。このように、平均Ｆｅ濃度を８．０〜１２．０％の範囲内、好ましくは９．０〜１１．０％の範囲内とすることによって、フレーキングおよびパウダリングのいずれも生じにくくなり、めっき層の密着性が良好となる。
〔めっき層内におけるＦｅ濃度勾配条件：ΔＦｅの絶対値 ０．０〜３．０％〕
既に述べたように、合金化処理後の溶融亜鉛めっき層には、その厚み方向に大きなＦｅ濃度勾配が存在するのが通常である。そのＦｅ濃度勾配は、一般には母材鋼板との界面付近でＦｅ濃度が高く、めっき層の外表面付近でＦｅ濃度が低くなる傾向を示す。そして、Ｆｅ濃度が低い表面近傍領域では、めっき層が軟質となって、プレス加工時に金型と凝着し、フレーキング剥離が生じやすくなる。一方Ｆｅ濃度が低い母材鋼板との界面近傍では、めっき層が脆くなって、パウダリング剥離が生じやすくなる。したがっていずれの場合にも、苛酷な加工を施した場合にめっき層の剥離が生じやすくなってしまう。そこで本発明では、めっき層内におけるＦｅ濃度勾配を小さくして、その厚み方向のいずれの個所でも、フレーキングもしくはパウダリングが生じにくい最適なＦｅ濃度（８．０〜１２．０％、好ましくは９．０〜１１．０％）となるようにＦｅ濃度勾配条件を規定した。すなわち、母材鋼板との界面近傍のＦｅ量（内側近傍Ｆｅ量）と、めっき層外表面近傍のＦｅ量（外側近傍Ｆｅ量）との差ΔＦｅの絶対値を、０．０〜３．０％の範囲内と規定した。ここで、内側近傍Ｆｅ量とは、母材鋼板との界面からめっき層の外表面に向かって、めっき層の全厚みの１／８の位置でのＦｅ量を意味し、また外側近傍Ｆｅ量とは、母材鋼板との界面からめっき層の外表面に向かって、めっき層の全厚みの７／８の位置（すなわちめっき層外表面からは、母材鋼板との界面に向かってめっき層の全厚みの１／８の位置）でのＦｅ量を意味する。
ここで、ΔＦｅの絶対値が、３．０％を越えれば、めっき層の密着性を改善する効果が充分に得られない。そこでΔＦｅの絶対値を、０．０〜３．０％の範囲内と規定した。ΔＦｅの絶対値が３．０％以下であれば、苛酷な加工を施しても、めっき層にフレーキングもしくはパウダリングによる剥離が発生するおそれが少なくなり、めっき層の密着性が改善される。なお、より確実に密着性改善効果を得るためには、ΔＦｅの絶対値を２．０％以下とすることが好ましく、さらには、１．５％以下とすることが、より好ましい。
既に述べたように、合金化処理後の溶融亜鉛めっき層には、その厚み方向に大きなＦｅ濃度勾配が存在するのが通常である。そのＦｅ濃度勾配は、一般には母材鋼板との界面付近でＦｅ濃度が高く、めっき層の外表面付近でＦｅ濃度が低くなる傾向を示す。そして、Ｆｅ濃度が低い表面近傍領域では、めっき層が軟質となって、プレス加工時に金型と凝着し、フレーキング剥離が生じやすくなる。一方Ｆｅ濃度が低い母材鋼板との界面近傍では、めっき層が脆くなって、パウダリング剥離が生じやすくなる。したがっていずれの場合にも、苛酷な加工を施した場合にめっき層の剥離が生じやすくなってしまう。そこで本発明では、めっき層内におけるＦｅ濃度勾配を小さくして、その厚み方向のいずれの個所でも、フレーキングもしくはパウダリングが生じにくい最適なＦｅ濃度（８．０〜１２．０％、好ましくは９．０〜１１．０％）となるようにＦｅ濃度勾配条件を規定した。すなわち、母材鋼板との界面近傍のＦｅ量（内側近傍Ｆｅ量）と、めっき層外表面近傍のＦｅ量（外側近傍Ｆｅ量）との差ΔＦｅの絶対値を、０．０〜３．０％の範囲内と規定した。ここで、内側近傍Ｆｅ量とは、母材鋼板との界面からめっき層の外表面に向かって、めっき層の全厚みの１／８の位置でのＦｅ量を意味し、また外側近傍Ｆｅ量とは、母材鋼板との界面からめっき層の外表面に向かって、めっき層の全厚みの７／８の位置（すなわちめっき層外表面からは、母材鋼板との界面に向かってめっき層の全厚みの１／８の位置）でのＦｅ量を意味する。
ここで、ΔＦｅの絶対値が、３．０％を越えれば、めっき層の密着性を改善する効果が充分に得られない。そこでΔＦｅの絶対値を、０．０〜３．０％の範囲内と規定した。ΔＦｅの絶対値が３．０％以下であれば、苛酷な加工を施しても、めっき層にフレーキングもしくはパウダリングによる剥離が発生するおそれが少なくなり、めっき層の密着性が改善される。なお、より確実に密着性改善効果を得るためには、ΔＦｅの絶対値を２．０％以下とすることが好ましく、さらには、１．５％以下とすることが、より好ましい。
なお、合金化溶融亜鉛めっき層の付着量は特に限定しないが、耐食性の観点から、２０ｇ／ｍ２以上、経済性の観点から１５０ｇ／ｍ２以下であることが望ましい。
さらに、合金化溶融亜鉛めっき層は、Ｚｎを主体として、Ｆｅが合金化されたものであるが、Ｚｎ、Ｆｅのほか、少量のＡｌ、Ｐｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｂｅ、Ｂｉ、Ｓｒ、Ｉ、Ｃｓ、ＲＥＭの１種または２種以上を含有していても本発明の効果は損なわれず、その量によっては耐食性や加工性が改善される等、好ましい場合もある。
さらに、合金化溶融亜鉛めっき層は、Ｚｎを主体として、Ｆｅが合金化されたものであるが、Ｚｎ、Ｆｅのほか、少量のＡｌ、Ｐｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｂｅ、Ｂｉ、Ｓｒ、Ｉ、Ｃｓ、ＲＥＭの１種または２種以上を含有していても本発明の効果は損なわれず、その量によっては耐食性や加工性が改善される等、好ましい場合もある。
次に本発明の合金化亜鉛めっき鋼板の母材として用いられる鋼板の成分組成の限定理由について説明する。なお以下の記載において、「％」は、すべて質量％を表すものとする。
〔Ｃ：０．０５０〜０．３００％〕
Ｃは、高強度鋼板の強度を高めるために含有される。しかしながら、Ｃの含有量が０．３００％を超えれば、溶接性が不十分となる。溶接性の観点からは、Ｃの含有量は０．２５０％以下であることが好ましく、０．２２０％以下であることがより好ましい。一方、Ｃの含有量が０．０５０％未満であれば、強度が低下し、９００ＭＰａ以上の引張最大強度を確保することが困難となる。強度をより一層高めるためには、Ｃの含有量は０．０７５％以上であることが好ましく、０．１００％以上であることがより好ましい。
Ｃは、高強度鋼板の強度を高めるために含有される。しかしながら、Ｃの含有量が０．３００％を超えれば、溶接性が不十分となる。溶接性の観点からは、Ｃの含有量は０．２５０％以下であることが好ましく、０．２２０％以下であることがより好ましい。一方、Ｃの含有量が０．０５０％未満であれば、強度が低下し、９００ＭＰａ以上の引張最大強度を確保することが困難となる。強度をより一層高めるためには、Ｃの含有量は０．０７５％以上であることが好ましく、０．１００％以上であることがより好ましい。
〔Ｓｉ：０．１０〜２．５０％〕
Ｓｉは、鋼板における鉄系炭化物の生成を抑制し、強度と成形性を高める元素である。しかしながら、Ｓｉの含有量が２．５０％を超えれば、鋼板が脆化して延性が劣化する。延性の観点からは、Ｓｉの含有量は２．２０％以下であることが好ましく、２．００％以下であることがより好ましい。一方、Ｓｉの含有量が０．１０％未満では、めっき層の合金化処理中に粗大な鉄系炭化物が多量に生成されて、強度および成形性が劣化する。その観点からは、Ｓｉの下限値は０．３０％以上であることが好ましく、０．４５％以上がより好ましい。
Ｓｉは、鋼板における鉄系炭化物の生成を抑制し、強度と成形性を高める元素である。しかしながら、Ｓｉの含有量が２．５０％を超えれば、鋼板が脆化して延性が劣化する。延性の観点からは、Ｓｉの含有量は２．２０％以下であることが好ましく、２．００％以下であることがより好ましい。一方、Ｓｉの含有量が０．１０％未満では、めっき層の合金化処理中に粗大な鉄系炭化物が多量に生成されて、強度および成形性が劣化する。その観点からは、Ｓｉの下限値は０．３０％以上であることが好ましく、０．４５％以上がより好ましい。
〔Ｍｎ：０．５０〜３．５０％〕
Ｍｎは、鋼板の強度を高めるために添加される。しかしながら、Ｍｎの含有量が３．５０％を超えれば、鋼板の板厚中央部に粗大なＭｎ濃化部が生じて、脆化が起こりやすくなり、鋳造したスラブが割れるなどのトラブルが起こりやすい。また、Ｍｎの含有量が３．５０％を超えれば、溶接性も劣化する。したがってＭｎの含有量は、３．５０％以下とする必要がある。溶接性の観点からは、Ｍｎの含有量は３．２０％以下であることが好ましく、３．００％以下であることがより好ましい。一方、Ｍｎの含有量が０．５０％未満であれば、焼鈍後の冷却中に軟質な組織が多量に形成されるため、９００ＭＰａ以上の引張最大強度を確保することが難しくなることから、Ｍｎの含有量は０．５０％以上とする必要がある。強度をより高めるためには、Ｍｎの含有量は１．５０％以上であることが好ましく、１．７０％以上であることがより好ましい。
Ｍｎは、鋼板の強度を高めるために添加される。しかしながら、Ｍｎの含有量が３．５０％を超えれば、鋼板の板厚中央部に粗大なＭｎ濃化部が生じて、脆化が起こりやすくなり、鋳造したスラブが割れるなどのトラブルが起こりやすい。また、Ｍｎの含有量が３．５０％を超えれば、溶接性も劣化する。したがってＭｎの含有量は、３．５０％以下とする必要がある。溶接性の観点からは、Ｍｎの含有量は３．２０％以下であることが好ましく、３．００％以下であることがより好ましい。一方、Ｍｎの含有量が０．５０％未満であれば、焼鈍後の冷却中に軟質な組織が多量に形成されるため、９００ＭＰａ以上の引張最大強度を確保することが難しくなることから、Ｍｎの含有量は０．５０％以上とする必要がある。強度をより高めるためには、Ｍｎの含有量は１．５０％以上であることが好ましく、１．７０％以上であることがより好ましい。
〔Ｐ：０．００１〜０．０３０％〕
Ｐは、鋼板の板厚中央部に偏析する傾向があり、溶接部を脆化させる。Ｐの含有量が０．０３０％を超えれば、溶接部が大幅に脆化するため、Ｐの含有量の上限は０．０３０％とした。一方Ｐの含有量を０．００１％未満とすることは、製造コストの大幅な増加を伴うことから、０．００１％を下限値とした。
