(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
平均Ｆｅ濃度が  ８．５〜１３．０質量％のＦｅ−Ｚｎ合金めっき層を備え、このめっき層にはζ相が存在せず、酸化物を除いためっき最表層がδ１  相から構成され、このめっき最表層のＦｅ濃度が８．０  質量％以上であり、かつめっき表面の算術平均粗さＲａが１．２  μｍ以下であることを特徴とする、摺動性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項２】
溶融亜鉛めっき浴から出て、めっき付着量が調整された溶融亜鉛めっき鋼板を、  ５００〜５５０  ℃の間の最高到達温度まで３０℃／ｓ以上で昇温させてめっき層を合金化した後、鋼板温度が４６０  ℃以下になるまで２０℃／ｓ以上の冷却速度で急冷し、その後  ３５０〜４６０  ℃の温度Ｔ  （℃）  にて下記（１）  式を満たす時間ｔ（ｓ）  の温度保持を行うことを特徴とする、平均Ｆｅ濃度が  ８．５〜１３質量％のＦｅ−Ｚｎ合金めっき層を備えた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
ｔ≧５×１０−７／ＥＸＰ［−１１３３０／（Ｔ＋２７３）］  ‥‥  （１）
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、自動車、家電製品、建築材料等の技術分野において用いることができる、耐パウダリング性を損なわずに表面摺動性が改善された、プレス成形性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板に関する。
【０００２】
【従来の技術】
自動車、家電製品、建築物等の素材は、プレス成形し、溶接や接着により組み立てた後、塗装して使用されることが多い。これらの製品には、安価で耐食性に優れる素材である合金化溶融亜鉛めっき鋼板が広く使用されている。この用途に使用される合金化溶融亜鉛めっき鋼板には、耐食性に加えて、プレス成形性、塗装性または塗装下地の化成処理性、溶接性または接着性、などの諸性能が優れていることが求められる。
【０００３】
合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、鋼板基材に設けた溶融亜鉛めっき層を熱処理により基材表面の鉄と合金化して複合化した一種の複合材料であり、一般に連続溶融亜鉛めっきライン内においてめっき直後に合金化のための熱処理  （ガルバニール処理）  を行うことにより製造される。
【０００４】
代表的な連続溶融亜鉛めっきラインでは、鋼板は溶融めっき前に予熱炉  （例えば無酸化炉）  で予熱された後、Ｈ２  ＋Ｎ２  の還元雰囲気中で基材に応じた温度条件で焼鈍され、次いでめっき浴温前後に冷却された後、溶融亜鉛めっき浴に通されて亜鉛めっきが施される。焼鈍時の還元雰囲気の露点は−２０℃以下に調整される。これよりも高い露点の雰囲気で焼鈍すると、不めっきが生じる場合がある。溶融めっき後、めっき浴出側にてめっき鋼板のめっき付着量を制御した後、直ちに熱処理炉に通され、典型的には  ４８０〜５５０  ℃の材料温度に３〜３０秒加熱して、Ｚｎめっき皮膜をＦｅと合金化してＦｅ−Ｚｎ合金めっき皮膜にすることにより、合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。
【０００５】
