(57)【要約】【課題】めっき密着性、耐パウダリング性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供する。【解決手段】地鋼板に合金化溶融亜鉛めっき層が被覆されたものであり、前記地鋼板は、化学組成が質量％で、Ｃ：０．１〜０．３％、Ｓｉ：０．２％以下、Ｍｎ：１．０〜４．０％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０１〜３．０％を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、板厚方向における局所的なＺｎ量とＦｅ量の比［Ｚｎ］／［Ｆｅ］が０．５〜５．０である界面領域におけるＡｌ量の平均値（平均Ａｌ濃度）を１．５％以上とする。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
地鋼板に合金化溶融亜鉛めっき層が被覆された合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、
前記地鋼板は、化学組成が質量％で、
Ｃ：０．１〜０．３％、
Ｓｉ：０．２％以下、
Ｍｎ：１．０〜４．０％、
Ｐ：０．１％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．０１〜３．０％
を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、
板厚方向における局所的なＺｎ量とＦｅ量の比［Ｚｎ］／［Ｆｅ］が０．５以上、５．０以下である、めっき層と地鋼板との界面領域におけるＡｌ量の平均値が１．５％以上である、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項２】
請求項１に記載した高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、前記地鋼板は、化学組成として、さらにＮｂ：０．００５〜０．５％、Ｔｉ：０．００５〜０．５％、Ｃｕ：０．００３〜０．５％、Ｎｉ：０．００３〜ｌ．０％、Ｍｏ：０・０１〜１．０％、Ｂ：０．０００１〜０．１％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、Ｖ：０．００３〜１．０％の内から一種又は二種以上を含む、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項３】
請求項１又は２に記載した地鋼板に溶融亜鉛めっきを施し、さらに被覆された溶融亜鉛めっき層を合金化する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であって、
前記合金化処理は、４５０℃〜５００℃の合金化処理温度で１０〜３０秒保持し、引き続いて２００〜３００℃で１０分以上保持する、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、主に自動車用構造部材用鋼板、特に耐食性が要求される部位、例えばサイドメンバ、サイドシル、クロスメンバ、ピラー下部の補強部材などの素材として用いられる、引張強度９８０ＭＰａ以上の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、車体重量の軽減による燃費向上の観点から自動車用鋼板の高強度化が求められ、耐食性が要求される部位の素材として用いられる合金化溶融亜鉛めっき鋼板もその例外ではない。合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、溶融亜鉛めっき鋼板に対して主として耐食性、塗装後耐食性および溶接性の向上を目的として溶融亜鉛めっき層をＺｎ−Ｆｅ合金に合金化したものである。
【０００３】
合金化溶融亜鉛めっき鋼板においても溶融亜鉛めっき鋼板と同様、プレス成形時にめっき層が粉状あるいは塊状に剥離する現象（「パウダリング」と呼ばれる。）が問題になるが、高強度化に伴って強加工のプレス成形がなされ、成形加工の際にめっき層の表面に加わる負荷も大きくなり、パウダリングはより深刻な問題になっている。
【０００４】