Ｐは、鋼板の板厚中央部に偏析する傾向があり、溶接部を脆化させる。Ｐの含有量が０．０３０％を超えれば、溶接部が大幅に脆化するため、Ｐの含有量の上限は０．０３０％とした。一方Ｐの含有量を０．００１％未満とすることは、製造コストの大幅な増加を伴うことから、０．００１％を下限値とした。
〔Ｓ：０．０００１〜０．０１００％〕
Ｓは、溶接性ならびに鋳造時および熱延時の製造性に悪影響を及ぼす。このことから、Ｓの含有量の上限値を０．０１００％以下とした。またＳは、Ｍｎと結びついて粗大なＭｎＳを形成し、延性や伸びフランジ性を低下させるため、０．００５０％以下とすることが好ましく、０．００２５％以下とすることがより好ましい。一方Ｓの含有量を０．０００１％未満とすることは、製造コストの大幅な増加を伴うため、０．０００１％を下限値とした。
Ｓは、溶接性ならびに鋳造時および熱延時の製造性に悪影響を及ぼす。このことから、Ｓの含有量の上限値を０．０１００％以下とした。またＳは、Ｍｎと結びついて粗大なＭｎＳを形成し、延性や伸びフランジ性を低下させるため、０．００５０％以下とすることが好ましく、０．００２５％以下とすることがより好ましい。一方Ｓの含有量を０．０００１％未満とすることは、製造コストの大幅な増加を伴うため、０．０００１％を下限値とした。
〔Ａｌ：０．００５〜１．５００％〕
Ａｌは、鉄系炭化物の生成を抑えて鋼板の強度および成形性を高める。しかしながら、Ａｌの含有量が１．５００％を超えれば、溶接性が悪化するため、Ａｌの含有量の上限を１．５００％とした。またこの観点から、Ａｌの含有量は１．２００％以下とすることが好ましく、０．９００％以下とすることがより好ましい。またＡｌは、脱酸材としても有効な元素であるが、Ａｌの含有量が０．００５％未満では、脱酸材としての効果が十分に得られないことから、Ａｌの含有量の下限は０．００５％とした。脱酸の効果を、より十分に得るためには、Ａｌ量は０．０１０％以上とすることが好ましい。
Ａｌは、鉄系炭化物の生成を抑えて鋼板の強度および成形性を高める。しかしながら、Ａｌの含有量が１．５００％を超えれば、溶接性が悪化するため、Ａｌの含有量の上限を１．５００％とした。またこの観点から、Ａｌの含有量は１．２００％以下とすることが好ましく、０．９００％以下とすることがより好ましい。またＡｌは、脱酸材としても有効な元素であるが、Ａｌの含有量が０．００５％未満では、脱酸材としての効果が十分に得られないことから、Ａｌの含有量の下限は０．００５％とした。脱酸の効果を、より十分に得るためには、Ａｌ量は０．０１０％以上とすることが好ましい。
〔Ｎ： ０．０００１〜０．０１００％〕
Ｎは、粗大な窒化物を形成し、延性および伸びフランジ性を劣化させることから、その添加量を抑える必要がある。Ｎの含有量が０．０１００％を超えれば、その傾向が顕著となることから、Ｎ含有量の上限を０．０１００％とした。またＮは、溶接時のブローホール発生の原因になることから、その含有量が少ない方が良い。Ｎの含有量の下限は、特に定めなくても本発明の効果は発揮されるが、Ｎの含有量を０．０００１％未満にすることは、製造コストの大幅な増加を招くことから、０．０００１％以上とした。
Ｎは、粗大な窒化物を形成し、延性および伸びフランジ性を劣化させることから、その添加量を抑える必要がある。Ｎの含有量が０．０１００％を超えれば、その傾向が顕著となることから、Ｎ含有量の上限を０．０１００％とした。またＮは、溶接時のブローホール発生の原因になることから、その含有量が少ない方が良い。Ｎの含有量の下限は、特に定めなくても本発明の効果は発揮されるが、Ｎの含有量を０．０００１％未満にすることは、製造コストの大幅な増加を招くことから、０．０００１％以上とした。
〔Ｏ：０．０００１〜０．０１００％〕
Ｏは、酸化物を形成し、延性および伸びフランジ性を劣化させることから、含有量を抑える必要がある。Ｏの含有量が０．０１００％を超えれば、伸びフランジ性の劣化が顕著となることから、Ｏ含有量の上限を０．０１００％とした。さらにＯの含有量は０．００８０％以下であることが好ましく、０．００６０％以下であることがより好ましい。Ｏの含有量の下限は、特に定めなくても本発明の効果は発揮されるが、Ｏの含有量を０．０００１％未満とすることは、製造コストの大幅な増加を伴うため、０．０００１％を下限とした。
Ｏは、酸化物を形成し、延性および伸びフランジ性を劣化させることから、含有量を抑える必要がある。Ｏの含有量が０．０１００％を超えれば、伸びフランジ性の劣化が顕著となることから、Ｏ含有量の上限を０．０１００％とした。さらにＯの含有量は０．００８０％以下であることが好ましく、０．００６０％以下であることがより好ましい。Ｏの含有量の下限は、特に定めなくても本発明の効果は発揮されるが、Ｏの含有量を０．０００１％未満とすることは、製造コストの大幅な増加を伴うため、０．０００１％を下限とした。
その他、本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の母材鋼板には、必要に応じて以下の元素が添加されていても良い。
〔Ｃｒ： ０．０１〜２．００％〕
Ｃｒは、高温での相変態を抑制し、高強度化に有効な元素であり、Ｃおよび／又はＭｎの一部に代えて添加してもよい。Ｃｒの含有量が２．００％を超えれば、熱間での加工性が損なわれて生産性が低下することから、Ｃｒの含有量は２．００％以下とした。Ｃｒの含有量の下限は特に定めなくても本発明の効果は発揮されるが、Ｃｒ添加による高強度化の効果を十分に得るには、Ｃｒの含有量は０．０１％以上であることが好ましい。
Ｃｒは、高温での相変態を抑制し、高強度化に有効な元素であり、Ｃおよび／又はＭｎの一部に代えて添加してもよい。Ｃｒの含有量が２．００％を超えれば、熱間での加工性が損なわれて生産性が低下することから、Ｃｒの含有量は２．００％以下とした。Ｃｒの含有量の下限は特に定めなくても本発明の効果は発揮されるが、Ｃｒ添加による高強度化の効果を十分に得るには、Ｃｒの含有量は０．０１％以上であることが好ましい。
〔Ｎｉ： ０．０１〜２．００％〕
Ｎｉは、高温での相変態を抑制し、高強度化に有効な元素であり、Ｃおよび／又はＭｎの一部に代えて添加してもよい。Ｎｉの含有量が２．００％を超えれば、溶接性が損なわれることから、Ｎｉの含有量は２．００％以下とした。Ｎｉの含有量の下限は特に定めなくても本発明の効果は発揮されるが、Ｎｉ添加による高強度化の効果を十分に得るには、Ｎｉの含有量は０．０１％以上であることが好ましい。
Ｎｉは、高温での相変態を抑制し、高強度化に有効な元素であり、Ｃおよび／又はＭｎの一部に代えて添加してもよい。Ｎｉの含有量が２．００％を超えれば、溶接性が損なわれることから、Ｎｉの含有量は２．００％以下とした。Ｎｉの含有量の下限は特に定めなくても本発明の効果は発揮されるが、Ｎｉ添加による高強度化の効果を十分に得るには、Ｎｉの含有量は０．０１％以上であることが好ましい。
〔Ｃｕ： ０．０１〜２．００％〕
Ｃｕは、微細な粒子として鋼中に存在することにより強度を高める元素であり、Ｃおよび／又はＭｎの一部に替えて添加することができる。Ｃｕの含有量が２．００％を超えれば、溶接性が損なわれることから、Ｃｕの含有量は２．００％以下とした。Ｃｕの含有量の下限は特に定めなくても本発明の効果は発揮されるが、Ｃｕ添加による高強度化の効果を十分に得るには、Ｃｕの含有量は０．０１％以上であることが好ましい。
Ｃｕは、微細な粒子として鋼中に存在することにより強度を高める元素であり、Ｃおよび／又はＭｎの一部に替えて添加することができる。Ｃｕの含有量が２．００％を超えれば、溶接性が損なわれることから、Ｃｕの含有量は２．００％以下とした。Ｃｕの含有量の下限は特に定めなくても本発明の効果は発揮されるが、Ｃｕ添加による高強度化の効果を十分に得るには、Ｃｕの含有量は０．０１％以上であることが好ましい。
〔Ｔｉ：０．００５〜０．１５０％〕
Ｔｉは、析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化によって、鋼板の強度上昇に寄与する元素である。しかし、Ｔｉの含有量が０．１５０％を超えれば、炭窒化物の析出が多くなって成形性が劣化するため、Ｔｉの含有量は０．１５０％以下とした。成形性の観点からは、Ｔｉの含有量は０．１００％以下であることがより好ましく、０．０７０％以下であることがさらに好ましい。Ｔｉの含有量の下限は特に定めなくても本発明の効果は発揮されるが、Ｔｉ添加による強度上昇効果を十分に得るためには、Ｔｉの含有量は０．００５％以上であることが好ましい。鋼板のより一層の高強度化のためには、Ｔｉの含有量は０．０１０％以上であることがより好ましく、０．０１５％以上であることがさらに好ましい。
Ｔｉは、析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化によって、鋼板の強度上昇に寄与する元素である。しかし、Ｔｉの含有量が０．１５０％を超えれば、炭窒化物の析出が多くなって成形性が劣化するため、Ｔｉの含有量は０．１５０％以下とした。成形性の観点からは、Ｔｉの含有量は０．１００％以下であることがより好ましく、０．０７０％以下であることがさらに好ましい。Ｔｉの含有量の下限は特に定めなくても本発明の効果は発揮されるが、Ｔｉ添加による強度上昇効果を十分に得るためには、Ｔｉの含有量は０．００５％以上であることが好ましい。鋼板のより一層の高強度化のためには、Ｔｉの含有量は０．０１０％以上であることがより好ましく、０．０１５％以上であることがさらに好ましい。
〔Ｎｂ： ０．００５〜０．１５０％〕
Ｎｂは、析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化により、鋼板の強度上昇に寄与する元素である。しかし、Ｎｂの含有量が０．１５０％を超えれば、炭窒化物の析出が多くなって成形性が劣化するため、Ｎｂの含有量は０．１５０％以下とした。成形性の観点からは、Ｎｂの含有量は０．１００％以下であることがより好ましく、０．０６０％以下であることがさらに好ましい。Ｎｂの含有量の下限は特に定めなくても本発明の効果は発揮されるが、Ｎｂ添加による強度上昇効果を十分に得るには、Ｎｂの含有量は０．００５％以上であることが好ましい。鋼板のより一層の高強度化のためには、Ｎｂの含有量は０．０１０％以上であることがより好ましく、０．０１５％以上であることがさらに好ましい。