一般に、Ｆｅ−Ｚｎ合金相には、ζ（ＦｅＺｎ１３）、δ１（ＦｅＺｎ７）、Γ１（Ｆｅ５Ｚｎ２１）、Γ（Ｆｅ３Ｚｎ１０）  があり、これらの合金相はＦｅ含有率が高い相ほど硬質である。即ち、Γ相やΓ１  相が硬質で、次がδ１  相であり、ζ相は最も軟質である。これらの合金相は、Ｆｅ−Ｚｎ合金めっき皮膜中に地鉄側からＦｅ含有率の多い相の順、即ち、Γ相、Γ１  相、δ１  相、ζ相の順、に存在する。合金化度が低いと、めっき表層に合金化していない、非常に軟らかいＺｎ金属（η相）が残存することもある。合金化の程度が進むと、めっき表面のη相が消失し、さらにはζ相も消失して、Γ相および／もしくはΓ１  相とδ１  相とからなる組織を持つめっき層となる。合金化の程度が大きいほど一般にめっき層は硬質になる。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
このような合金化熱処理  （ガルバニール処理）  を施した合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、溶融亜鉛めっき鋼板に比べて、耐食性、塗装性、溶接性が改善される一方で、プレス成形性が低下することが知られている。
【０００７】
この合金化熱処理によるプレス成形性の劣化に関して、めっき表層が、Ｆｅ濃度が低い軟質なＦｅ−Ｚｎ合金相  （ζ相）  である場合には、金型表面を鋼板が摺動する際にめっき層と金型表面の凝着現象などにより摺動性が劣化し、これがめっき剥離  （フレーキング）  や鋼板のプレス割れの原因になる。めっき皮膜のＦｅ濃度が高い場合には、鋼板／めっき界面近傍に硬質なΓ、Γ１  、δ１ｃ相が形成されるため、めっき層の粉化  （パウダリング）  が発生しやすくなる。この現象が発生すると、金型に剥離片が付着し押込み疵の原因となる。つまり、めっき表層が軟らかくても、硬くてもプレス成形性の劣化につながる。
【０００８】
合金化溶融亜鉛めっき鋼板のプレス成形性の改善については、めっき皮膜を比較的硬度のバランスが取れたδ１  主体のＦｅ−Ｚｎ合金相にすることにより、特に耐パウダリング性の向上を狙った提案がこれまでにいくつかある。
【０００９】
例えば、特開昭６１−２２３１７４号公報には、溶融亜鉛めっき終了後、急速加熱して鋼板温度を  ５５０〜７００  ℃に昇温させた後、めっき表層に液相が残存する状態から急冷して  ４５０〜５３０  ℃に保持するヒートパターンを提示している。しかし、このヒートパターンでは、合金化完了後にζ相が残存しやすく、更に合金化度を高めてもめっき表層には柱状晶の形状が残存し易くなるため、耐パウダリング性を改善できても、摺動性は十分に改善できるものではない。
【００１０】
特開平２−３１０３５２号公報には、鋼板を最高到達温度  ４５０〜５２５  ℃に昇温し、合金化が完了した後、  ３５０〜２５０  ℃で所定時間加熱することにより、耐パウダリング性を改善することが提案されている。しかし、前段の加熱温度が摺動性に悪いζ相が出現し易い温度領域を含んでいる上、たとえζ相が消失しても、後段の加熱温度が３５０  ℃以下で提示されている保持時間では、とうてい摺動性を改善できるものではない。
【００１１】
特開平１−２７２７５２号公報には、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を一旦冷却した後、０≧７．４７−Ｔ／９３．７−ｌｏｇ  ｔ、且つ０≦９．６２−Ｔ／９２．３−ｌｏｇ  ｔ  ［ｔ：加熱時間（ｓ）  、Ｔ：加熱温度  （℃）  ］  を満足する条件下で再加熱することが提案されている。この再加熱ヒートパターンによって耐パウダリング性能を改善しようとするものである。実施例中に４００  ℃×２４時間のデータが示されているが、このような長時間の加熱は連続めっきライン内で実施することは不可能である。また、この公報には摺動性の改善効果については触れられていない。
【００１２】
このように、合金化溶融亜鉛めっき鋼板については、めっき皮膜が硬度のバランスのよいδ１  主体であっても、耐パウダリング性と摺動性をいずれも満足できる水準にすることは困難であり、合金化溶融亜鉛めっき鋼板のプレス成形性の一層の改善が求められている。