合金化溶融亜鉛めっき鋼板におけるパウダリングは、Ｆｅ3Ｚｎ10などの特に硬くて脆いΓ相の生成に起因している。Γ相が形成されると、めっき密着性が低下し、めっき層が剥離し易くなるため、パウダリングが生じやすくなる。このため、Ｆｅ−Ｚｎ合金化反応の過度の進行を抑制し、Γ相の生成を抑制することが、めっき密着性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する上の指針となる。
【０００５】
従来、かかる観点から種々の技術が提案されてきた。例えば、特許文献１では、めっき層中の平均Ｆｅ含有率を７〜１１重量％に抑え、ζ相、δ１相およびΓ相の量を調整し、Γ相の形成を抑制すること、さらに表面粗度を低く抑えることにより、耐パウダリング性および耐フレーキング性を向上させることが開示されている。しかし、めっき層の平均Ｆｅ量を低く抑えるだけでは、めっき層の界面領域においてはＺｎ、Ｆｅ濃度が連続的に分布するため、同領域でのΓ相の形成が必ずしも抑制されず、十分なめっき密着性ひいては十分な耐パウダリング性が得られていない。
【０００６】
また、特許文献２では、めっき浴中の有効Ａｌ濃度を規定し、めっき層−地鋼板界面にＡｌが濃化した部分を局所的に形成することにより、Γ相を分断し、Γ層の亀裂の進展を抑えることによってめっき密着性を改善することが記載されている。しかし、この方策では昨今の高強度化に対して成形加工時の耐パウダリング性が十分とは言えない。
【０００７】
その他、耐パウダリング性を向上させる技術して、特許文献３には、熱延時のコイル巻取り温度を高く、冷却速度を遅くすることで、めっき層直下となる、スケール下の結晶粒界に酸化物を成長させ、プレス加工時のめっき密着性を向上させることが記載されている。しかし、高強度化に重要な役割を果たすＭｎが０．１％以上含まれる場合、表面にＭｎ酸化物が過剰に形成され、不めっきの懸念が生じる。
【０００８】
また、特許文献４には、フェライト・マルテンサイトＤＰ鋼を主体とする地鋼板を用いた合金化溶融亜鉛めっき鋼板について、めっき層表面から深さ３００Å以上に亘ってＡｌの濃化層、すなわち原子数％でＡｌ％／Ｚｎ％を０．１０以上の領域が存在するようにして耐パウダリング性の向上を行っている。しかし、この技術はめっき層の表層３００ÅをＡｌ濃化による高硬度化を図るものであり、根本的にめっき密着性の改善がなされていない。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００９】
【特許文献１】特許第２６９５２５９号公報
【特許文献２】特開平８−２６９６６７号公報
【特許文献３】特開平９−３１６２０号公報
【特許文献４】特開２００８−１２７６３７号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
以上のように、従来の技術では、高強度鋼板を地鋼板とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板では、めっき密着性、耐パウダリング性は十分とは言えない。本発明は、かかる問題に鑑みなされたもので、めっき密着性、耐パウダリング性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
本発明者は、めっき層全体のＦｅ量やＡｌ量の平均値を調整するだけではめっき密着性の改善に限界があり、場合によっては弊害が生じるので、このような問題のない合金化溶融亜鉛めっき層の密着性を改善する方策を検討したところ、合金化処理の工夫により、めっき層−地鋼板の界面領域におけるＡｌ濃度を制御することで、界面領域におけるΓ相の生成を抑制することができることを知見し、これによって化成処理性の低下や不めっきを招来することなく、めっき密着性ひいては耐パウダリング性を改善できることを見出し、本発明を完成するに至った。
【００１２】
すなわち、本発明の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、地鋼板に合金化溶融亜鉛めっき層が被覆されたものであり、前記地鋼板は、化学組成が質量％で、
Ｃ：０．１〜０．３％、
Ｓｉ：０．２％以下、
Ｍｎ：１．０〜４．０％、
Ｐ：０．１％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．０１〜３．０％
