(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．００１〜０．００５％、Ｓｉ：０．０１０〜０．０４０％、Ｍｎ：０．０５〜０．２５％、Ｐ：０．０１０〜０．０３０％を含み、かつ前記Ｓｉ、ＭｎおよびＰは、０．０３０％≦Ｓｉ＋Ｐ＋Ｍｎ／２０≦０．０７０％を満たして含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼板の少なくとも一方の面上に合金化溶融亜鉛めっき層を有してなり、上記めっき層は、付着量が２５〜６０ｇ／ｍ２、Ｆｅ含有率が９〜１４％、ζ相厚さが０．５μｍ以下およびΓ相厚さが１．５μｍ以下であることを特徴とする表面外観およびプレス成形性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項２】
請求項１において、鋼板組成がさらに、質量％でＴｉ：０．０１０〜０．０６０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０４０％のうちの１種または２種を含有してなることを特徴とする表面外観およびプレス成形性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項３】
請求項２において、ＴｉおよびＮｂがさらに、質量％で
０．０１５％≦Ｔｉ＋Ｎｂ≦０．０５０％、かつ
０．０１０％≧Ｔｉ−（４８Ｃ／１２＋４８Ｓ／３２＋４８Ｎ／１４）
の関係を満たして含有してなることを特徴とする表面外観およびプレス成形性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項４】
上記鋼板がさらに、質量％で
Ｓｂ：０．００１〜０．１０％
を含有してなることを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の表面外観およびプレス成形性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項５】
質量％で、Ｃ：０．００１〜０．００５％、Ｓｉ：０．０１０〜０．０４０％、Ｍｎ：０．０５〜０．２５％、Ｐ：０．０１０〜０．０３０％を含み、かつ前記Ｓｉ、ＭｎおよびＰは、０．０３０％≦Ｓｉ＋Ｐ＋Ｍｎ／２０≦０．０７０％を満たして含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼板の少なくとも一方の面上に溶融亜鉛めっきを施し、５００〜５２０℃の温度範囲で１０〜１５秒の合金化処理することにより、付着量が２５〜６０ｇ／ｍ２、Ｆｅ含有率が９〜１４％、ζ相厚さが０．５μｍ以下およびΓ相厚さが１．５μｍ以下のめっき層を付与することを特徴とする表面外観およびプレス成形性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項６】
請求項５において、鋼板組成がさらに、質量％でＴｉ：０．０１０〜０．０６０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０４０％のうちの１種または２種を含有してなることを特徴とする表面外観およびプレス成形性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項７】
請求項６において、ＴｉおよびＮｂがさらに、質量％で、
０．０１５％≦Ｔｉ＋Ｎｂ≦０．０５０％、かつ
０．０１０％≧Ｔｉ−（４８Ｃ／１２＋４８Ｓ／３２＋４８Ｎ／１４）
の関係を満たして含有してなることを特徴とする表面外観およびプレス成形性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項８】