Ｎｂは、析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化により、鋼板の強度上昇に寄与する元素である。しかし、Ｎｂの含有量が０．１５０％を超えれば、炭窒化物の析出が多くなって成形性が劣化するため、Ｎｂの含有量は０．１５０％以下とした。成形性の観点からは、Ｎｂの含有量は０．１００％以下であることがより好ましく、０．０６０％以下であることがさらに好ましい。Ｎｂの含有量の下限は特に定めなくても本発明の効果は発揮されるが、Ｎｂ添加による強度上昇効果を十分に得るには、Ｎｂの含有量は０．００５％以上であることが好ましい。鋼板のより一層の高強度化のためには、Ｎｂの含有量は０．０１０％以上であることがより好ましく、０．０１５％以上であることがさらに好ましい。
〔Ｖ： ０．００５〜０．１５０％〕
Ｖは、析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化により、鋼板の強度上昇に寄与する元素である。しかし、Ｖの含有量が０．１５０％を超えれば、炭窒化物の析出が多くなって成形性が劣化するため、Ｖの含有量は０．１５０％以下とした。Ｖの含有量の下限は特に定めなくても本発明の効果は発揮されるが、Ｖの添加による強度上昇効果を十分に得るためには、Ｖの含有量は０．００５％以上であることが好ましい。
Ｖは、析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化により、鋼板の強度上昇に寄与する元素である。しかし、Ｖの含有量が０．１５０％を超えれば、炭窒化物の析出が多くなって成形性が劣化するため、Ｖの含有量は０．１５０％以下とした。Ｖの含有量の下限は特に定めなくても本発明の効果は発揮されるが、Ｖの添加による強度上昇効果を十分に得るためには、Ｖの含有量は０．００５％以上であることが好ましい。
〔Ｍｏ： ０．０１〜１．００％〕
Ｍｏは、高温での相変態を抑制し、高強度化に有効な元素であり、Ｃおよび／又はＭｎの一部に代えて添加してもよい。Ｍｏの含有量が１．００％を超えれば、熱間での加工性が損なわれて生産性が低下することから、Ｍｏの含有量は１．００％以下とした。Ｍｏの含有量の下限は特に定めなくても本発明の効果は発揮されるが、Ｍｏ添加による高強度化の効果を十分に得るためには、Ｍｏの含有量は０．０１％以上であることが好ましい。
Ｍｏは、高温での相変態を抑制し、高強度化に有効な元素であり、Ｃおよび／又はＭｎの一部に代えて添加してもよい。Ｍｏの含有量が１．００％を超えれば、熱間での加工性が損なわれて生産性が低下することから、Ｍｏの含有量は１．００％以下とした。Ｍｏの含有量の下限は特に定めなくても本発明の効果は発揮されるが、Ｍｏ添加による高強度化の効果を十分に得るためには、Ｍｏの含有量は０．０１％以上であることが好ましい。
〔Ｗ： ０．０１〜１．００％〕
Ｗは、高温での相変態を抑制し、高強度化に有効な元素であり、Ｃおよび／又はＭｎの一部に代えて添加してもよい。Ｗの含有量が１．００％を超えれば、熱間での加工性が損なわれて生産性が低下することから、Ｗの含有量は１．００％以下が好ましい。Ｗの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｗによる高強度化を十分に得るためには、Ｗの含有量は０．０１％以上であることが好ましい。
Ｗは、高温での相変態を抑制し、高強度化に有効な元素であり、Ｃおよび／又はＭｎの一部に代えて添加してもよい。Ｗの含有量が１．００％を超えれば、熱間での加工性が損なわれて生産性が低下することから、Ｗの含有量は１．００％以下が好ましい。Ｗの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｗによる高強度化を十分に得るためには、Ｗの含有量は０．０１％以上であることが好ましい。
〔Ｂ：０．０００１〜０．０１００％〕
Ｂは、高温での相変態を抑制し、高強度化に有効な元素であり、Ｃおよび／又はＭｎの一部に代えて添加してもよい。Ｂの含有量が０．０１００％を超えれば、熱間での加工性が損なわれて生産性が低下することから、Ｂの含有量は０．０１００％以下とした。生産性の観点からは、Ｂの含有量は０．００５０％以下であることがより好ましく、０．００３０％以下であることがさらに好ましい。Ｂの含有量の下限は特に定めなくても本発明の効果は発揮されるが、Ｂの添加による高強度化の効果を十分に得るには、Ｂの含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。さらなる高強度化のためには、Ｂの含有量が０．０００３％以上であることがより好ましく、０．０００５％以上であることがより好ましい。
Ｂは、高温での相変態を抑制し、高強度化に有効な元素であり、Ｃおよび／又はＭｎの一部に代えて添加してもよい。Ｂの含有量が０．０１００％を超えれば、熱間での加工性が損なわれて生産性が低下することから、Ｂの含有量は０．０１００％以下とした。生産性の観点からは、Ｂの含有量は０．００５０％以下であることがより好ましく、０．００３０％以下であることがさらに好ましい。Ｂの含有量の下限は特に定めなくても本発明の効果は発揮されるが、Ｂの添加による高強度化の効果を十分に得るには、Ｂの含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。さらなる高強度化のためには、Ｂの含有量が０．０００３％以上であることがより好ましく、０．０００５％以上であることがより好ましい。
さらに本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板における母材鋼板としては、その他の元素として、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｈｆ、ＲＥＭの１種または２種以上を合計で０．０００１〜０．５０００％添加されていてもよい。これらの元素の添加理由は次の通りである。
Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｈｆ、ＲＥＭは、成形性の改善に有効な元素であり、１種又は２種以上を添加することができる。しかし、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｈｆ、およびＲＥＭの１種または２種以上の含有量の合計が０．５０００％を超えれば、かえって延性を損なうおそれがあるため、各元素の含有量の合計が０．５０００％以下であることが好ましい。Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｈｆ、およびＲＥＭの１種または２種以上の含有量の下限は、特に定めなくても本発明の効果は発揮されるが、鋼板の成形性を改善する効果を十分に得るためには、各元素の含有量の合計が０．０００１％以上であることが好ましい。成形性の観点からは、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｈｆ、およびＲＥＭの１種または２種以上の含有量の合計が０．０００５％以上であることがより好ましく、０．００１０％以上であることがさらに好ましい。なお、ＲＥＭとは、Ｒａｒｅ Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌの略であり、ランタノイド系列に属する元素をさす。本発明において、ＲＥＭやＣｅはミッシュメタルにて添加されることが多く、ＬａやＣｅの他にランタノイド系列の元素を複合で含有する場合がある。不可避不純物として、これらＬａやＣｅ以外のランタノイド系列の元素を含んだとしても本発明の効果は発揮される。また、金属ＬａやＣｅを添加したとしても本発明の効果は発揮される。
以上の各元素の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物とすればよい。なお、前述のＣｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏ、Ｗ、Ｂについては、いずれも前記下限値未満の微量を不純物として含有していることは許容される。また、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｈｆ、ＲＥＭについても、その合計量の下限値未満の極微量を不純物として含有していることは許容される。
次に本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の母材として用いられる高強度鋼板の組織について説明する。
本発明の合金化亜鉛めっき鋼板の母材として使用される高強度鋼板は、そのミクロ組織として、板厚の１／４を中心とした１／８厚〜３／８厚の範囲において、体積分率で、フェライト：１０〜７５％、ベイニティックフェライトおよび／またはベイナイト：１０〜５０％、焼戻しマルテンサイト：１０〜５０％、フレッシュマルテンサイト：１５％以下、残留オーステナイト：２０％以下を有することが好ましい。母材の高強度鋼板がこのような組織を有するものである場合、より優れた成形性を有する合金化亜鉛めっき鋼板となる。そこで、次にこれらの各組織の好ましい条件について説明する。
本発明の合金化亜鉛めっき鋼板の母材として使用される高強度鋼板は、そのミクロ組織として、板厚の１／４を中心とした１／８厚〜３／８厚の範囲において、体積分率で、フェライト：１０〜７５％、ベイニティックフェライトおよび／またはベイナイト：１０〜５０％、焼戻しマルテンサイト：１０〜５０％、フレッシュマルテンサイト：１５％以下、残留オーステナイト：２０％以下を有することが好ましい。母材の高強度鋼板がこのような組織を有するものである場合、より優れた成形性を有する合金化亜鉛めっき鋼板となる。そこで、次にこれらの各組織の好ましい条件について説明する。