を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、板厚方向における局所的なＺｎ量とＦｅ量の比［Ｚｎ］／［Ｆｅ］が０．５以上、５．０以下である、めっき層と地鋼板との界面領域におけるＡｌ量の平均値（平均Ａｌ濃度）を１．５％以上としたものである。
【００１３】
前記地鋼板は、化学組成として、さらにＮｂ：０．００５〜０．５％、Ｔｉ：０．００５〜０．５％、Ｃｕ：０．００３〜０．５％、Ｎｉ：０．００３〜ｌ．０％、Ｍｏ：０・０１〜１．０％、Ｂ：０．０００１〜０．１％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、Ｖ：０．００３〜１．０％の内から一種又は二種以上を含むことができる。
【００１４】
この高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、所定成分の高強度鋼板で形成された地鋼板に合金化溶融亜鉛めっき層が被覆形成されたものであり、Γ相の生成し易い、［Ｚｎ］／［Ｆｅ］が０．５〜５．０の界面領域の平均Ａｌ濃度を１．５％以上とするので、剥離の要因となる界面領域でのΓ相の生成を抑制することができ、これによって合金化溶融亜鉛めっき層の密着性を向上させることができ、地鋼板の高強度化に伴う強加工に対しても合金化溶融亜鉛めっき層のパウダリングを防止することができる。
【００１５】
また、本発明の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法は、上記地鋼板に溶融亜鉛めっきを施し、さらに被覆された溶融亜鉛めっき層を合金化する合金化処理を行うものであって、前記合金化処理として４５０℃〜５００℃の合金化処理温度で１０〜３０秒保持し、引き続いて２００〜３００℃で１０分以上保持する処理を行うものである。
【００１６】
この製造方法によると、溶融亜鉛めっき処理後に行う合金化処理を二段に分け、第１段合金化処理として合金化を比較的低温かつ短時間で行い、引き続いて第２段合金化処理として、２００〜３００℃で１０分以上の加熱を行うので、めっき層と地鋼板の界面領域における、板厚方向（鋼板面垂直方向）のＡｌ濃度分布を制御することができ、合金化温度から室温までの冷却過程で界面領域にＡｌ濃化層を残留させることができる。これによって、界面領域にΓ相の生成を抑制し、めっき層の密着性を向上させることができ、プレス成形時の耐パウダリング性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供することができる。
【発明の効果】
【００１７】
本発明の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板によれば、高強度の地鋼板と合金化溶融亜鉛めっき層との界面領域における平均Ａｌ濃度を１．５％以上とするので、硬くて脆いΓ相が界面領域に生成するのを抑制することができ、これによって高強度の地鋼板に対して優れためっき密着性、ひいては耐パウダリング性を備えることができる。このため、高強度鋼板に対する強加工の下でも、パウダリングを抑制し、プレス成型品の型かじりの防止、めっき剥離部の耐食性の劣化防止、および剥離しためっき片によるキズ発生を抑制することができる。
【図面の簡単な説明】
【００１８】
【図１】本発明の合金化処理における熱処理線図を示す。
【図２】発明例（試料No. Ａ１）および比較例（試料No. Ａ３）の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の界面領域周辺での発光分光分析結果を示し、板厚方向の位置（横軸）とＡｌ濃度との関係を示すグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００１９】
まず、本発明（実施形態）に係る高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の地鋼板について説明する。この地鋼板は、化学組成が質量％（以下、単に「％」と表記する。）Ｃ：０．１〜０．３％、Ｓｉ：０．２％以下、Ｍｎ：１．０〜４．０％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０１〜３．０％を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなるものである。以下、成分限定理由について説明する。