上記鋼板がさらに、質量％で、Ｓｂ：０．００１〜０．１０％を含有してなることを特徴とする請求項５〜７のいずれか１項に記載の表面外観およびプレス成形性に優れた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】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、自動車用防錆表面処理鋼板 (鋼帯も含む) として用いられる合金化溶融亜鉛めっき鋼板、特に不めっき、さざ波、合金化むらがない表面外観であって、プレス成形性（耐パウダリング性、摺動性）にも優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板（以下、ＧＡと略記することもある）に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
合金化溶融亜鉛めっき鋼板は安価で防錆性に優れるため自動車用鋼板として広く用いられている。そして、この合金化溶融亜鉛めっき鋼板には、耐食性が求められるほかに、表面外観が良好であること、プレス成形における耐パウダリング性や摺動性が良好であることも求められる。
ＧＡにおける表面外観の不良要因としては、不めっき、さざ波、合金化むらなどが挙げられる。不めっきは、鋼板上にめっきが付着していない部分のことであり、外観を損なうばかりか、防錆性にも悪影響を及ぼすので避けなければならない。従来から、この不めっきは、Si、Mn、Ｐといった鋼板の強度向上のための合金元素が増加したときに発生しやすいこと、めっき前の焼鈍時にこれら強化元素が酸化物等として鋼板表面に生成し、これが鋼板と亜鉛との濡れ性を低下させることに起因してことが知られている。
【０００３】
また、さざ波はめっきが鋼板上に付着しているものの、めっき浴表面の酸化膜を巻き込み付着したものと思われる部分があって、酸化膜の巻き込み部は付着量も多いために、他の部分と色が異なることおよび形状が凸となることから外観むらとして観察されるものである。さらに、合金化処理において、この酸化物を巻き込んだ部分は他の部分と合金化速度が異なり、付着量も多いため、表面形状が凸になっていることもあって白い外観を呈し、他の部分と色調が異なって見える。さざ波も、不めっきと同様に、強化元素の増加により発生しやすいため、鋼板表面に生成した強化元素の酸化物等の影響により、浴表面の酸化膜が付着しやすくなり生成するものと考えられる。
合金化むらは、合金化速度の相違によっておこるものであり、未合金部が残存するためにＧＡ表面の色の違いとなり、外観上、むらとなって観察されるものである。ＧＡの合金化速度は、合金化温度、めっき浴中Al濃度に大きく依存する。
【０００４】
一方、合金化溶融亜鉛めっき鋼板のプレス成形性に対してはめっき層の性状が大きく影響する。ＧＡでは、亜鉛と鋼板（Fe）との拡散によりZn−Fe合金めっき相が生成して、めっき層の鋼板側にはΓ相 (Γ相とΓ１相を含む) が、めっき層の表面側にはζ相が生成する。このうち、Γ相は、Fe含有率が高く、硬くてもろい相であるため、めっき密着性を阻害し、特にプレス加工時にパウダリングと呼ばれるめっき剥離欠陥の原因となる。また、ζ相は柔らかい相であるため、プレス加工時の摺動性を阻害して、プレス割れの原因となる。
【０００５】
ところで、上述した表面外観やプレス成形性を向上させるため、これまでにも多くの試みがなされてきた。
例えば、鋼板とZnとの濡れ性低下による不めっきやさざ波欠陥に関しては、特開平７−７０７２３号公報に、焼鈍により鋼板中の成分を鋼板表面に濃化させ、この濃化層を酸洗により除去した後、再度加熱し、めっきを行う方法が提案されている。しかし、この方法では２度の焼鈍及び酸洗の工程が必要であるので、コスト上昇を招くことが避けられない。
合金化むらについては、特開平５−１３２７４８号公報に、浴中Al量を鋼中のTi及びＰ量で規定する方法が提案されている。しかし、鋼中の元素量は出鋼ごとに異なるので、コイル単位で浴中Ａｌ量を変更することは極めて困難であり、コスト的にも不利となる。
また、不めっき、合金化むら及び耐パウダリング性を改善する方法としては、特開平６−８８１８７号公報に、焼鈍後亜鉛めっきする前の鋼板上に、Fe、Ni、Co、Cuなどの金属被膜層を形成する方法が提案されている。しかし、通常の連続溶融亜鉛めっきラインでは焼鈍後亜鉛めっきをするまでに金属被膜を生成させる設備はなく、設備の新設を伴ので、こうした被膜形成処理を必要とする方法は実用化が困難である。
【０００６】