〔フェライト：１０〜７５％〕
フェライトは、延性の向上に有効な組織であり、鋼板組織に体積分率で１０〜７５％含まれていることが好ましい。フェライトの体積分率が１０％未満である場合、十分な延性が得られないおそれがある。鋼板組織に含まれるフェライトの体積分率は、延性の観点から１５％以上含まれることがより好ましく、２０％以上含まれることがさらに好ましい。
一方、フェライトは軟質な組織であるため、体積分率が７５％を超えると十分な強度が得られない場合がある。鋼板の引張強度を十分高めるには、鋼板組織に含まれるフェライトの体積分率を６５％以下とすることが好ましく、５０％以下とすることがさらに好ましい。
フェライトは、延性の向上に有効な組織であり、鋼板組織に体積分率で１０〜７５％含まれていることが好ましい。フェライトの体積分率が１０％未満である場合、十分な延性が得られないおそれがある。鋼板組織に含まれるフェライトの体積分率は、延性の観点から１５％以上含まれることがより好ましく、２０％以上含まれることがさらに好ましい。
一方、フェライトは軟質な組織であるため、体積分率が７５％を超えると十分な強度が得られない場合がある。鋼板の引張強度を十分高めるには、鋼板組織に含まれるフェライトの体積分率を６５％以下とすることが好ましく、５０％以下とすることがさらに好ましい。
〔ベイニティックフェライトおよび／またはベイナイト：１０〜５０％〕
ベイニティックフェライトおよび／またはベイナイトは、強度と延性のバランスに優れた組織であり鋼板組織に体積分率で１０〜５０％含まれていることが好ましい。また、ベイニティックフェライトおよび／またはベイナイトは、軟質なフェライトと硬質なマルテンサイト、焼戻しマルテンサイトおよび残留オーステナイトの中間の強度を有するミクロ組織であり、曲げ性および伸びフランジ性の観点から１５％以上含まれることがより好ましく、２０％以上含まれることがさらに好ましい。一方、ベイニティックフェライトおよび／またはベイナイトの体積分率が５０％を超えれば、降伏応力が過度に高まり、形状凍結性が劣化するため好ましくない。
ベイニティックフェライトおよび／またはベイナイトは、強度と延性のバランスに優れた組織であり鋼板組織に体積分率で１０〜５０％含まれていることが好ましい。また、ベイニティックフェライトおよび／またはベイナイトは、軟質なフェライトと硬質なマルテンサイト、焼戻しマルテンサイトおよび残留オーステナイトの中間の強度を有するミクロ組織であり、曲げ性および伸びフランジ性の観点から１５％以上含まれることがより好ましく、２０％以上含まれることがさらに好ましい。一方、ベイニティックフェライトおよび／またはベイナイトの体積分率が５０％を超えれば、降伏応力が過度に高まり、形状凍結性が劣化するため好ましくない。
〔焼戻しマルテンサイト：１０〜５０％〕
焼戻しマルテンサイトは、引張強度を大きく向上させる組織であり、鋼板組織に体積分率で５０％以下含まれていてもよい。引張強度の観点から、焼戻しマルテンサイトの体積分率は１０％以上とすることが好ましい。一方、鋼板組織に含まれる焼戻しマルテンサイトの体積分率が５０％を超えると、降伏応力が過度に高まり、形状凍結性が劣化するため好ましくない。
焼戻しマルテンサイトは、引張強度を大きく向上させる組織であり、鋼板組織に体積分率で５０％以下含まれていてもよい。引張強度の観点から、焼戻しマルテンサイトの体積分率は１０％以上とすることが好ましい。一方、鋼板組織に含まれる焼戻しマルテンサイトの体積分率が５０％を超えると、降伏応力が過度に高まり、形状凍結性が劣化するため好ましくない。
〔フレッシュマルテンサイト：１５％以下〕
フレッシュマルテンサイトは、引張強度を大きく向上させるが、一方で破壊の起点となって曲げ性を大きく劣化させるため、鋼板組織に体積分率で１５％以下に制限することが好ましい。曲げ性および伸びフランジ性を高めるにはフレッシュマルテンサイトの体積分率を１０％以下とすることがより好ましく、５％以下とすることが更に好ましい。
フレッシュマルテンサイトは、引張強度を大きく向上させるが、一方で破壊の起点となって曲げ性を大きく劣化させるため、鋼板組織に体積分率で１５％以下に制限することが好ましい。曲げ性および伸びフランジ性を高めるにはフレッシュマルテンサイトの体積分率を１０％以下とすることがより好ましく、５％以下とすることが更に好ましい。
〔残留オーステナイト：２０％以下〕
残留オーステナイトは、強度および延性を大きく向上させるため、２０％を上限として鋼板中に含まれても構わない。一方、残留オーステナイトは、破壊の起点となって伸びフランジ性を大きく劣化させるため、体積分率を１７％以下とすることが好ましく、１５％以下とすることがより好ましい。
残留オーステナイトは、強度および延性を大きく向上させるため、２０％を上限として鋼板中に含まれても構わない。一方、残留オーステナイトは、破壊の起点となって伸びフランジ性を大きく劣化させるため、体積分率を１７％以下とすることが好ましく、１５％以下とすることがより好ましい。
〔その他の組織〕
本発明で母材とする高強度鋼板の鋼板組織には、パーライトおよび／または粗大なセメンタイトなどの、上記以外の組織が含まれていてもよい。しかし、高強度鋼板の鋼板組織中にパーライトおよび／または粗大なセメンタイトが多くなれば、曲げ性が劣化する。このことから、鋼板組織に含まれるパーライトおよび／または粗大なセメンタイトの体積分率は、合計で１０％以下であることが好ましく、５％以下であることがより好ましい。
本発明で母材とする高強度鋼板の鋼板組織には、パーライトおよび／または粗大なセメンタイトなどの、上記以外の組織が含まれていてもよい。しかし、高強度鋼板の鋼板組織中にパーライトおよび／または粗大なセメンタイトが多くなれば、曲げ性が劣化する。このことから、鋼板組織に含まれるパーライトおよび／または粗大なセメンタイトの体積分率は、合計で１０％以下であることが好ましく、５％以下であることがより好ましい。
本発明において母材として用いる高強度鋼板の鋼板組織に含まれる各組織の体積分率は、例えば、以下に示す方法により測定できる。
残留オーステナイトの体積分率は、鋼板の板面に平行かつ１／４厚の面を観察面としてＸ線解析を行い、面積分率を算出し、それをもって体積分率と見なすことができる。
ここで、各組織、すなわちフェライト、ベイニティックフェライト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイトおよびフレッシュマルテンサイトの体積分率は、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を観察面として試料を採取し、観察面を研磨、ナイタールエッチングし、板厚の１／４を中心とした１／８厚〜３／８厚の範囲を電界放射型走査型電子顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ：Ｆｉｅｌｄ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）で観察して面積分率を測定し、それをもって体積分率と見なすことができる。
残留オーステナイトの体積分率は、鋼板の板面に平行かつ１／４厚の面を観察面としてＸ線解析を行い、面積分率を算出し、それをもって体積分率と見なすことができる。
ここで、各組織、すなわちフェライト、ベイニティックフェライト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイトおよびフレッシュマルテンサイトの体積分率は、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を観察面として試料を採取し、観察面を研磨、ナイタールエッチングし、板厚の１／４を中心とした１／８厚〜３／８厚の範囲を電界放射型走査型電子顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ：Ｆｉｅｌｄ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）で観察して面積分率を測定し、それをもって体積分率と見なすことができる。
次に本発明の合金化溶融亜鉛めっき層およびめっき鋼板を製造するための方法について説明する。
本発明の製造方法においては、母材鋼板を得るまでの工程は、特に限定されるものではなく、そこで、ここでは、所定の板厚とされた母材鋼板に合金化溶融亜鉛めっき層を形成するための各工程について先ず説明する。但し、合金化溶融亜鉛めっき層を形成する各工程は、母材鋼板の製造過程における冷間圧延後の焼鈍工程、特にその冷却過程に組み込むこともでき、それらの点については、後に改めて母材鋼板の製造方法の説明とともに説明する。
本発明の製造方法においては、母材鋼板を得るまでの工程は、特に限定されるものではなく、そこで、ここでは、所定の板厚とされた母材鋼板に合金化溶融亜鉛めっき層を形成するための各工程について先ず説明する。但し、合金化溶融亜鉛めっき層を形成する各工程は、母材鋼板の製造過程における冷間圧延後の焼鈍工程、特にその冷却過程に組み込むこともでき、それらの点については、後に改めて母材鋼板の製造方法の説明とともに説明する。
本発明の合金化溶融亜鉛めっき層およびめっき鋼板の製造方法において、母材鋼板表面に合金化溶融亜鉛めっき層を形成するプロセスは、基本的には、溶融亜鉛めっき工程と、合金化処理工程と、めっき層内拡散処理工程とからなる。また場合によっては、めっき層内拡散処理工程の後に、リン酸系皮膜形成処理を施すこともある。以下にこれらの工程条件について説明する。
〔溶融亜鉛めっき工程〕