【００２０】
Ｃ：０．１〜０．３％
Ｃは鋼板の強度を確保するために必須の元素であり、０．１％未満では強度が不足する。一方、Ｃ含有量が過剰になると溶接性が劣化するようになる。このため、Ｃ量の下限を０．１０％、好ましくは０．１２％とし、その上限を０．３０％、より好ましくは０．２５％とする。
【００２１】
Ｓｉ：０．２％以下
Ｓｉは材質を大きく硬質化する置換型固溶体強化元素である。しかし多量に添加すると表面に酸化皮膜を生成すると共に、溶融亜鉛めっきの合金化速度を著しく遅くし、めっきムラや不めっきの原因となる。このため、その上限を０．２％に止める。
【００２２】
Ｍｎ：１．０〜４．０％
Ｍｎは鋼板の強度確保に有効な元素である。１．０％未満では強度向上効果がが不足する。逆に多量に含有させると偏析が顕著になって加工性が低下し、さらに溶接性が劣化し、また鋼板表面に酸化物を生成することによるめっき性の低下が生じる。このため、Ｍｎ量の下限を１．０％、好ましくは１．５％とし、その上限を４．０％、好ましくは３．０％とする。
【００２３】
Ｐ：０．１％以下
Ｐは粒界偏析による粒界破壊を助長する元素であり、少ないほどよい。本発明では上限を０．１％、好ましくは０．０５％に止める。
【００２４】
Ｓ：０．０１％
Ｓは過剰に含有されると硫化物系介在物が増大して鋼板の強度が劣化する。このため上限を０．０１％、好ましくは０．００５％に止める。
【００２５】
Ａｌ：０．０１〜３．０％
Ａｌは脱酸のために必要な元素である。かかる効果を有効に発揮させるため０．０１％以上、好ましくは０．５％以上添加する。しかし過剰に添加すると、延性の低下や鋼の脆化を招くため、その上限を３．０％、好ましくは２．５％とする。
【００２６】
実施形態に係る地鋼板は、上記成分を基本成分とし、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるが、特性向上元素として、Ｎｂ：０．００５〜０．５％、Ｔｉ：０．００５〜０．５％、Ｃｕ：０．００３〜０．５％、Ｎｉ：０．００３〜ｌ．０％、Ｍｏ：０・０１〜１．０％、Ｂ：０．０００１〜０．１％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、Ｖ：０．００３〜１．０％の内から一種又は二種以上を基本成分に添加することができ、例えば下記(1) 〜(5) の組成とすることができる。
(1) 基本成分にＮｂ，Ｔｉの内一種又は二種を含む。
(2) 基本成分又は上記(1) の成分にＣｕ，Ｎｉの一種又は二種を含む。
(3) 基本成分，上記(1) 又は(2) の成分にＭｏ，Ｂの一種又は二種を含む。
(4) 基本成分，上記(1) ，(2) 又は(3) の成分にＣａ，Ｍｇの一種又は二種を含む。
(5) 基本成分，上記(1) ，(2) ，(3) 又は(4) の成分にＶを含む。
【００２７】
以下、上記特性向上元素の限定理由を以下説明する。
Ｎｂ、Ｔｉは結晶粒を微細化する元素であり、靭性を損なうことなく鋼板の強度を向上させるのに有効な元素である。それらの効果を有効に発揮させるため、それぞれ下限を好ましくは０．００５％、より好ましくは０．０３％とする。しかし過剰に含有させてもその効果が飽和するだけでなく、コスト的にも不利になるため、それぞれ上限を好ましくは０．５％、より好ましくは０．３％とする。
【００２８】
Ｃｕ、Ｎｉはいずれも固溶強化元素であり、鋼板の強度を向上させるのに寄与する。またＣｕ、Ｎｉの存在により鋼板自体の耐食性も向上させることができる。これらの効果を十分に発揮させるために、それぞれ下限を好ましくは０．００３％、より好ましくは０．０１％とする。しかし、めっき鋼板自体が耐食性に優れるため、過剰に含有させてもその効果が飽和し、またコスト的にも不利になるため、Ｃｕの上限を好ましくは０．５％、より好ましくは０．４％とする。またＮｉも同様に過剰に含有させてもその効果が飽和し、コスト的に不利になるため、Ｎｉの上限を好ましくは１．０％、より好ましくは０．８％とする。
【００２９】