【００１３】
本発明は、摺動性に優れ、耐パウダリング性も良好であり、従ってプレス成形性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板と、その製造方法を提供することを課題とする。具体的には、δ１  主体のめっき皮膜において、従来にない手法で、特に耐パウダリング性を低下させずにめっき皮膜の摺動性を著しく改善することが本発明の課題である。
【００１４】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、δ１  主体のめっき皮膜を持つ合金化溶融亜鉛めっき鋼板の摺動性の向上を図るべく検討した。
【００１５】
まず、摺動性を改善する手段として、軟質なζ相を極力低減し、比較的平滑で硬度の高いδ１  相をめっき表層に形成させるために、ζ相が形成されない比較的高温域  （５００  ℃以上）  まで急速昇温し、合金化を完了させることにより、めっき最表層を平滑なδ１  相にする。こうして軟質なζ相をめっき表面から消失させると、摺動性は大幅に改善される。この材料への上記温度での加熱処理を続けると、構造的には同じδ１  相でありながら、Ｆｅ％が増加するため、摺動性が更に改善される。即ち、δ１  相のＦｅ％増加はめっき皮膜の硬質化につながり、摺動性が改善される。ところが、このような加熱処理は、皮膜中のＦｅ％増加により、耐パウダリング性の低下も同時に生じ、非常に硬質なδ１ｃ、Γ１  、Γの各相の成長を伴うため、実際には採用できない。
【００１６】
そこで、δ１  相中の表面近傍のＦｅ％は増加させるが、合金化度  （めっき皮膜中の平均Ｆｅ％）  の増加とδ１ｃ相、Γ１  相、Γ相の成長は伴わない熱処理条件を検討した。即ち、上記のように、ζ相が消失する高温処理（５００〜５５０  ℃）  で合金化を終えた後、合金化度の増大やδ１ｃ、Γ１  、Γ各相の成長を伴わない４６０  ℃以下の温度まで急冷する。この時点では、めっき表層の組織はδ１  相になっているものの、δ１  相は  ７．４〜１１．３質量％の範囲のＦｅ濃度をとることができるため、δ１  相にＦｅの濃度勾配ができており、δ１  相内で素地鋼板に近いほどＦｅ濃度が高く、逆にめっき表面に近いほどＦｅ濃度が低い傾向がある。そのため、めっき表面のδ１  相のＦｅ濃度は、δ１  相が取り得る上記Ｆｅ濃度範囲の下限に近い値  （即ち、７．４  質量％かそれよりやや高い値）  となり、摺動性の改善効果が小さい。そこで、この急冷後、Γ相とΓ１  相中ではＦｅとＺｎの相互拡散がほとんど起こらず、δ１  相中では容易に  （時間で１〜４０秒のうちに）  にＦｅとＺｎの相互拡散が起こる  ３５０〜４６０  ℃の範囲に適切な時間だけ温度保持すると、δ１  相内でＦｅが濃度勾配を解消する方向、即ち、めっき表面に向かう方向に拡散するため、合金化度を実質的に増大させずに最表層のδ１  相のＦｅ濃度を増加させることができ、耐パウダリング性を低下させずに摺動性を大幅に改善することができる。
【００１７】
これらの知見に基づいて完成した本発明は、平均Ｆｅ濃度が  ８．５〜１３質量％のＦｅ−Ｚｎ合金めっき層を備え、このめっき層にはζ相が存在せず、酸化物を除いためっき最表層がδ１  相から構成され、このめっき最表層のＦｅ濃度が８．０  質量％以上であり、かつめっき表面の算術平均粗さＲａが１．２  μｍ以下であることを特徴とする、摺動性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板である。
【００１８】