溶融亜鉛めっきは、公知の手法と同様にして、溶融亜鉛めっき浴中に母材鋼板を連続的もしくは非連続で浸漬させることによって行なえばよい。このときの溶融亜鉛めっき浴の温度は、基本的にはＺｎの融点（約４２０℃）以上であれば良いが、融点に近い場合には、浴温変動によって局所的にＺｎが凝固してしまって、操業が不安定となるおそれがあるから、通常は４４０℃以上とすることが好ましい。一方、浴温が４８０℃を越えれば、合金化を阻害するＦｅ−Ａｌ−Ｚｎ相が生成されるおそれがあるから、通常は４８０℃以下とすることが好ましい。なお、溶融亜鉛めっき浴には、Ｚｎのほか、少量のＡｌ、Ｐｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｂｅ、Ｂｉ、Ｓｒ、Ｉ、Ｃｓ、ＲＥＭの１種または２種以上を含有もしくは混入していても特に問題はなく、その量によっては耐食性や加工性が改善される等好ましい場合もあることは、既に述べた通りである。
なお、合金化溶融亜鉛めっきにおけるめっき金属の付着量は、耐食性の観点から、２０ｇ／ｍ２以上、経済性の観点から１５０ｇ／ｍ２以下が好ましく、このような付着量となるように浸漬時間（通板速度）や浴温などを適宜調整すればよい。
溶融亜鉛めっきは、公知の手法と同様にして、溶融亜鉛めっき浴中に母材鋼板を連続的もしくは非連続で浸漬させることによって行なえばよい。このときの溶融亜鉛めっき浴の温度は、基本的にはＺｎの融点（約４２０℃）以上であれば良いが、融点に近い場合には、浴温変動によって局所的にＺｎが凝固してしまって、操業が不安定となるおそれがあるから、通常は４４０℃以上とすることが好ましい。一方、浴温が４８０℃を越えれば、合金化を阻害するＦｅ−Ａｌ−Ｚｎ相が生成されるおそれがあるから、通常は４８０℃以下とすることが好ましい。なお、溶融亜鉛めっき浴には、Ｚｎのほか、少量のＡｌ、Ｐｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｂｅ、Ｂｉ、Ｓｒ、Ｉ、Ｃｓ、ＲＥＭの１種または２種以上を含有もしくは混入していても特に問題はなく、その量によっては耐食性や加工性が改善される等好ましい場合もあることは、既に述べた通りである。
なお、合金化溶融亜鉛めっきにおけるめっき金属の付着量は、耐食性の観点から、２０ｇ／ｍ２以上、経済性の観点から１５０ｇ／ｍ２以下が好ましく、このような付着量となるように浸漬時間（通板速度）や浴温などを適宜調整すればよい。
〔合金化処理工程〕
合金化処理工程は、前工程で母材鋼板表面に形成された溶融亜鉛めっき層中に、母材鋼板からＦｅを拡散させるための工程であり、４７０〜６５０℃の範囲内の温度に加熱してその範囲内の温度に保持するか、あるいは４７０〜６５０℃の範囲内の温度に加熱してＺｎの凝固温度（約４２０℃）まで徐冷すればよい。ここで、合金化処理のための加熱温度が４７０℃未満では、母材鋼板中のＦｅをめっき層中に充分に拡散させることが困難となるか、又は充分な量のＦｅの拡散のために長時間を要してしまって、生産性を損なってしまう。一方、合金化処理のための加熱温度が６５０℃を超えれば、鋼板内部に粗大な鉄系炭化物が生成されるという問題が生じる。そこで合金化処理のための加熱温度は、４７０〜６５０℃の範囲内と規定した。なお、合金化処理を、４７０〜６５０℃の範囲内の温度に加熱保持することによって実施する場合、その保持時間は、１０〜１２０秒の範囲内とすることが望ましい。また４７０〜６５０℃の範囲内の温度に加熱してＺｎの凝固温度（約４２０℃）まで徐冷する場合の徐冷時間は、１５〜２００秒とすることが好ましい。
合金化処理工程は、前工程で母材鋼板表面に形成された溶融亜鉛めっき層中に、母材鋼板からＦｅを拡散させるための工程であり、４７０〜６５０℃の範囲内の温度に加熱してその範囲内の温度に保持するか、あるいは４７０〜６５０℃の範囲内の温度に加熱してＺｎの凝固温度（約４２０℃）まで徐冷すればよい。ここで、合金化処理のための加熱温度が４７０℃未満では、母材鋼板中のＦｅをめっき層中に充分に拡散させることが困難となるか、又は充分な量のＦｅの拡散のために長時間を要してしまって、生産性を損なってしまう。一方、合金化処理のための加熱温度が６５０℃を超えれば、鋼板内部に粗大な鉄系炭化物が生成されるという問題が生じる。そこで合金化処理のための加熱温度は、４７０〜６５０℃の範囲内と規定した。なお、合金化処理を、４７０〜６５０℃の範囲内の温度に加熱保持することによって実施する場合、その保持時間は、１０〜１２０秒の範囲内とすることが望ましい。また４７０〜６５０℃の範囲内の温度に加熱してＺｎの凝固温度（約４２０℃）まで徐冷する場合の徐冷時間は、１５〜２００秒とすることが好ましい。
〔めっき層内拡散処理工程〕
前工程で合金化処理が施された溶融亜鉛めっき層には、そのめっき層中でＦｅを拡散させ、めっき層中のＦｅ量の濃度勾配を小さくするための拡散処理、すなわち母材鋼板との界面近傍のＦｅ量（内側近傍Ｆｅ量）と、めっき層外表面近傍のＦｅ量（外側近傍Ｆｅ量）との差ΔＦｅの絶対値を、０．０〜３．０％の範囲内とするための処理を行う。このめっき層内拡散処理は、合金化処理後の溶融亜鉛めっき鋼板を、２５０〜４５０℃の範囲内の温度に滞留させ、かつその温度範囲内において１回以上の曲げー曲げ戻し加工を施すものである。このように、２５０〜４５０℃の範囲内の温度で１回以上の曲げー曲げ戻し加工を施すことにより、母材鋼板からのめっき層中へのＦｅの拡散を抑制しつつ、めっき層内部でＦｅを容易に拡散させ、これによってめっき層中のＦｅの濃度勾配を小さくすることができる。ここで、上記の範囲内の温度での曲げー曲げ戻し加工において、母材鋼板からのＦｅの拡散を抑制しつつ、めっき層内のＦｅを容易に拡散させ得る理由は、次のように考えられる。すなわち、曲げー曲げ戻し加工を施すことによって、主にめっき層内に原子空孔および／又は転位などの欠陥が導入されて、めっき層内におけるＦｅ原子の拡散が活性化し、その一方で、母材鋼板中のＦｅ原子の拡散は、温度が充分に低いために起こらず、そのため母材鋼板からめっき層中へのＦｅの拡散も限定的にしか生じ得ないからである。
このめっき層内拡散処理における温度が２５０℃未満では、めっき層内におけるＦｅの拡散が充分に進行せず、一方４５０℃を超えれば、めっき層の溶融が開始されて、母材鋼板からめっき層中へＦｅが急速に拡散してしまい、Ｆｅ濃度勾配を逆に大きくしてしまうおそれがあり、また同時にめっき層の溶融によって曲げー曲げ戻し加工のためのロールに溶融めっき金属が付着してしまい、曲げー曲げ戻し加工が実際上不可能となる。そこでめっき層内拡散処理の温度は、２５０〜４５０℃の範囲内とした。
１度の曲げ加工は鋼板の表面における最大引張ひずみ量が０．０００７〜０．０９１０の範囲となるように施すことが好ましい。０．０００７未満では十分な合金化促進化効果が得られない。合金化を十分に促進するためには最大引張ひずみ量を０．００１０以上とすることが好ましい。一方、最大引張ひずみ量が０．０９１０を超えると、鋼板の形状が保てず、平坦度が劣化する。鋼板の形状を良好に保つには、最大引張ひずみ量を０．０５００以下とすることが好ましく、０．０２５０以下とすることが更に好ましい。
本発明の鋼板の板厚は０．６ｍｍ〜１０．０ｍｍである。０．６ｍｍを下回ると板の形状を十分に平坦に保つことができず、１０．０ｍｍを超えると温度制御が困難となって所定の特性が得られないためである。
ロール径は、鋼板に応じ、曲げ加工時のひずみ量が適当な値となるように選ぶことができるが、整備にかかるコストも勘案し、５０ｍｍ〜８００ｍｍの範囲とすることが好ましい。なお、鋼板表面に導入される最大引張ひずみ量は板の厚さｔをロール径Ｄと板の厚さｔの和、（Ｄ＋ｔ）で除した値である。
このような合金化処理を終了した合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、これをそのまま製品板として、自動車外板向けなどの塗装やプレス加工に供することができるが、場合によっては、さらに、次のようなリン酸皮膜処理を施しても良い。
前工程で合金化処理が施された溶融亜鉛めっき層には、そのめっき層中でＦｅを拡散させ、めっき層中のＦｅ量の濃度勾配を小さくするための拡散処理、すなわち母材鋼板との界面近傍のＦｅ量（内側近傍Ｆｅ量）と、めっき層外表面近傍のＦｅ量（外側近傍Ｆｅ量）との差ΔＦｅの絶対値を、０．０〜３．０％の範囲内とするための処理を行う。このめっき層内拡散処理は、合金化処理後の溶融亜鉛めっき鋼板を、２５０〜４５０℃の範囲内の温度に滞留させ、かつその温度範囲内において１回以上の曲げー曲げ戻し加工を施すものである。このように、２５０〜４５０℃の範囲内の温度で１回以上の曲げー曲げ戻し加工を施すことにより、母材鋼板からのめっき層中へのＦｅの拡散を抑制しつつ、めっき層内部でＦｅを容易に拡散させ、これによってめっき層中のＦｅの濃度勾配を小さくすることができる。ここで、上記の範囲内の温度での曲げー曲げ戻し加工において、母材鋼板からのＦｅの拡散を抑制しつつ、めっき層内のＦｅを容易に拡散させ得る理由は、次のように考えられる。すなわち、曲げー曲げ戻し加工を施すことによって、主にめっき層内に原子空孔および／又は転位などの欠陥が導入されて、めっき層内におけるＦｅ原子の拡散が活性化し、その一方で、母材鋼板中のＦｅ原子の拡散は、温度が充分に低いために起こらず、そのため母材鋼板からめっき層中へのＦｅの拡散も限定的にしか生じ得ないからである。
このめっき層内拡散処理における温度が２５０℃未満では、めっき層内におけるＦｅの拡散が充分に進行せず、一方４５０℃を超えれば、めっき層の溶融が開始されて、母材鋼板からめっき層中へＦｅが急速に拡散してしまい、Ｆｅ濃度勾配を逆に大きくしてしまうおそれがあり、また同時にめっき層の溶融によって曲げー曲げ戻し加工のためのロールに溶融めっき金属が付着してしまい、曲げー曲げ戻し加工が実際上不可能となる。そこでめっき層内拡散処理の温度は、２５０〜４５０℃の範囲内とした。
１度の曲げ加工は鋼板の表面における最大引張ひずみ量が０．０００７〜０．０９１０の範囲となるように施すことが好ましい。０．０００７未満では十分な合金化促進化効果が得られない。合金化を十分に促進するためには最大引張ひずみ量を０．００１０以上とすることが好ましい。一方、最大引張ひずみ量が０．０９１０を超えると、鋼板の形状が保てず、平坦度が劣化する。鋼板の形状を良好に保つには、最大引張ひずみ量を０．０５００以下とすることが好ましく、０．０２５０以下とすることが更に好ましい。