Ｍｏ、Ｂは共に鋼板の焼き入れ性を高めるために有効な元素である。Ｍｏは水素侵入を抑制し、遅れ破壊特性を向上させる効果、さらに粒界を強化して水素脆性の発生を抑制する効果がある。これらの効果を有効に発揮させるため、Ｍｏの下限を好ましくは０．０１％とする。しかし過剰に含有させると効果が飽和するばかりか、高価な合金元素の過剰添加によるコストアップ、加えて熱延板の強度が非常に高まり圧延し難くなるなどの問題が生じる。このためＭｏ量の上限を好ましくは１．０％、より好ましくは０．５％、より好ましくは０．３％とする。一方、Ｂは粒界を強化して耐遅れ破壊性を向上させる効果をも有する。これらの効果を十分に発揮させるため、Ｂの下限を好ましくは０．０００１％、より好ましくは０．０００１５％とする。しかし過剰に含有させると熱間加工性が劣化するため、その上限を好ましくは０．０１％、より好ましくは０．００５％とする。
【００３０】
Ｃａ、Ｍｇは共に鋼中硫化物の形態を制御し、加工性向上に有効な元素である。また鋼板表面の腐食に伴う界面雰囲気の水素イオン濃度の上昇を抑制する。これらの効果を十分に発揮するためにはそれぞれ０．０００５％以上含有させることが好ましい。一方、過剰に含有させると加工性が劣化するため、好ましい上限をＣａ：０．００５％、Ｍｇ：０．０１％とする。
【００３１】
Ｖは保護性さびの形成に寄与し、特にＴｉ、Ｖを複合添加することで保護性さびの形成が促進される。またＶは鋼板の強度上昇、細粒化にも有効な元素であり、さらにＴｉと同様、鋼中のＣやＮと結合して微細な炭窒化物を形成し、引張強度が９８０ＭＰａを越える高強度鋼板で懸念される水素脆化の原因となる水素のトラップサイトとしても有効に働く。これらの効果を有効に発揮させるためには、その下限を好ましくは０．００３、より好ましくは０．０１％とする。しかし過剰に加えると、析出物が多くなり、加工性の低下を招くため、上限を好ましくは１．０％、より好ましくは０．５％とする。
【００３２】
前記地鋼板の組織は特に限定されず、引張強さが９８０ＭＰａ以上、好ましくは１１８０ＭＰａ以上あればよく、少なくともマルテンサイトやベイナイトなどの低温変態生成物を含む複合組織鋼板や変態誘起塑性を利用したＴＲＩＰ鋼板などの適宜の組織形態を採ることができる。
【００３３】
次に、合金化溶融亜鉛めっき層と地鋼板との界面領域のＡｌ濃度分布について説明する。地鋼板に溶融亜鉛めっきを施す際、亜鉛めっき浴にＡｌを０．２％程度以下含有させることにより、Ａｌ−Ｆｅ合金化層を形成させ、めっき密着性を低下させるΓ相の形成を抑制することは広く知られている。これはＡｌ−Ｆｅ合金化が優先的に起こることでΓ相の形成を抑制するためと考えられているが、本発明者らの研究によりＦｅ−Ｚｎ合金系にＡｌが含まれることによっても、Γ相の生成が抑制されることが見出された。従って、めっき層のめっき密着性を向上させるには、めっき層と地鋼板との界面領域においてＡｌ濃度を高めて、界面領域でのΓ相の生成を抑制することが有効である。
【００３４】
界面領域におけるΓ相の生成については以下のように考えられる。めっき層−地鋼板界面付近の地鋼板側のＦｅ主体の領域では、合金化処理温度（約５００℃）においては、室温に比べて相対的にα相がより安定であるため、主にΓ相は合金化処理後の冷却過程において形成されると考えられる。しかし、合金化処理温度が高いと、溶融亜鉛めっきの際にめっき層−地鋼板界面に形成されたＡｌ濃化層からＡｌ原子が拡散してしまうため、冷却時には十分なＡｌが界面領域のＺｎ−Ｆｅ合金中に存在しないようになる。このため、従来の合金化処理条件では界面領域においてΓ相の形成が不可避的に生じる。なお、亜鉛めっき浴は通常０．１５％程度以下のＡｌを含むが、この程度のＡｌが含まれる場合でも溶融亜鉛めっきの段階ではめっき浴に含まれるＡｌがＺｎよりも優先的にＦｅと合金化するため、めっき後から合金化処理を行うまでの間にはめっき層−地鋼板界面に前記Ａｌ濃化層が形成される。
【００３５】
そこで、本発明では、合金化処理の際に、界面領域からＡｌ原子の拡散が生じないように、合金化処理として、まず比較的低温で短時間保持する第１段合金化処理を行う。しかし、このような低温、短時間保持では、めっき層のＺｎ−Ｆｅの合金化が不足する。このため、めっき層のＺｎ−Ｆｅの合金化を促進するように、前記第一段合金化処理後、引き続いてＡｌ原子の拡散がほとんど生じない２５０〜３００℃にて１０分程度以上の加熱を行う第２段合金化処理を実施する。このように合金化処理を二段に分けて行うことにより、Ａｌが拡散するのを抑制しながら十分な合金化を行うことができる。これによって合金化処理後においても、めっき層−地鋼板の界面領域にＡｌの濃化層を温存することができ、これにより界面領域でのΓ相の生成を抑制し、成形加工時のめっき密着性を向上させることができる。