別の面から、本発明は、溶融亜鉛めっき浴から出て、めっき付着量が調整された溶融亜鉛めっき鋼板を、  ５００〜５５０  ℃の間の最高到達温度まで３０℃／ｓ以上で昇温させてめっき層を合金化した後、鋼板温度が４６０  ℃以下になるまで２０℃／ｓ以上の冷却速度で急冷し、その後  ３５０〜４６０  ℃の温度Ｔ  （℃）  にて下記（１）  式を満たす時間ｔ（ｓ）  の温度保持を行うことを特徴とする、平均Ｆｅ濃度が  ８．５〜１３質量％のＦｅ−Ｚｎ合金めっき層を備えた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法である：
ｔ≧５×１０−７／ＥＸＰ［−１１３３０／（Ｔ＋２７３）］  ‥‥  （１）。
【００１９】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法について詳細に説明する。なお、以下の説明において、％は特に指定のない限り、質量％である。
【００２０】
（１）  平均Ｆｅ濃度：  ８．５〜１３％
合金化溶融亜鉛めっき鋼板のＦｅ−Ｚｎ合金めっき層の平均Ｆｅ濃度はめっき層の合金化度の尺度である。このＦｅ−Ｚｎ合金めっき層の平均Ｆｅ濃度は、実施例に関して後述するように、めっき層だけを溶解した溶液の化学分析により決定することができる。
【００２１】
めっき層の平均Ｆｅ濃度が８．５  ％未満と低いと、上述した急冷後の短時間の温度保持中に最表層のδ１  相のＦｅ濃度が８．０  ％以上になるようにＦｅを拡散させ、摺動性の改善を確保することが困難となるため、摺動性が低下する。一方、めっき層の平均Ｆｅ濃度が１３％を越えると、この急冷後の温度保持中に耐パウダリング性に悪影響を及ぼすδ１ｃ、Γ１  、Γ層が成長するのを抑制することが困難となり、特にΓ層の厚みを１μｍ以下にすることが困難となって耐パウダリング性が低下する。摺動性と耐パウダリング性を両立させるため、めっき層の平均Ｆｅ濃度は  ８．５〜１３％とする。好ましい範囲は  ９．０〜１２％である。
【００２２】
（２）  最表層のδ１  相のＦｅ濃度：８．０  ％以上
前述したように、δ１  相が取りうるＦｅ濃度は  ７．４〜１１．３％の範囲である。合金化過程でη相およびζ相が消失する熱処理条件で合金化を完了すると、δ１  相が主体のＦｅ−Ｚｎ合金めっき層が生成するので、表面酸化物を除いためっき最表層がδ１  相から構成されるめっき皮膜となる。
【００２３】
その後、合金化が進行して耐パウダリング性を劣化させるΓ相等の析出が起こらないように急冷した場合には、めっき層断面におけるＦｅの濃度勾配が大きくなるため、めっき最表層のδ１  相のＦｅ濃度は、δ１  相のＦｅ濃度の下限である７．４  ％近傍の低い濃度にとどまる。このように最表層のδ１  相のＦｅ濃度が低くても、めっき表層にζ相が残存している場合に比較すれば、摺動性の改善はいくらか認められるが、その効果は小さい。
【００２４】
そのため、本発明では、ζ相が形成されない比較的高温域で合金化を完了させた後、急冷して、δ１  相を主体とし、ζ相を含まないＦｅ−Ｚｎ合金めっき層を形成し、めっき最表層がδ１  相からなるＦｅ−Ｚｎ合金めっき層にした後、さらに低温域で短時間の温度保持を行って、δ１  相内のＦｅの濃度勾配を小さくする。それにより、δ１  相内のＦｅは、Ｆｅ濃度の高い内部からＦｅ濃度の低い低いめっき最表層に向かって拡散するので、めっき最表層のＦｅ濃度が増大する。こうして、δ１  相からなるめっき最表層のＦｅ濃度を８．０  ％以上にすると、ζ相が残存した材料に較べて、耐パウダリング性を損なわずに摺動性を著しく改善することができる。めっき最表層のＦｅ濃度は好ましくは８．５  ％以上である。
【００２５】