本発明の鋼板の板厚は０．６ｍｍ〜１０．０ｍｍである。０．６ｍｍを下回ると板の形状を十分に平坦に保つことができず、１０．０ｍｍを超えると温度制御が困難となって所定の特性が得られないためである。
ロール径は、鋼板に応じ、曲げ加工時のひずみ量が適当な値となるように選ぶことができるが、整備にかかるコストも勘案し、５０ｍｍ〜８００ｍｍの範囲とすることが好ましい。なお、鋼板表面に導入される最大引張ひずみ量は板の厚さｔをロール径Ｄと板の厚さｔの和、（Ｄ＋ｔ）で除した値である。
このような合金化処理を終了した合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、これをそのまま製品板として、自動車外板向けなどの塗装やプレス加工に供することができるが、場合によっては、さらに、次のようなリン酸皮膜処理を施しても良い。
〔リン酸系皮膜形成工程〕
このリン酸系皮膜形成工程は、めっき層内拡散処理を施した合金化溶融亜鉛めっき層の表面に、Ｐ酸化物および／またはＰを含有する複合酸化物からなる皮膜を形成するための工程である。すなわち、合金化溶融亜鉛めっき鋼板のプレス成形性や深絞り性を高めるために、リン酸もしくはＰ含有酸化物を含む処理液によって鋼板のめっき面を処理することによって、Ｐを含む酸化物層（リン酸系皮膜）を形成し、これにより鋼板の金型に対する潤滑性及び凝着防止性を付与することが、従来から一部では実施されており、本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板についても、このような皮膜を形成する処理を行ってもよく、その場合でも本発明の効果が損なわれることはない。リン酸系皮膜処理工程の具体的条件は特に限定されるものではなく、従来と同様の条件で行なえばよい。
このリン酸系皮膜形成工程は、めっき層内拡散処理を施した合金化溶融亜鉛めっき層の表面に、Ｐ酸化物および／またはＰを含有する複合酸化物からなる皮膜を形成するための工程である。すなわち、合金化溶融亜鉛めっき鋼板のプレス成形性や深絞り性を高めるために、リン酸もしくはＰ含有酸化物を含む処理液によって鋼板のめっき面を処理することによって、Ｐを含む酸化物層（リン酸系皮膜）を形成し、これにより鋼板の金型に対する潤滑性及び凝着防止性を付与することが、従来から一部では実施されており、本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板についても、このような皮膜を形成する処理を行ってもよく、その場合でも本発明の効果が損なわれることはない。リン酸系皮膜処理工程の具体的条件は特に限定されるものではなく、従来と同様の条件で行なえばよい。
次に、本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の母材となる高強度鋼板の製造方法の望ましい形態について説明する。なお、既に述べたように、母材鋼板の製造工程中、特に冷間圧延後の焼鈍工程の冷却過程において、鋼板表面への溶融亜鉛めっき、合金化処理、さらにはめっき層内拡散処理を組み入れることができ、その場合のこれらのめっき関係の工程についても併せて説明する。なおまた、以下の母材鋼板の製造方法の説明で記載している諸条件は、あくまで望ましい条件として記載したものであり、母材鋼板の製造方法が、それらの条件によって限定されるものではない。
母材鋼板としての高強度鋼板を製造するには、まず、上述した化学成分（組成）を有するスラブを鋳造し、そのスラブを熱間圧延する。
熱間圧延に供するスラブは、連続鋳造スラブや薄スラブキャスターなどで製造したものを用いることができる。本発明の高強度鋼板の製造方法は、鋳造後に直ちに熱間圧延を行う連続鋳造−直接圧延（ＣＣ−ＤＲ）のようなプロセスに適合する。
熱間圧延に供するスラブは、連続鋳造スラブや薄スラブキャスターなどで製造したものを用いることができる。本発明の高強度鋼板の製造方法は、鋳造後に直ちに熱間圧延を行う連続鋳造−直接圧延（ＣＣ−ＤＲ）のようなプロセスに適合する。
熱間圧延工程においては、スラブ加熱温度を、１０５０℃以上とする。スラブ加熱温度が過度に低ければ、仕上げ圧延温度がＡｒ３変態点を下回ってしまってフェライト及びオーステナイトの二相域圧延となり、熱延板組織が不均質な混粒組織となり、冷延及び焼鈍工程を経たとしても不均質な組織は解消されず、延性や曲げ性に劣る。また、仕上げ圧延温度の低下は、過度の圧延荷重の増加を招き、圧延が困難となったり、圧延後の鋼板の形状不良を招いたりする懸念があることから、スラブ加熱温度は１０５０℃以上とすることが好ましい。スラブ加熱温度の上限は特に定めることなく、本発明の効果は発揮されるが、加熱温度を過度に高温にすることは、経済上好ましくないことから、スラブ加熱温度の上限は１３５０℃以下とすることが望ましい。
なお、上記のＡｒ３変態点温度は次の式により計算する。
Ａｒ３＝９０１−３２５×Ｃ＋３３×Ｓｉ−９２×（Ｍｎ＋Ｎｉ／２＋Ｃｒ／２＋Ｃｕ／
２＋Ｍｏ／２）＋５２×Ａｌ
上記式において、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ａｌは、それぞれ各元素の含有量［質量％］を示す。
Ａｒ３＝９０１−３２５×Ｃ＋３３×Ｓｉ−９２×（Ｍｎ＋Ｎｉ／２＋Ｃｒ／２＋Ｃｕ／
２＋Ｍｏ／２）＋５２×Ａｌ
上記式において、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ａｌは、それぞれ各元素の含有量［質量％］を示す。
熱間圧延の仕上げ圧延温度は、８００℃あるいはＡｒ３点の高い方を下限とし、１０００℃を上限とする。仕上げ圧延温度が、８００℃未満であれば、仕上げ圧延時の圧延荷重が高くなって、熱間圧延が困難となったり、熱間圧延後に得られる熱延鋼板の形状不良を招いたりする懸念がある。また、仕上げ圧延温度が、Ａｒ３点未満であれば、熱間圧延がフェライト及びオーステナイトの二相域圧延となって、熱延鋼板の組織が不均質な混粒組織になる場合がある。
一方、仕上げ圧延温度の上限は特に定めることなく、本発明の効果は発揮されるが、仕上げ圧延温度を過度に高温とした場合、その温度を確保するためにスラブ加熱温度を過度に高温にしなければならない。このことから、仕上げ圧延温度の上限温度は、１０００℃以下とすることが望ましい。
一方、仕上げ圧延温度の上限は特に定めることなく、本発明の効果は発揮されるが、仕上げ圧延温度を過度に高温とした場合、その温度を確保するためにスラブ加熱温度を過度に高温にしなければならない。このことから、仕上げ圧延温度の上限温度は、１０００℃以下とすることが望ましい。
仕上げ圧延された鋼板（熱延鋼板）は、直ちにコイル状巻き取るのが通常である。この際、８００℃を超える温度で巻き取れば、鋼板表面に形成される酸化物の厚さが過度に増大し、酸洗性が劣化するため、巻き取り温度は７５０℃以下とする。酸洗性を高めるため、巻き取り温度は７２０℃以下であることが好ましく、７００℃以下であることがさらに好ましい。一方、巻き取り温度が５００℃未満となれば、熱延鋼板の強度が過度に高まり、冷間圧延が困難となるため、巻き取り温度は５００℃以上とする。冷間圧延の負荷を軽減するため、巻き取り温度は５５０℃以上とすることが好ましく、６００℃以上とすることがより好ましい。
このようにして製造した熱延鋼板については、酸洗を行う。酸洗は鋼板表面の酸化物の除去が可能であることから、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の母材としての鋼板の溶融めっき性向上のためには重要である。また、酸洗は、一回でも良いし、複数回に分けて行っても良い。
酸洗後の鋼板は、そのまま焼鈍工程に供しても構わないが、圧下率３５〜７５％で冷間圧延を施すことにより、板厚精度が高く優れた形状を有する鋼板が得られる。圧下率が３５％未満では、形状を平坦に保つことが困難であり、最終製品の延性が劣悪となるから、圧下率は３５％以上とする。一方、圧下率が７５％を越える冷延では、冷延荷重が大きくなりすぎて冷延が困難となる。このことから、圧下率は７５％以下を上限とする。
なお、圧延パスの回数、各パス毎の圧下率については、特に限定することなく本発明の効果は発揮される。
なお、圧延パスの回数、各パス毎の圧下率については、特に限定することなく本発明の効果は発揮される。
次に、得られた冷延鋼板に焼鈍処理を施す。この焼鈍工程中の冷却過程には、鋼板表面に対する溶融亜鉛めっき処理、合金化処理、さらにはめっき層内拡散処理を組み入れることが望ましい。そこでこれらのめっき関係の工程を組み入れた母材鋼板の焼鈍処理を説明する。
焼鈍処理は、最高加熱温度が７４０〜８７０℃の範囲内となるように鋼板を加熱し、引き続いて、６８０℃までの平均冷却速度が１．０〜１０．０℃／秒、６８０℃〜５００℃の範囲内での平均冷却速度が５．０〜２００．０℃／秒となるように冷却することが望ましい。ここで、最高加熱温度が８７０℃を超えれば、めっき性が著しく劣化する。好ましくは最高加熱温度は８５０℃以下とする。また最高加熱温度が７４０℃未満では、粗大な鉄系炭化物が多量に溶け残り、曲げ性が劣化する。好ましくは、最高加熱温度は、７６０℃以上とする。また最高加熱温度に加熱した後の冷却速度条件が上記の範囲を外れる場合は、既に述べたような母材鋼板の好ましいミクロ組織条件を満たす鋼板が得られなくなるおそれがある。
上述のようにして、６８０℃〜５００℃の範囲内での平均冷却速度が、５．０〜２００．０℃／秒となるように冷却した後には、一旦３５０〜４５０℃まで冷却し、その後再加熱するか、またはそのまま溶融亜鉛めっき槽へ鋼板を浸漬して、溶融亜鉛めっき処理を行う。この溶融めっき処理は、前述の〔溶融亜鉛めっき工程〕の項に記載した条件で実施すればよい。