一方、摺動性改善については、特開平１−３１９６６１号公報に、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の上層に鉄系電気めっきを施す方法が開示されている。しかし、この方法は、通常の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造工程にさらに電気めっき工程が加わるため、工程が煩雑になるうえに、コストの上昇も避けられない。
さらに、耐パウダリング性と摺動性（コイル内での摩擦係数の安定性）を向上させる方法として、特開平９−１６５６６２号公報では、浴温を４７０℃以下、高侵入板温、４９５℃以上５２０℃以下での高温合金化により、軟質なζ相の生成が抑制され、さらにミクロ的な合金化がおこるため耐パウダリング性に優れることが示されている。また、特開平９−１６５６６３号公報では、浴温４６０℃以下の低浴温、４９５℃以上５２０℃以上の高温合金化により、同様の効果が示されている。
しかし、浴温と侵入板温に差を持たせた操業では浴温が安定しないばかりか、浴温の変動や、鋼板近傍と他の部分での浴温度差によりドロスの発生が増加し、鋼板へのドロス付着による外観不良となる。また、高温または低温で鋼板を浴中に侵入させると、鋼板から浴への熱の伝導により浴温が上昇または低下するので、浴温を安定させるためにはZn浴を通常以上に冷却や加熱するための温度制御装置等が必要となる。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
このように、合金化溶融亜鉛めっき鋼板における表面外観やプレス成形性を向上させるための従来の方法では、新たな工程や設備の付加を必要としたり、めっき操業の安定性に欠けるといった問題があった。
そこで本発明は、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する際に、従来技術が抱えていた上記の問題を解消可能な、表面外観やプレス成形性の優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造技術を提供することを目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
発明者らは、通常、めっき浴中Al濃度の急激な変化は無いにもかかわらず、合金化むらが発生することなどに鑑みて、コイルの違いによる合金化速度の相違、すなわち鋼板中の微量な含有元素量の相違が、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の表面外観やプレス成形性に影響を及ぼしているとの予測のもとに、鋼板の成分組成の観点から詳細に実験・検討を行った。その結果、上記課題を解決するには、Si、MnおよびＰの含有量を所定の関係を満たすように成分調整することが極めて重要であることを知見し、本発明に想到した。すなわち、本発明の要旨構成は以下のとおりである。
【０００９】
（１）質量％で、Ｃ：０．００１〜０．００５％、Ｓｉ：０．０１０〜０．０４０％、Ｍｎ：０．０５〜０．２５％、Ｐ：０．０１０〜０．０３０％を含み、かつ前記Ｓｉ、ＭｎおよびＰは、０．０３０％≦Ｓｉ＋Ｐ＋Ｍｎ／２０≦０．０７０％を満たして含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼板の少なくとも一方の面上に合金化溶融亜鉛めっき層を有してなり、上記めっき層は、付着量が２５〜６０ｇ／ｍ２、Ｆｅ含有率が９〜１４％、ζ相厚さが０．５μｍ以下およびΓ相厚さが１．５μｍ以下であることを特徴とする表面外観およびプレス成形性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【００１０】
(2)  上記 (1)において、鋼板組成がさらに、質量％で
Ti：０．０１０〜０．０６０％、
Nb：０．００５〜０．０４０％のうちの１種または２種を含有してなることを特徴とする表面外観およびプレス成形性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【００１１】
(3)  上記(2) において、TiおよびNbがさらに、質量％で
０．０１５％≦Ti＋Nb≦０．０５０％、かつ