このδ１  相からなるめっき最表層のＦｅ濃度は、めっき皮膜の表面に通常存在する酸化物層の直下の領域のδ１  相のＦｅ濃度であり、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の試料の断面をＥＤＸ  （エネルギー分散Ｘ線分光法）  により定量分析することで求めることができる。本発明では、めっき皮膜の断面の酸化物層の直下から  ０．５〜２μｍの厚み部分のめっき最表層について上記方法で分析したＦｅ濃度を、めっき最表層のＦｅ濃度とする。
【００２６】
（３）  めっき表面の算術平均粗さＲａ：１．２  μｍ以下
合金化溶融亜鉛めっき鋼板の表面の算術平均粗さＲａが１．２  μｍを越えると、めっき最表層がδ１  相であっても、プレス時の金型との接触面積が減少し、単位面積当たりの面圧増加につながるため、めっき皮膜の破壊や変形の原因となり、摺動性が低下するので、Ｒａを１．２  μｍ以下にする。Ｒａは好ましくは１．０  μｍ以下である。
【００２７】
合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっき表面のＲａは、めっき表層の組織により影響を受け、表層が高硬度で平滑なδ１  相であるとＲａは１．２  μｍ以下となる。一方、合金化熱処理時の昇温速度や加熱温度が低く、軟質のζ相が表層に部分的に現れたり、ζ相の形状がそのまま残存してしまった場合には、表面粗さが大きくなり、Ｒａが１．２  μｍを越えるようになる。
【００２８】
（４）  製造方法
めっき層の平均Ｆｅ濃度が  ８．５〜１３％で、めっき層にζ相が存在せず、δ１  相がめっき最表層を形成し、このめっき最表層のＦｅ濃度が８．０  ％以上であり、めっき表面の算術平均粗さＲａが１．２  μｍ以下である本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、次に述べる方法で、好ましくは連続溶融亜鉛めっきライン内にて製造することができる。
【００２９】
溶融亜鉛めっき工程まで  （即ち、母材鋼板のめっき前処理作業と溶融めっき作業）  には特に制限はなく、従来より一般的に採用されている条件で実施すればよい。めっき前処理は、溶融めっきライン内で実施しても、ライン外で実施してもよい。めっき条件は、例えば、めっき浴中Ａｌ濃度０．０８〜０．１３％、浴温  ４５０〜４７０  ℃、侵入板温  ４５０〜４８０  ℃の範囲とすることができる。
【００３０】
素材の鋼板にも特に制限はなく、熱延鋼板と冷延鋼板のいずれでもよく、鋼種も用途に合わせて適宜選択することができる。溶融亜鉛めっきの付着量は、一般に製品として用いられている２５〜８０ｇ／ｍ２  の範囲とすることができる。この付着量は、めっき浴の出側に設けた適当な付着量制御手段  （例、ガスワイピングノズル）  により制御される。
【００３１】
本発明によれば、溶融亜鉛めっき浴からで出て、めっき付着量が調整された溶融亜鉛めっき鋼板に対して、次の  （ａ）〜（ｃ）  の処理を順に行う：
（ａ）    ５００〜５５０  ℃の間の最高到達温度まで３０℃／ｓ以上で昇温させて、めっき層を合金化し、
（ｂ）  鋼板温度４６０  ℃以下になるまで２０℃／ｓ以上の冷却速度で急冷し、
（ｃ）  最後に  ３５０〜４６０  ℃の温度で熱処理を施す。
【００３２】
合金化熱処理工程（ａ）  において、鋼板の最高到達温度が５００  ℃未満で合金化が完了した場合、ζ相がめっき表層に残存し易くなり、後段の工程（ｃ）  の低温加熱によりＦｅをめっき最表層に拡散させても、短時間でめっき最表層のＦｅ濃度を８．０  ％以上にすることは困難であり、悪くすればζ相が残存し、摺動性の改善を果たすことができない。一方、５５０  ℃を越えた最高到達温度で合金化を完了した場合、めっき層の平均Ｆｅ濃度が上記のように  ８．５〜１３％の範囲内であると、Γ相の成長を耐パウダリング性の劣化がない範囲に抑制することが困難となり、耐パウダリング性の低下を免れることができない。
【００３３】