溶融亜鉛めっき処理後は、Ｚｎの凝固温度よりも低い温度まで冷却して、鋼板表面に付着したＺｎを凝固させた後、溶融亜鉛めっき層に対する合金化処理を行う。すなわち、４７０〜６５０℃まで再加熱して、４２０℃まで１５〜２００秒かけて徐冷し、めっき層の合金化を進める。あるいは、４７０〜６５０℃の範囲内の温度に再加熱して、その範囲内の温度に１０〜１２０秒保持することによってめっき層の合金化を進めることも許容される。これらの合金化処理についての条件は、前述の〔合金化処理工程〕の項に記載したとおりである。
続いてめっき層内におけるＦｅの濃度勾配平坦化のための拡散処理を行う。すなわち、合金化処理後、その冷却過程における２５０〜４２０℃の範囲内の温度に６０〜１０００秒間滞留させるか、あるいはまた、合金化処理終了後に一旦室温もしくは室温近くまで冷却してから２５０〜４２０℃の範囲内の温度に再加熱し、その範囲内の温度に６０〜１０００秒間滞留させる。そしてその温度域内において、一回以上の繰り返し曲げ曲げ戻し変形を施す。この拡散処理における繰り返し曲げ曲げ戻し変形には、前述のように、半径が５０〜８００ｍｍの範囲内のロール、例えば半径８００ｍｍのロールを用いることが望ましい。
前述の焼鈍工程においては、炉内の雰囲気を制御し、酸化帯、還元帯を設け、鋼板の表層においてＦｅおよび合金元素の酸化還元反応を起こさせ、表面の改質およびめっき性の改善を図っても構わない。具体的には、酸化帯にて燃焼空気比を０．９以上１．２以下とし、主にＦｅからなる外部酸化層を形成し、さらにその内部でＳｉを参加させて鋼中に固定し、次に還元帯において水分圧と水素分圧の対数ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）を−３．０以上０．０以下とした雰囲気で還元を行い、表層の鉄酸化物のみを還元することにより、めっき性を阻害するＳｉを鋼中にとどめたまま、めっき処理を行うことができる。
また、めっき処理のための各工程を兼ねた焼鈍処理の終了後には、室温まで冷却し、その後、改めて形状矯正のために０．０５〜３．００％の冷間圧延を施しても構わない。
さらに、既に述べたようなリン酸系皮膜形成処理を施して、Ｐ酸化物および／またはＰを含有する複合酸化物からなる皮膜を形成することもできる。
さらに、既に述べたようなリン酸系皮膜形成処理を施して、Ｐ酸化物および／またはＰを含有する複合酸化物からなる皮膜を形成することもできる。
以下、本発明について実施例によって具体的に説明する。なお以下の実施例は、本発明による具体的な効果を示すためのものであって、実施例に記載された条件が本発明の技術的範囲を限定するものでないことはもちろんである。
表１、表２に示すＡ〜ＢＤの化学成分（組成）を有するスラブ（注：各化学成分を示す表１、表２については、表１の右端に表２の左端が続くものとする）を鋳造し、鋳造後直ちに表３〜表５に示す条件で熱間圧延、冷却、巻取り、酸洗を施した。その後、実験例３、９、２７、３２、３５、４４はそのまま、他の実験例は、表３〜表５中に記載した圧下率で冷間圧延を施した後、表６〜表８に示す条件で焼鈍を施して実験例１〜８３、１０１〜１１６の鋼板とした。
冷間圧延後の板厚は、実験例１〜２９および８１〜８３で１．０ｍｍ、実験例３０〜４８で２．４ｍｍ、実験例４９〜６６で０．８ｍｍ、実験例６７〜８０で１．６ｍｍである。実験例１０１〜１１６の板厚は、表８に示すとおりである。
冷間圧延後の焼鈍工程においては、表６〜表８中に記載した最高加熱温度まで加熱し、その後の冷却過程において最高加熱温度から６８０℃までを表６〜表８中の「冷却速度１」で冷却し、６８０℃から５００℃までを「冷却速度２」で冷却し、さらに「冷却停止温度」まで冷却した。ここで、冷却停止温度が４３０℃未満の場合は、４３０℃以上まで再加熱を施した。さらに、亜鉛めっき浴に浸漬して、溶融亜鉛めっき処理を施し、その後、合金化処理工程として、表６〜表８中に記載された合金化温度まで加熱し、表６〜表８中に記載された処理時間をかけて、４２０℃まで徐冷した。
その後、めっき層内拡散処理工程として、２５０〜４２０℃の範囲内の表６〜表８中に記載された平均温度において、表６〜表８に記載の時間だけ滞留させ、その間に、表６〜表８に記載の半径のロールによる曲げー曲げ戻し加工を、表６〜表８に記載の歪み量および加工回数で施した後、室温まで冷却した。
室温まで冷却後、条件７〜２４では０．１５％の冷間圧延を施し、条件２５〜４４では０．６０％の冷間圧延を施し、条件４５〜８３では０．２５％の冷間圧延を施した。
なお、条件２６、３１ではめっき層の表面にＰ系複合酸化物からなる皮膜を付与した例であり、良好な特性が得られている。
冷間圧延後の板厚は、実験例１〜２９および８１〜８３で１．０ｍｍ、実験例３０〜４８で２．４ｍｍ、実験例４９〜６６で０．８ｍｍ、実験例６７〜８０で１．６ｍｍである。実験例１０１〜１１６の板厚は、表８に示すとおりである。
冷間圧延後の焼鈍工程においては、表６〜表８中に記載した最高加熱温度まで加熱し、その後の冷却過程において最高加熱温度から６８０℃までを表６〜表８中の「冷却速度１」で冷却し、６８０℃から５００℃までを「冷却速度２」で冷却し、さらに「冷却停止温度」まで冷却した。ここで、冷却停止温度が４３０℃未満の場合は、４３０℃以上まで再加熱を施した。さらに、亜鉛めっき浴に浸漬して、溶融亜鉛めっき処理を施し、その後、合金化処理工程として、表６〜表８中に記載された合金化温度まで加熱し、表６〜表８中に記載された処理時間をかけて、４２０℃まで徐冷した。
その後、めっき層内拡散処理工程として、２５０〜４２０℃の範囲内の表６〜表８中に記載された平均温度において、表６〜表８に記載の時間だけ滞留させ、その間に、表６〜表８に記載の半径のロールによる曲げー曲げ戻し加工を、表６〜表８に記載の歪み量および加工回数で施した後、室温まで冷却した。
室温まで冷却後、条件７〜２４では０．１５％の冷間圧延を施し、条件２５〜４４では０．６０％の冷間圧延を施し、条件４５〜８３では０．２５％の冷間圧延を施した。
なお、条件２６、３１ではめっき層の表面にＰ系複合酸化物からなる皮膜を付与した例であり、良好な特性が得られている。
表９〜表１１は、実験例１〜８３、１０１〜１１６の鋼板におけるミクロ組織の解析結果である。ミクロ組織分率のうち、残留オーステナイト（残留γ）量は板面に平行な１／４厚の面においてＸ線回折を行って測定した。他は、１／８厚から３／８厚の範囲におけるミクロ組織の分率を測定した結果であり、圧延方向に平行な板厚断面を切り出し、鏡面に研磨した断面をナイタールエッチし、電界放射型走査型電子顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ：field emission scanning electron microscope）を用いて観察して求めた。
表１２〜表１４は、実験例１〜８３、１０１〜１１６の鋼板のめっき層および特性の評価結果である。めっき層のＦｅ％はＥＤＸを用いて、地鉄／めっき層界面を起点として、（１／８×めっき層厚さ）〜（７／８×めっき層厚さ）の範囲におけるＦｅ％を測定し、平均Ｆｅ量を求めるとともに、（１／８×めっき層厚さ）の位置でのＦｅ量と（７／８×めっき層厚さ）の位置でのＦｅ量との差ΔＦｅの絶対値、すなわち｜ΔＦｅ％｜の値を求めた。なお各実験例における平均Ｆｅ量の値および｜ΔＦｅ％｜の値とめっき層外観との関係を、図１に示す。
実験例１〜８３、１０１〜１１６の鋼板からＪＩＳ Ｚ ２２０１に準拠した引張試験片を採取し、引張試験をＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して行い、降伏強度、引張強度、全伸びを測定した。
また、９０度Ｖ曲げ試験を行った。実験例１〜８３、１０１〜１１６の鋼板から３５ｍｍ×１００ｍｍの試験片を切り出し、シャー切断面を機械研削し、曲げ半径を板厚の２倍とし、割れおよび／またはネッキングがまったく発生していない試験片を合格（○）、いずれかが観察されるものを不合格（×）とした。
なお、引張強度ＴＳについては、は、ＴＳ≧９００ＭＰａの場合に合格と評価することができ、また延性に関しては、ＴＳ×ＥＬ≧１５０００ＭＰａ・％の場合に合格と評価することができる。
さらに、めっき層の外観評価の試験として、試験片の曲げ戻しを行い、試験片に密着テープ（セロハンテープ）を貼って、はがし、密着テープに付着しためっきの剥離の程度を目視で観察した。めっき層が剥離しないものを合格（○）、めっきが相当程度剥離したものを不合格（×）とした。
また、９０度Ｖ曲げ試験を行った。実験例１〜８３、１０１〜１１６の鋼板から３５ｍｍ×１００ｍｍの試験片を切り出し、シャー切断面を機械研削し、曲げ半径を板厚の２倍とし、割れおよび／またはネッキングがまったく発生していない試験片を合格（○）、いずれかが観察されるものを不合格（×）とした。
なお、引張強度ＴＳについては、は、ＴＳ≧９００ＭＰａの場合に合格と評価することができ、また延性に関しては、ＴＳ×ＥＬ≧１５０００ＭＰａ・％の場合に合格と評価することができる。
さらに、めっき層の外観評価の試験として、試験片の曲げ戻しを行い、試験片に密着テープ（セロハンテープ）を貼って、はがし、密着テープに付着しためっきの剥離の程度を目視で観察した。めっき層が剥離しないものを合格（○）、めっきが相当程度剥離したものを不合格（×）とした。
ここで、実験例１〜８３、１０１〜１１６のうち、実験例１〜３、５〜９、１１〜１４、１９、２０、２３、２５〜６４、６７、６８、７３〜８０、１０１〜１０２、１０４〜１０５、１０７〜１０８、１１０〜１１１、１１３〜１１６が、本発明例である。これらの発明例では、いずれも機械的性能が優れているばかりでなく、加工性、特に曲げ性が良好であって、かつめっき層の耐剥離性が良好であることが確認された。
一方、比較例に相当する各実験例では、次に記載するように、いずれかの性能が劣っていた。
一方、比較例に相当する各実験例では、次に記載するように、いずれかの性能が劣っていた。
すなわち、実験例１６は、熱間圧延の完了温度が低い比較例であり、ミクロ組織が一方向に伸長した不均質なものとなるため、曲げ性が劣っていた。