０．０１０％≧Ti−（４８Ｃ／１２＋４８Ｓ／３２＋４８Ｎ／１４）
の関係を満たして含有してなることを特徴とする表面外観およびプレス成形性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【００１２】
(4)  上記鋼板がさらに、質量％で
Sb：０．００１〜０．１０％
を含有してなることを特徴とする(1) 〜(3) のいずれかに記載の表面外観およびプレス成形性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【００１４】
（５）質量％で、Ｃ：０．００１〜０．００５％、Ｓｉ：０．０１０〜０．０４０％、Ｍｎ：０．０５〜０．２５％、Ｐ：０．０１０〜０．０３０％を含み、かつ前記Ｓｉ、ＭｎおよびＰは、０．０３０％≦Ｓｉ＋Ｐ＋Ｍｎ／２０≦０．０７０％を満たして含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼板の少なくとも一方の面上に溶融亜鉛めっきを施し、５００〜５２０℃の温度範囲で１０〜１５秒の合金化処理することにより、付着量が２５〜６０ｇ／ｍ２、Ｆｅ含有率が９〜１４％、ζ相厚さが０．５μｍ以下およびΓ相厚さが１．５μｍ以下のめっき層を付与することを特徴とする表面外観およびプレス成形性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（６）上記鋼板組成がさらに、質量％でＴｉ：０．０１０〜０．０６０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０４０％のうちの１種または２種を含有してなることを特徴とする表面外観およびプレス成形性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（７）上記において、ＴｉおよびＮｂがさらに、質量％で、
０．０１５％≦Ｔｉ＋Ｎｂ≦０．０５０％、かつ
０．０１０％≧Ｔｉ−（４８Ｃ／１２＋４８Ｓ／３２＋４８Ｎ／１４）
の関係を満たして含有してなることを特徴とする表面外観およびプレス成形性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（８）上記鋼板がさらに、質量％で、Ｓｂ：０．００１〜０．１０％を含有してなることを特徴とする上記（５）〜（７）のいずれかに記載の表面外観およびプレス成形性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００１５】
【発明の実施の形態】
はじめに、本発明における重要な知見について説明する。発明者らは、合金化速度に及ぼす元素の影響を調査した。合金化速度の指標として、保持時間１２秒て合金化が終了する、つまり合金層中のFe量が８％を超えるために必要な合金化温度（限界合金化温度）を用いた。その根拠は、合金化終了までにこれ以上の時間がかかると、未合金（合金化むら）の原因となること、生産性の悪化を招くためである。
合金元素の含有量が異なる鋼板に亜鉛めっきを行い、その合金化温度との関係を調べた結果、図１に示すように、合金化温度はSi＋Ｐとともに増す傾向はみられるが、強い相関関係とは言えなかった。そこで、さらにMn含有量を考慮したパラメータで整理すると、図２に示すようになり、Si＋Ｐ＋Mn／２０と極めて密接な関係を示し、Si＋Ｐ＋Mn／２０の増加とともに、合金化が直線的に遅滞することがわかった。
このような傾向が現れるのは、不めっきやさざ波欠陥と同様に、SiやMnの酸化物の表面濃化及びＰの粒界偏析によって鉄の拡散速度が抑制されたためであると考えられる。
【００１６】
一方、合金化温度の相違により、めっき密着性や摺動性が異なる。
まず、密着性を評価するため、カップ絞り試験によるめっきの剥離量を調査した結果を図３に示す。合金化温度が５２０℃を超えると、めっきの剥離量が増してめっき密着性が低下する。このとき、Γ相の量も増えていることから、５２０℃を超える高温で合金化すると、鋼板との界面に生成するΓ相が層状に生成し、界面の凹凸が減少して密着力が弱くなったためであると考えられる。また、図４に示すように、合金化温度が５００℃未満まで低下すると、軟質なζ相が生成しやすくなるために、摺動性は劣化する。さらに、合金化むらを抑制するためにはある範囲内の合金化温度域で、合金化が終了することが必要である。発明者らが、操業条件を解析した結果、合金化むらを発生させないためには、限界合金化温度の差を２０℃以内にする必要があるという知見を得た。