【００３６】
めっき層と地鋼板との界面領域では、Ｆｅ、Ｚｎ、Ａｌなどの原子が相互に拡散した状態であり、ある界面を境界として両層が接合されているわけではない。このため、本発明では冷却の際にΓ相が形成される板厚方向における界面領域をＺｎとＦｅの濃度（％）比すなわち［Ｚｎ］／［Ｆｅ］によって規定することとし、［Ｚｎ］／［Ｆｅ］が０．５〜５．０の範囲を界面領域とした。Γ相の生成を抑制するには、後述の実施例から明らかなとおり、［Ｚｎ］／［Ｆｅ］が０．５〜５．０の界面領域における平均Ａｌ濃度を１．５％以上とする必要がある。なお、地鋼板のＡｌ含有量が１．５％以上の場合、ある程度のＡｌがめっき層−地鋼板の界面領域に存在するため、前記界面領域の各部において所期のＡｌ濃度は確保され易い。
【００３７】
次に、上記高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法について説明する。合金化処理の基本的な考え方はすでに説明したが、ここでは主に製造条件の点から説明する。
【００３８】
地鋼板の製造については、常法に従って、上記組成の鋼片を鋳造し、その鋳片を熱間圧延、冷間圧延を施して所望の板厚のコイルに巻き取る。熱間圧延の条件は特に制限しないが、例えば加熱温度を１１００〜１３００℃程度、仕上げ圧延温度を８００〜９５０℃程度、巻取り温度を５００〜７００℃程度で行えばよい。コイルの巻取り温度を高いと鋼板スケールが厚くなり、酸洗性が低下するので、６００℃程度以下にすることが望ましい。また、冷間圧延の条件も特に制限しないが、例えば冷延率３０〜６０％程度で行えばよい。
【００３９】
冷間圧延後、組織の調整を行うために焼鈍を施す。熱処理のプロセスは鋼材組織によって異なるが、例えば７００〜９００℃程度で１０〜６００秒程度保持する。加熱による表面の過度の酸化を抑制するため、一般に行われているように、概ねＨ2約１０％の還元性雰囲気にして加熱することが望ましい。
【００４０】
焼鈍後、鋼板はめっき浴温度（４００〜４６０℃程度）まで冷却され、めっき浴に１〜５秒程度浸漬する、溶融亜鉛めっき処理がなされる。めっき浴侵入時の鋼板温度がめっき浴温度よりも高過ぎると、鋼板からめっき浴へのＦｅ溶出が多くなり、ドロスの生成量を増加させ、生産性を低下させる原因となる。めっき浴成分としては通常のものでよく、例えばＡｌ：０．１３〜０．１５％、溶出したＦｅ（０．０２−０．０６％程度）を含み、残部がＺｎおよび不可避的不純物からなるものを挙げることができる。めっき付着量についても特に制限はないが、耐食性および密着性の点から２５〜２００ｇ／ｍ2（厚さ：４〜３０μm ）程度とすることが好ましい。
【００４１】
溶融亜鉛めっき処理後、１〜３０秒以内に合金化処理を行う。既述のとおり、合金化処理は、図１に示すように、まず第一段合金化処理１を行い、引き続いて第二段合金化処理２を行う。前記第一段合金化処理１は、加熱温度Ｔ１を通常よりも比較的低温の４５０〜５００℃とし、かつ保持時間ｔ１を比較的短時間の１０〜３０秒とする。引き続いて行う第二段合金化処理２は、加熱温度Ｔ２を２００〜３００℃とし、保持時間ｔ２を１０分以上とする。前記第二段合金化処理２において、加熱温度が３００℃を超えると、合金化が進行し過ぎて、めっき層が硬質になり、かえってパウダリングが起こり易くなる。他方、２００℃を下回ると合金化促進効果が不十分となる。加熱時間についても１０分未満では効果が過少である。１０分以上好ましくは３０分以上とするのがよい。さらに長時間、例えば６０分以上行ってもよいが、密着性改善効果は飽和し、また熱処理時間は短いほど生産性が良いので、通常は１５〜３０分程度で行うのがよい。処理雰囲気としては、９９％以上の窒素雰囲気が好ましく、より好ましくは５〜１０体積％程度の水素を含み、残部窒素からなる還元性雰囲気とする。合金化の加熱方法は特に限定されず、例えばガス加熱、インダクションヒーター加熱などの慣用手段を採用することができる。合金化処理後は約１℃／Ｓ以上の冷却速度で常温まで冷却する。