合金化熱処理温度までの昇温速度が３０℃／ｓより小さいと、めっき表層にζ相が残存し易くなるため、めっき表面の算術平均粗さＲａが増大し、摺動性の改善が得られない。昇温速度は好ましくは４０℃以上である。加熱手段は、このような昇温速度が可能であれば、輻射加熱、高周波誘導加熱、通電加熱等何れであってもよい。  ５００〜５５０  ℃の範囲での合金熱処理の加熱時間は、合金化完了時のめっき皮膜の平均Ｆｅ濃度が  ８．５〜１３％となるように設定する。この時間は通常は３〜３０秒程度である。
【００３４】
上記温度での熱処理により合金化を完了させて、ζ相が存在せず、δ１  相が主体となるＦｅ−Ｚｎ合金めっき皮膜を形成した後、鋼板温度を２０℃／ｓ以上の急冷により４６０  ℃以下に下げる。この時の冷却温度が４６０  ℃より高かったり、冷却速度が２０℃／ｓより小さいと、冷却による合金化の進行停止の程度が不十分となり、Γ相等の析出により耐パウダリング性が低下する。好ましい冷却温度は  ３８０〜４５０  ℃の範囲である。冷却方法は、空冷、ミスト冷却等、公知の適当な手段を利用すればよい。
【００３５】
この急冷で得られたＦｅ−Ｚｎ合金めっき層は、めっき最表層に比較的硬質で平滑性に優れたδ１  相が現れているものの、めっき層の断面方向におけるＦｅ濃度勾配が大きいため、めっき最表層のδ１  相のＦｅ濃度は、δ１  相のＦｅ濃度の下限である７．４  ％近傍と低くなる。そのため、このままでは、摺動性の改善に必要な８．０  ％以上というめっき最表層のＦｅ濃度を達成することができない。
【００３６】
そこで、急冷後に  ３５０〜４６０  ℃という比較的低い温度範囲内の温度Ｔ  （℃）  で下記（１）  式を満たす時間ｔ（ｓ）  の温度保持を行い、δ１  相内のＦｅを鋼板側からめっき表層側に拡散させてＦｅ濃度勾配を小さくすることにより、めっき表層のＦｅ濃度を８．０  ％以上に増大させ、摺動性の改善を図る：
ｔ≧５×１０−７／ＥＸＰ［−１１３３０／（Ｔ＋２７３）］  ‥‥  （１）。
【００３７】
保持温度Ｔが４６０  ℃より高いと、前述のように合金化の進行停止が不十分となり、３５０  ℃より低いと、ライン内熱処理が可能な短時間の温度保持では、めっき最表層のＦｅ濃度を８．０  ％以上まで増大させるようにＦｅを拡散させることが困難である。保持時間ｔは、保持温度Ｔにおいてめっき最表層のＦｅ濃度を８．０  ％以上に増大させるのに必要な時間を実験的に決定したものである。めっき皮膜中のＦｅ濃度勾配をさらに小さくするには、保持時間ｔを下記（１’）式を満たすように設定すればよい：
ｔ≧７×１０−７／ＥＸＰ［−１１３３０／（Ｔ＋２７３）］  ‥‥  （１’）  。
【００３８】
上記（１）  式を満たす保持時間ｔは、具体的には、温度Ｔが３５０  ℃の場合で３９．６秒以上、４００  ℃の場合で１０．２秒以上、４６０  ℃の場合で２．６  秒以上であり、溶融めっきライン内で採用可能な時間である。保持時間の上限は特に制限されないが、ライン内で実施する場合には６０秒以内とすることが好ましく、さらに好ましくは４０秒以内である。
【００３９】
こうして製造された本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、その後、必要に応じてレベラーやスキンパスロールにより軽く圧下する。さらに、常法に従って化成処理  （クロメート処理、リン酸亜鉛処理等）  を施してもよく、さらに適当な塗装を施して塗装鋼板として出荷することもできる。これらの化成処理、または化成処理と塗装は、溶融めっきライン内で実施してもよく、ライン外で実施することもできる。
【００４０】