【００１７】
以上の知見をまとめると、密着性と摺動性を兼ね備え、かつ合金化むらを起こさないようにするためには、合金化温度を５００℃以上、５２０℃以下とすることが必要であること、また、合金化温度を５００℃以上、５２０℃以下とするためには、図２より、鋼板のSi、MnおよびＰの含有量が、０．０３０％≦Si＋Ｐ＋Mn／２０≦０．０７０％を満たすことが必要であるといえる。
【００１８】
さらに、発明者らの調査によると、鋼板元素含有量が変化したとき、めっき層のζ量が同量でも摺動性の相違が観察された。この摺動性の相違のメカニズムを調査したところ、ＧＡ表面の形状、具体的には表面に生成するクレータ数が異なることがわかった。そして、このクレータ数は鋼板中のSi、Mn、Ｐ量を増加させると低減することを見いだし、このクレータの制御には鋼板中の強化元素の添加量を制御すればよいことがわかった。ここで言うクレータはＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）などによって観察されるめっき層厚の薄い部分であり、殆どの場合、鋼板の結晶粒と対応している。クレータ（ＳＥＭ像）の例を図５に示す。
【００１９】
クレータの生成機構は以下のように推定される。
鋼板中にSi、Ｐ、Mnの含有量が多い場合には、Ｐの粒界偏析やSiやMnの表面酸化物が粒界上に優先的に生成するため、粒界での鉄の拡散が抑制され凸部が形成されにくく、平滑な表面形状となる。一方、粒界の拡散を抑制する元素が少ない場合には、結晶の粒内に比べて粒界での鉄の拡散速度が速いため、粒界においてアウトバ−ストと呼ばれる合金相が生成し、拡散の遅い粒内のＺｎをも取り込んで合金相となり凸部となる。そして、拡散の遅い粒内では、合金相の発達は遅く少ないため凹部（クレータ）となる。このようにして生成したＧＡ表面の凹凸は、摺動時にはヤスリとしての効果をもたらし、摩擦抵抗を増加、摺動性を劣化させると考えられる。
このようなクレーターを発生させないためには、Si：０．０１０％以上、Mn：０．０５％以上、Ｐ：０．０１０％以上が必要であることもわかった。
【００２０】
次に、各成分元素の限定理由について説明する。
Ｃ：０．００１〜０．００５％
Ｃは、多量に含有すると深絞り性を低下させるので０．００５％以下とする。一方、ある程度の鋼板強度を確保するために、また通常操業における脱炭限界を考慮して０．００１％を下限の含有量とする。
【００２１】
Si：０．０１０〜０．０４０％
Siは、０．０４０％を超えると不めっきやさざ波を発生させるため０．０４０％以下とする。一方、Si含有量が０．０１０％未満では、ＧＡ表面に形成する前述のクレータの数が多すぎあるいは合計クレータ面積が大きすぎ、摺動性が低下するので、０．０１０％以上のSiは含有させる必要がある。
【００２２】
Mn：０．０５〜０．２５％
Mnは、０．２５％を超えて含有すると不めっき、さざ波を発生させるので、０．２５％以下に制限する必要があるが、０．０５％に満たないと、ＧＡ表面に形成するクレータの数が多すぎあるいは合計クレータ面積が大きすぎ、摺動性が低下するので、０．０５％以上のMnは含有させる必要がある。
【００２３】
Ｐ：０．０１０〜０．０３０％
Ｐは、０．０３０％を超えて含有すると不めっき、さざ波を発生させるので、０．０３０％以下に制限する必要があるが、０．０１０％に満たないと、ＧＡ表面に形成するクレータの数が多すぎあるいは合計クレータ面積が大きすぎ、摺動性が低下するので、０．０１０％以上のＰは含有させる必要がある。なお、好ましくは、０．０１２％以上、さらに好ましくは０．０１５％以上含有させるのがよい。
これらSi、MnおよびＰは、前述したように、密着性及び摺動性を備え、かつ合金化むらを発生させないために、５００〜５２０℃の温度範囲で合金化処理するのが最適であることから、０．０３０％≦Si＋Ｐ＋Mn／２０≦０．０７０％を満たす含有量であることが必要である。