【００４２】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はかかる実施例により限定的に解釈されるものではなく、前後記述の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することができる。
【実施例】
【００４３】
表１に示した組成の鋼を溶製し、その鋳片を１１５０〜１２５０℃で３０分間加熱した後、仕上温度を８５０℃として熱間圧延を行い、圧延終了後４０℃／ｓで冷却し、５５０℃で巻き取った。酸洗後、冷延率５０％で冷間圧延を施し、８００℃で６０秒保持する焼鈍を行い、これに引き続いてめっき浴温度（４６０℃）に冷却した鋼板を下記組成のめっき浴に４．０秒間浸漬する溶融亜鉛めっきを施し、引き続いて表２に示す条件（Ｔ１、ｔ１，Ｔ２，ｔ２は図１に示すとおり）で合金化処理を行った。合金化中の雰囲気は窒素ガス雰囲気とした。
・めっき浴組成
Ａｌ：０．１４％、Ｆｅ：０．０２％、残部Ｚｎおよび不可避不純物（０．ｌ％未満）
【００４４】
以上のようにして製造された合金化溶融亜鉛めっき鋼板から引っ張り試験片を採取し、引張強さを測定した。また、成分分析試験片を採取し、板厚方向に沿っての元素分布をマーカス型高周波グロー放電発光分光分析装置（ＧＤ−ＯＥＳ）を用いて測定し、めっき層−地鋼板の界面付近における［Ｚｎ］／［Ｆｅ］が０．５〜５．０の界面領域の平均Ａｌ濃度を求めた。前記発光分光分析の結果の一例（表２の試料No. Ａ１とＡ３）を図２に示す。また、前記界面領域における平均Ａｌ濃度の値を表２に併せて示す。
【００４５】
また、プレス成形時の耐パウダリング性を評価するため、各試料鋼板から試験片を採取し、１０×１０mmの領域に縦横それぞれ１mmの間隔でクロスカット（合計で１００マス）を入れ、その部分を曲げ半径が５mmの曲げ加工を行い、クロスカットを入れた部分をテープで剥離し、剥離されたマスの個数をカウントし、その個数によって成形性を評価を行った。カウント数が０〜５個のものを特にめっき密着性に優れるものとして「◎」、カウント数が６〜２０のものをめっき密着性に優れるものとして「Ｏ」、カウント数が２１〜５０のものをめっき密着性にやや劣るものとして「△」、５１〜１００のものをめっき密着性に劣るもの「×」として評価を行った。これらの評価結果を表２に併せて示す。
【００４６】
表２の試料No. Ａ１〜Ａ６及び図２より、第２段合金化処理を行わない試料No. Ａ５や同処理条件が不適当な試料No. Ａ６は、界面領域におけるＡｌ濃度が低下し、めっき密着性が低下した。また、試料No. Ａ５のように、第２段合金化処理を行わず、合金化処理温度を通常の場合より低く設定したものでは、目視により外観を観察したところ、Ｚｎ−Ｆｅ合金化が不十分であり、合金化溶融亜鉛めっき鋼板としての十分な特性が得られない場合があった。また、第２段合金化処理を適切に行っても、第１段合金化処理が適切でない試料No. Ａ３，Ａ４についても、界面領域において所定の平均Ａｌ濃度が確保されないため、やはりめっき密着性が低下した。これに対して、適切な第１、第２段合金化処理を施した試料No. Ａ１、Ａ２では界面領域における平均Ａｌ濃度が本発明条件を満足し、優れためっき密着性が得られることが確認された。また、鋼種Ａに限らず、鋼種Ｂ，Ｃなどの他の組成のものでも、組成が同じであっても合金化処理条件が本発明条件を満足するもの（試料No. Ｂ１，Ｂ２、Ｃ１，Ｃ２、Ｄ１〜Ｋ１）は、満足しないもの（試料Ｂ３，Ｂ４、Ｂ５、Ｃ３、Ｄ２〜Ｋ２）に比べて十分にＺｎ−Ｆｅ合金化しためっき性状で、高いめっき密着性が得られた。
【００４７】
【表１】
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【００４８】
【表２】
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【図１】
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【図２】
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