本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、従来品と同様に、自動車、家電製品、建材をはじめとする多くの用途に使用でき、摺動性と耐パウダリング性のいずれも良好であるので、疵や割れを作らずに円滑にプレス成形することができる。また、合金化溶融亜鉛めっき鋼板に固有の優れた耐食性、化成処理性、塗装性、溶接性といった特性ももちろん備えている。
【００４１】
【実施例】
質量％で、Ｃ：０．００３  ％、Ｓｉ：０．０２％、Ｍｎ：０．２５％、Ｐ：０．００７  ％、Ｓ：０．０１％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２５  ％、Ｔｉ：０．０３％、Ｎｂ：０．０１％、Ｎ：０．００２５％の成分を含有する板厚０．７  ｍｍの冷延鋼板のコイル材を供試鋼板とし、縦型連続溶融亜鉛めっき装置を用いて、この供試鋼板に次のようにして溶融亜鉛めっきと合金化熱処理を施した。
【００４２】
供試鋼板をまず７５℃の１０  ｖｏｌ％  ＮａＯＨ溶液で脱脂洗浄し、露点−４０℃のＮ２＋２０％Ｈ２  ガス雰囲気中で８２０  ℃×６０秒の焼鈍を施した。焼鈍後、浴温近傍まで鋼板を冷却し、浴中Ａｌ濃度０．０７〜０．３  ％、浴温４６０  ℃の溶融亜鉛めっき浴に３秒間浸漬し、ガスワイピング方式により片面当たりめっき付着量を６０ｇ／ｍ２  に調整した。引き続き、得られた溶融亜鉛めっき鋼板を、高周波誘導加熱装置を用いて種々のヒートパターンの合金化熱処理とその後のＦｅ拡散のための低温温度保持を行った。冷却速度は、風量と水ミスト量を変化させて調整した。室温まで冷却した後、最後に実機に合わせて、スキンパスロールにより伸び率０．８  ％の調質圧延を施した。
【００４３】
こうして得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板を供試材として、下記の要領でめっき皮膜中の平均Ｆｅ濃度、めっき組織、めっき表面Ｆｅ濃度、算術平均表面粗さＲａを調べるとともに、プレス成形における耐パウダリング性の評価試験と摺動性の尺度となる摩擦係数の測定を行った。これらの結果を表１にまとめて示す。
【００４４】
（１）  めっき皮膜の平均Ｆｅ濃度：
供試材から直径２５  ｍｍ  の試料を採取し、０．５  体積％のインヒビター  （朝日化学製「イビット７１０Ｎ」）  を含有する１０％ＨＣｌ  水溶液でめっき層を溶解した。得られた溶液をＩＣＰ発光分光法により元素分析して単位面積当たりのＺｎとＦｅの質量を求め、めっき皮膜の平均Ｆｅ濃度を算出した。
【００４５】
（２）  めっき組織：
供試材の別の試料を用いてＸ線回折により、めっき最表層の組織とめっき層中のζ相の有無を調べた。使用したＸ線回折装置は、理学電気製ＲＵ−２００であり、線源にはＣｏＫαを用いて、管球電圧３０  ＫＶ  、管球電流１００  ｍＡ、照射時間：３０  ｍｉｎ、速度２°／ｍｉｎの条件下で測定を行った。ζ相については、ζ  （０２１）面のピーク回折強度を測定した。この強度が２０  ｃｐｓ以下であると、ノイズとの識別が不可能となるので、ζ相無しと判断した。
【００４６】
最表層の合金相は、η  （１０３）面のピーク回折強度が２０  ｃｐｓ以下であることを確認し、η相（Ｚｎ）と上記のζ相（ＦｅＺｎ１３）のどちらも存在しないと判断できたことから、δ１  相（ＦｅＺｎ７）  であると断定した。δ１（２４１）面のピーク回折強度はいずれの試料も２０  ｃｐｓよりはるかに高かった。
【００４７】
（３）  めっき最表層のＦｅ濃度：
供試材の試験片の断面を鏡面研磨し、ＥＤＸ  （ＰＨＩＬＩＰＳ  製ＥＤＡＸ  ９１００  、スポッサイズ１μｍ）  を用いて、断面からＦｅ濃度について定量分析し、酸化物層の直下から  ０．５〜２μｍの厚みの最表層のＦｅ濃度を求めた。
【００４８】
（４）  算術平均表面粗さＲａ：
東京精密製三次元表面粗さ計を用いて、カットオフ８ｍｍでＲａを６回測定し、その平均値としてＲａを求めた。