実験例１５は、熱間圧延後の巻取り温度が高い比較例であり、酸洗性が低下し、それに伴ってめっき層の耐剥離性が劣ってしまった。
実験例４、６９は、冷間圧延後の焼鈍における最高加熱温度が高い条件の比較例であり、めっき層の耐剥離性が劣ってしまった。
実験例５は、冷間圧延後の焼鈍における最高加熱温度が低い条件の比較例であり、粗大な鉄系炭化物が存在し、破壊の起点となる粗大な鉄系炭化物を多数含むため、鋼板の曲げ性が劣っていた。ただし、めっき層は剥離がなく良好な外観が得られた。
実験例１１は、焼鈍での冷却過程における冷却速度１が低い比較例であり、粗大な鉄系炭化物が生成し、鋼板の曲げ性が劣っていた。ただし、めっき層は剥離がなく良好な外観が得られた。
実験例１２は、焼鈍での冷却過程における冷却速度１が高い比較例であり、軟質組織が十分に生成せず、鋼板の延性および伸びフランジ性が劣っていた。ただし、めっき層は剥離がなく良好な外観が得られた。
実験例６は、焼鈍での冷却過程における冷却速度２が低い比較例であり、粗大な鉄系炭化物が生成し、鋼板の伸びフランジ性が劣り、それに伴って曲げ性が劣っていた。ただし、めっき層は剥離がなく良好な外観が得られた。
実験例１０は、溶融亜鉛めっき層に対する合金化処理温度が高い比較例であり、めっき層が過剰に合金化されてめっき層のＦｅ量が過剰となり、かつ鋼板内部に粗大な鉄系炭化物が発生し、曲げ性が劣り、まためっき層の耐剥離性も劣っていた。
実験例７０は、合金化処理温度が低い比較例であり、めっき層の合金化が進まず、めっき層の耐剥離性が劣っていた。
実験例１７は、合金化処理時間が短い比較例であり、めっき層の合金化が進まず、めっき層の耐剥離性が劣っていた。
実験例１８は、合金化処理温度が長い比較例であり、めっき層が過合金となり、かつ、鋼板内部に粗大な鉄系炭化物が発生し、曲げ性が劣り、まためっき層の耐剥離性が劣っていた。
実験例２１、６５は、めっき層内拡散処理工程での滞留温度が低い比較例であり、めっき層中のＦｅ％の平準化が進まず、めっき層の耐剥離性が劣っていた。
実験例２２、７２は、めっき層内拡散処理工程での滞留時間が短い比較例であり、めっき層中のＦｅ％の平準化が進まず、めっき層の耐剥離性が劣っていた。
実験例２３は、めっき層内拡散処理工程での滞留時間が長過ぎた比較例であり、鋼板内部に粗大な鉄系炭化物が発生し、鋼板の曲げ性が劣っていた。ただし、めっき層は剥離がなく良好な外観が得られた。
実験例２４、６６、７１は、めっき層内拡散処理工程での加工回数が不足した比較例であり、めっき層中のＦｅ％の平準化が進まず、めっき層の耐剥離性が劣っていた。
実験例８１〜８３は、化学成分が所定の範囲を逸脱した例であり、いずれも十分な特性が得られていない。
実験例１０３および１１２はめっき層内拡散処理工程において施す加工のひずみ量が大きい比較例であり、鋼板の形状が平坦とならず、引張試験、曲げ試験および曲げ戻し試験を行えず、製品として不適格であった。
実験例１０６および１０９はめっき層内拡散処理工程において施す加工のひずみ量が小さい比較例であり、めっき層中のＦｅ％の平準化が進まず、めっき層の耐剥離性が劣っていた。
したがって以上の実験結果から、本発明が、母材鋼板に対する合金化溶融亜鉛めっき層の密着性の改善に有効であることが明らかである。
本発明は、自動車・建設機械などの構造部材や補強部材のような強度が必要とされる部品のうち、溶融亜鉛めっきが施されかつ曲げ加工などの加工が施される用途の部品に好適に適用することができ、特にめっき層の密着性が優れていることが要求される部品に適用できる。
Claims (12)
- 母材鋼板の表面に形成される合金化溶融亜鉛めっき層であって、その合金化溶融亜鉛めっき層における平均Ｆｅ量が８．０〜１２．０％の範囲内とされ、しかもその合金化溶融亜鉛めっき層中における、母材鋼板との界面から合金化溶融亜鉛めっき層外表面に向かって合金化溶融亜鉛めっき層厚みの１／８の位置のＦｅ量と、合金化溶融亜鉛めっき層厚みの７／８の位置のＦｅ量との差ΔＦｅの絶対値が、０．０〜３．０％の範囲内にあることを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき層。
- 質量％で、
Ｃ ： ０．０５０〜０．３００％、
Ｓｉ： ０．１０〜２．５０％、
Ｍｎ： ０．５０〜３．５０％、
Ｐ ： ０．００１〜０．０３０％、
Ｓ ： ０．０００１〜０．０１００％、
Ａｌ： ０．００５〜１．５００％、
Ｏ ： ０．０００１〜０．０１００％、
Ｎ ： ０．０００１〜０．０１００％、
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる母材鋼板の表面に、請求項１に記載の合金化溶融亜鉛めっき層を形成した、合金化溶融亜鉛めっき鋼板。 - 前記母材鋼板が、質量％で、さらに、
Ｃｒ： ０．０１〜２．００％、
Ｎｉ： ０．０１〜２．００％、
Ｃｕ： ０．０１〜２．００％、
Ｔｉ： ０．００５〜０．１５０％、
Ｎｂ： ０．００５〜０．１５０％、
Ｖ ： ０．００５〜０．１５０％、
Ｍｏ： ０．０１〜１．００％、
Ｂ ： ０．０００１〜０．０１００％、
のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項２に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。 - 前記母材鋼板が、さらに、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｈｆ、ＲＥＭのうちから選ばれた１種または２種以上を、合計で０．０００１〜０．５０００％含有することを特徴とする請求項２、請求項３のいずれか１の請求項に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
- 前記合金化溶融亜鉛めっき層の表面に、Ｐ酸化物および／またはＰを含有する複合酸化物からなる皮膜が形成されていることを特徴とする請求項２〜請求項４のいずれか１の請求項に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
- 母材鋼板の表面に溶融亜鉛めっきを施す溶融亜鉛めっき工程と、
前記溶融亜鉛めっき工程により形成された溶融亜鉛めっき層を、４７０〜６５０℃の範囲内の温度に加熱して、合金化溶融亜鉛めっき層を形成し合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する合金化処理工程と、
合金化処理工程の後に、前記合金化溶融亜鉛めっき鋼板を、２５０〜４５０℃の範囲内の温度に滞留させ、かつその温度範囲内において１回以上の曲げー曲げ戻し加工を施して、前記合金化溶融亜鉛めっき層内でＦｅを拡散させる、合金化溶融亜鉛めっき層内拡散処理工程、
とを有することを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき層の製造方法。 - 前記合金化溶融亜鉛めっき層内拡散処理工程後の合金化溶融亜鉛めっき層における平均Ｆｅ量が８．０〜１２．０％の範囲内にあり、しかも合金化溶融亜鉛めっき層中における、母材鋼板との界面から合金化溶融亜鉛めっき層外表面に向かって合金化溶融亜鉛めっき層厚みの１／８の位置のＦｅ量と、合金化溶融亜鉛めっき層厚みの７／８の位置のＦｅ量との差ΔＦｅの絶対値が、０．０〜３．０％の範囲内にある合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ることを特徴とする請求項６に記載の合金化溶融亜鉛めっき層の製造方法。
- 前記合金化溶融亜鉛めっき層内拡散処理工程において、前記曲げ加工は鋼板の表面における最大引張ひずみ量が０．０００７〜０．０９１０の範囲となるように施すことを特徴とする請求項６、請求項７のいずれか１の請求項に記載の合金化溶融亜鉛めっき層の製造方法。
- 前記合金化溶融亜鉛めっき層内拡散処理工程の後、前記合金化溶融亜鉛めっき層の表面に、Ｐ酸化物および／またはＰを含有する複合酸化物からなる皮膜を形成するためのリン酸系皮膜形成処理を施すことを特徴とする請求項６〜請求項８のうちのいずれか１の請求項に記載の合金化溶融亜鉛めっき層の製造方法。
- 前記母材鋼板として、質量％で、
Ｃ ： ０．０５０〜０．３００％、
Ｓｉ： ０．１０〜２．５０％、
Ｍｎ： ０．５０〜３．５０％、
Ｐ ： ０．００１〜０．０３０％、
Ｓ ： ０．０００１〜０．０１００％、
Ａｌ： ０．００５〜１．５００％、
Ｏ ： ０．０００１〜０．０１００％、
Ｎ ： ０．０００１〜０．０１００％、
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる母材鋼板を用いることを特徴とする請求項６〜請求項９のうちのいずれか１の請求項に記載の合金化溶融亜鉛めっき層の製造方法。 - 前記母材鋼板として、質量％で、さらに、
Ｃｒ： ０．０１〜２．００％、
Ｎｉ： ０．０１〜２．００％、
Ｃｕ： ０．０１〜２．００％、
Ｔｉ： ０．００５〜０．１５０％、
Ｎｂ： ０．００５〜０．１５０％、
Ｖ ： ０．００５〜０．１５０％、
Ｍｏ： ０．０１〜１．００％、
Ｂ ： ０．０００１〜０．０１００％、
のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する鋼板を用いることを特徴とする請求項１０に記載の合金化溶融亜鉛めっき層の製造方法。 - 前記母材鋼板として、質量％で、さらに、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｈｆ、ＲＥＭのうちから選ばれた１種または２種以上を、合計で、０．０００１〜０．５０００％含有する鋼板を用いることを特徴とする請求項１０〜１１のうちのいずれか１の請求項に記載の合金化溶融亜鉛めっき層の製造方法。
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