【００２４】
Ti：０．０１０〜０．０６０％、Nb：０．００５〜０．０４０％
Tiは、炭窒化物形成元素、Nbは炭化物形成元素であり、深絞り性を向上させるために必要に応じて添加する。Tiの０．０１０％未満、Nbの０．００５％未満では、その効果が不十分なので、Tiは０．０１０％以上、Nbは０．００５％以上とする。過剰に添加しても効果は飽和するので、Tiの上限は０．０６０％、Nbの上限は０．０４０％とする。なお、より好ましくは、Tiを０．０１０〜０．０３５％の範囲で含有させるのがよい。異方性の低減の観点からは、Nbを０．００５〜０．０３０％の範囲で含有させると効果がある。
０．０１５％≦Ti＋Nb≦０．０５０％、かつ
０．０１０％≧Ti−（４８Ｃ／１２＋４８Ｓ／３２＋４８Ｎ／１４）
合金化むらをより厳しく制限するには、合金化速度に影響を与える過剰のTiを制限する必要がある。従って、０．０１５％≦Ti＋Nb≦０．０５０％、かつ、０．０１０％≧Ti−（４８Ｃ／１２＋４８Ｓ／３２＋４８Ｎ／１４）を満たす範囲でTiを含有させるのがよい。
【００２５】
Sb：０．００１〜０．１０％
Sbは、スラブ加熱時や還元雰囲気中加熱時におこる窒化を抑制して、鋼板最表面の硬化を抑制するのに有用な元素であり、必要に応じて添加することができる。このような窒化抑制効果は０．００１％以上で得られが、この効果は０．１０％を超えても飽和してしまうので０．１０％以下とする。
鋼組成としては、上述した以外に必要に応じて、Ｂ，Ca，ＲＥＭなどを添加してもよい。Ｂは粒界に偏析し、耐２次加工脆性を改善する元素であり、０．００１％を超えて添加しても効果が飽和するので、０．００１％以下の添加が望ましい。
【００２６】
上述した成分組成を有する鋼板の少なくとも一方の面上に、合金化溶融亜鉛めっきを施す。めっき層の付着量は、防錆性を確保するために片面当たり２５ｇ／ｍ２は必要であるが、耐パウダリング性を維持するためには６０ｇ／ｍ２以下とするのが好ましい。また、Fe含有率（Γ相、ζ相などのめっき層の平均値）は、η相が十分消滅し、ζ相が低減する９％以上は含有することが好ましく、一方、耐パウダリング性を確保する上より１４％以下とするのが好ましい。さらに、めっき層のζ相量としては、摺動性の観点より定電位測定法でζ相厚０．５μｍ以下とするのが好ましい。ただし、摺動性の向上のためにはζ相厚を低減するほどよいが、０μｍとするのは困難である。また、めっき層のΓ相厚は耐パウダリング性の観点から、定電位測定法で１．５μｍ以下とするのが好ましい。ただし、耐パウダリング性の観点からすると、Γ相をできるかぎり低減するのが望ましいが、０μｍとするのは困難である。
【００２７】
なお、定電位測定法によるζ相およびΓ相の厚さの測定条件を以下に記す。
0003912014.tif 000002
とし、各電位で正の電流が流れなくなる（ζ相またはΓ相の溶解が終了する）までの電気量を測定した。
ζ相およびΓ相の厚みは、電気化学当量より、以下の式にて求めた。
ζ相またはΓ相の厚さ（μｍ）＝Ａ／Ｓ×（Ｍ／２）／（Ｆ×ρ）×１０−６
0003912014.tif 000003
【００２８】
本発明にしたがう合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造するには、通常の方法で極低炭素冷延鋼板を製造した後、溶融亜鉛めっきを施し、合金化処理を行うことによって製造することができる。これらの工程で望ましい条件は、例えば、冷間圧延後の鋼板は、まず、防錆油等を除去する工程により、鋼板の清浄化を行う。さらに焼鈍工程においては、再結晶が終了する温度条件で、かつ、還元性雰囲気の条件とする。かくする事によって、めっき浴に侵入する際に鋼板表面の鉄酸化物ができるだけ生じないようにするのである。また、めっき浴条件としては、Ａｌ濃度：０．１３〜０．１５％程度であり、浴温：４５０〜４９０℃程度が好ましい。より好ましくは、Ａｌ濃度：０．１３５〜０．１４５％、浴温：４５５〜４７５℃の範囲である。引き続き行う合金化処理においては、保持温度：５００〜５２０℃の範囲の合金化温度で、保持時間としては、１０〜１５秒処理することが必要である。