【００４９】
（５）  耐パウダリング性：
供試材から打ち抜いた直径６０  ｍｍ  の試験片に、防錆油として出光興産製ＳＫＷ  ９２を２ｇ／ｍ２塗油し、ポンチ直径３０  ｍｍ  、ダイス直径３５．４  ｍｍ  、ダイス型半径３Ｒ、ブランクホルダー圧：５００  ｋｇｆ  で円筒絞り試験を行った。円筒絞り前後の重量を測定し、皮膜のパウダリング量を測定した。
【００５０】
（６）  摩擦係数：
供試材から切断した３０×２７０  ｍｍの試験片を用いて、高面圧Ｕ型成形試験  （図１参照）  により摩擦係数を測定した。試験片には、防錆油として出光興産製ＳＫＷ  ９２を２ｇ／ｍ２塗油し、ブランクホルダー圧：  ７５０〜１５００  ｋｇｆ、成形速度６０  ｍｍ／ｍｉｎ  でＵ成形を行い、摩擦係数  （μ＝ｄＦ／２ｄＰ）  を算出した。使用工具  （ポンチおよびダイス）  は、試験ごとにエメリー紙＃６００  でクロス方向に研磨した。
【００５１】
【表１】
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表１からわかるように、本発明で規定する要件を満たす合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、１供試材当たりのパウダリング量が１７  ｍｇ  以下と耐パウダリング性が良好で、摩擦係数が０．２１以下と低く、摺動性にも優れている。これに対し、比較例の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、耐パウダリング性か摺動性の一方が低下し、この２つの特性を両立させることができない。
【００５２】
図２には、昇温速度が４０℃／ｓ、合金化温度が５３０  ℃、冷却速度が２５℃／ｓと同じで、急冷後の温度保持  （後段加熱）  の条件だけが異なる供試材について、後段加熱温度と温度保持時間に対するプレス成形性の優劣をグラフ化して示す。図２のグラフにおいて、○は耐パウダリング性と摺動性がいずれも良好  （パウダリング量が１供試材当たり２０  ｍｇ  以下、摩擦係数が０．２２以下）  でプレス成形性に優れていることを意味し、×は少なくとも一方が不芳でプレス成形性がよくないことを意味する。
【００５３】
図２からわかるように、急冷後の温度保持の加熱温度が３５０  ℃より低いか、または４６０  ℃より高いと、プレス成形性の評価が×となる。この加熱温度が３５０  〜４６０  ℃の範囲でも、保持時間が上記（１）  式で規定する時間  （図中の曲線）  より短いと、やはりプレス成形性の評価が×となる。
【００５４】
【発明の効果】
本発明により、合金化熱処理後に、連続溶融亜鉛めっきライン内で実施可能な比較的短時間の低温域での温度保持により、Ｆｅ−Ｚｎ合金めっき皮膜の組織を制御し、耐パウダリング性能を低下させずに摺動性を改善することができるため、プレス成形性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板を安定して製造することが可能となる。
【図面の簡単な説明】
【図１】高面圧Ｕ型成形試験に使用する試験装置の概要を示す模式的断面図である。
【図２】実施例の結果を示すグラフである。
【符号の説明】
１：試験片                            ２：ダイス
３：ダイス溝                        ４：ビード
５：ポンチ                            ６：しわ押さえ
【図１】
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【図２】
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