【００２９】
【実施例】
表１、表２に示す成分の各種鋼を転炉にて溶製し、連鋳にて厚さ230 ｍｍのスラブとした。このスラブを１１５０℃×６０分で再加熱して、仕上げ温度（ＦＤＴ）を９００℃、巻取温度（ＣＴ）を５００℃として４ｍｍ厚の熱延コイルに熱間圧延した。次いで、酸洗ラインにて、鉄の酸化膜を溶解除去し、冷間圧延を行い板厚 0.7ｍｍの冷延鋼板とした。これらの冷延鋼板を連続溶融亜鉛めっきライン（ＣＧＬ）にて、露点−３０℃、焼鈍温度８００℃で再結晶焼鈍した後、浴中Al量を０．１３５％とした溶融亜鉛浴に浸漬して溶融亜鉛めっきした。このとき、めっき付着量はワイピングにより調整した。その後、５００〜５２０℃、１０〜１５秒とした加熱により合金化処理して合金化融亜鉛めっき鋼板を製造した。
【００３０】
【表１】
0003912014.tif 000004
【００３１】
【表２】
0003912014.tif 000005
【００３２】
得られたＧＡ鋼板について、めっき付着量、めっき層Fe含有率、ζ相およびΓ相の厚さを測定するとともに、不めっき・さざ波、合金化むら、耐パウダリング性、摺動性（摩擦係数）を評価した。これら項目の測定、評価方法は以下のとおりである。
0003912014.tif 000006
とし、各電位で正の電流が流れなくなる（ζ相またはΓ相の溶解が終了する）までの電気量を測定した。
ζ相およびΓ相の厚みは、電気化学当量より、次式にて求めた。なお、合金化むらとなってη相が残存している場合には、−９３０ｍＶでη＋ζ相厚さを示す。
ζ相またはΓ相の厚さ（μｍ）＝Ａ／Ｓ×（Ｍ／２）／（Ｆ×ρ）×１０−６
0003912014.tif 000007
・耐パウダリング性：
プレス油を１．５ｇ／ｍ２塗布した後、エリクセン試験機にて、ブランク径６０ｍｍφ、ポンチ径３３ｍｍφ（絞り比１．８２）でカップ絞りを行った（絞りきる）。カップ外側円周をテープにて剥離し、目視により黒化度を求め評価した。
黒化度１：剥離少なし、・・・・、５：剥離多し
・摺動性（摩擦係数）
圧延方向１０ｍｍ幅に剪断し、バリをとり、プレス油を片面当たり１．５ｇ／ｍ２塗布し、平板摺動試験機を用いて、摺動速度１０００ｍｍ／ｍｉｎ、面圧４ｋｇ／ｍｍ２、摺動距離５０ｍｍで摺動試験を行い、１５ｍｍ〜４５ｍｍまでの引き抜き荷重から摩擦係数を求めた。
得られた結果を、表３および表４にまとめて示す。
【００３３】
【表３】
0003912014.tif 000008
【００３４】
【表４】
0003912014.tif 000009
【００３５】
これらの表から、発明例はすべて、不めっき・さざ波、合金化むらが発生することのない良好な表面外観を呈しており、しかもめっき層のFe含有率、ζ相厚み、Γ相の厚みが適正となり、耐パウダリング性および摺動性の点でも問題がない、良好なプレス成形性を有していることがわかる。
【００３６】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明によれば、鋼板の合金元素を適正範囲に制御することにより、表面外観とプレス成形性とが共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。したがって、本発明では鋼板の合金元素量の制御のみでこれら特性を向上させうるので、新たな工程や設備の付加を必要とせず、また操業の安定性にも優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造技術を提供できる。
【図面の簡単な説明】
【図１】合金化温度と鋼板中Si＋Ｐとの関係を示すグラフである。
【図２】合金化温度と鋼板中Si＋Ｐ＋Mn／２０との関係を示すグラフである。
【図３】カップ絞りでの剥離量およびΓ量に及ぼす合金化温度の影響を示す図である。
【図４】めっき層中のζ量に及ぼす合金化温度の影響を示す図である。
【図５】合金化溶融亜鉛めっき鋼板の表面に観察されるクレータ例を示す金属顕微鏡組織写真である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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