JPWO2011052269A1 - 合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法 - Google Patents

Abstract

この合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、鋼板と；前記鋼板の少なくとも一方の面に形成され、０．０５質量％以上０．５質量％以下のＡｌと、６質量％以上１２質量％以下のＦｅとを含有し、残部がＺｎ及び不可避的不純物からなる合金化溶融亜鉛めっき層と；前記合金化溶融亜鉛めっき層の表面に形成され、０．１ｍｇ／ｍ２以上１００ｍｇ／ｍ２以下のＭｎと、１ｍｇ／ｍ２以上１００ｍｇ／ｍ２以下のＰと、Ｚｎとを含有し、Ｐ／Ｍｎ比が０．３以上５０以下であるＭｎ、Ｚｎ、Ｐの複合酸化物層と；を備える。前記合金化溶融亜鉛めっき層は、前記合金化溶融亜鉛めっき層と前記複合酸化物層５との界面に、１０％以上７０％以下の面積率を有する平坦部と、この平坦部よりも前記鋼板に近い位置にある粗面部とを有する。前記Ｍｎ、Ｚｎ、Ｐの複合酸化物層は、アモルファス化合物を含有する。

Description

本発明は、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とに関する。特に、深絞り性に格段に優れる合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法とに関する。
本願は、２００９年１０月２６日に、日本に出願された特願２００９−２４５８７１号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。

合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、塗装密着性、塗装後耐食性、溶接性などの特性に優れるため、自動車をはじめとして、家電、建材等に非常に多く使用されている。合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、鋼板表面に溶融亜鉛をめっきした後、直ちに亜鉛の融点以上の温度に鋼板を加熱保持することにより製造される。このように、溶融亜鉛めっきされた鋼板を加熱保持すると、鋼板中のＦｅが亜鉛めっき中に拡散し、Ｚｎ−Ｆｅ合金が形成される。しかしながら、鋼板の組成及び組織によって合金化速度が大きく異なるため、このＺｎ−Ｆｅ合金の形成を制御するためにはかなり高度な技術を要する。また、複雑な形状にプレスされる自動車用鋼板には、非常に高い成形性が要求される。特に、近年では、自動車の耐食性への要求が高まっているため、合金化溶融亜鉛めっきが自動車用鋼板として適用されるケースが増加している。

自動車の車体形状が一段と複雑になるにつれ、鋼板の成形性に対する要求も一段と厳しくなっている。そのため、従来よりも深絞り性等の成形性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板が要求されている。成形性、特に深絞り性を向上させるためには、鋼板のｒ値（ランクフォード値ｒ）を上げることが有効であることが知られている。

合金化溶融亜鉛めっき鋼板のｒ値を上げるためには、Ｃを極めて低いレベルにまで低減した上でＴｉを添加するＴｉ添加極低炭素ＩＦ鋼、あるいはＴｉとＮｂを複合添加するＴｉ−Ｎｂ添加極低炭素ＩＦ鋼を母材として使用することが一般的である。例えば、特許文献１及び特許文献２には、鋼板の成分と熱延条件と焼鈍条件とを規定して高延性かつ高ｒ値を有する鋼板を製造し、この鋼板の表面に溶融めっきを行う溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法が開示されている。

しかしながら、これらの鋼板は、成形性向上を目的として固溶Ｃ及び固溶Ｎの量を低下させているため、溶融亜鉛めっきの合金化における合金化速度が非常に速い。したがって、溶融亜鉛めっきの合金化が進みすぎてΓ相が厚く成長し、合金化溶融亜鉛めっき鋼板のパウダリング性が低下するという課題がある。

一方、自動車分野においては、衝突時に乗員を保護する機能と燃費向上を目的とした軽量化とを両立させるため、高強度のめっき鋼板も必要とされている。鋼板の強度を高めるためには、Ｃ添加量を増やすことが有効であるが、Ｃを添加した高強度鋼板は、上記軟鋼板のようにｒ値を高めることができなくなる。

特開昭５９−７４２３１号公報 特開昭５９−１９０３３２号公報

従来のプレス成形では、成形時の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の摩擦係数を低減させることに重点が置かれていた。しかしながら、より複雑な形状でのプレス性を向上させるためには、高面圧下での成形性を考慮する必要がある。
そこで、本発明は、上記問題点を解決する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とを提案する。

本発明者らは、溶融亜鉛めっき鋼板の生産性およびめっき密着性を低下させずに成形性を向上させる手段を種々検討した。その結果、本発明者らは、めっき表面の平坦部の面積率を最適化し、この平坦部にＭｎ、Ｚｎ、Ｐの複合酸化物層を形成させることにより、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の成形性を著しく向上できることを見出して本発明に至った。
本発明の趣旨は、以下のとおりである。

（１）本発明の一態様に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、鋼板と；前記鋼板の少なくとも一方の面に形成され、０．０５質量％以上０．５質量％以下のＡｌと、６質量％以上１２質量％以下のＦｅと、必要によりＰｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｂｅ、Ｂｉ、希土類元素の少なくとも１種を２質量％以下含有し、残部がＺｎ及び不可避的不純物からなる合金化溶融亜鉛めっき層と；前記合金化溶融亜鉛めっき層の表面に形成され、０．１ｍｇ／ｍ^２以上１００ｍｇ／ｍ^２以下のＭｎと、１ｍｇ／ｍ^２以上１００ｍｇ／ｍ^２以下のＰと、Ｚｎとを含有し、Ｐ／Ｍｎ比が０．３以上５０以下であるＭｎ、Ｚｎ、Ｐの複合酸化物層と；を備え、前記合金化溶融亜鉛めっき層は、前記合金化溶融亜鉛めっき層と前記複合酸化物層５との界面に、１０％以上７０％以下の面積率を有する平坦部と、この平坦部よりも前記鋼板に近い位置にある粗面部とを有し、前記Ｍｎ、Ｚｎ、Ｐの複合酸化物層は、アモルファス化合物を含有する。
（２）上記（１）に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板では、前記Ｍｎ、Ｚｎ、Ｐの複合酸化物層の厚みが０．１ｎｍ以上１００ｎｍ未満であってもよい。
（３）上記（１）に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板では、前記Ｍｎ、Ｚｎ、Ｐの複合酸化物層の厚みが０．１ｎｍ以上１０ｎｍ未満であってもよい。
（４）上記（１）または（２）に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板では、前記Ｍｎ、Ｚｎ、Ｐの複合酸化物層がリン酸基、亜リン酸基、次亜リン酸基の少なくとも１種を含んでもよい。
（５）上記（１）または（２）に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板では、前記粗面部の表面粗さＲａが０．５μｍ以上１０μｍ以下の範囲であり、前記平坦部の表面粗さＲａが０．０１μｍ以上０．５μｍ未満であってもよい。
（６）上記（１）または（２）に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板では、前記合金化溶融亜鉛めっき層の結晶格子面間隔ｄが１．２３７ÅのＸ線回折強度ＩηとＳｉ粉末標準試料における結晶格子面間隔ｄが３．１３ÅのＸ線回折強度ＩＳｉとの比Ｉη／ＩＳｉが、０．０００６以下であり、前記合金化溶融亜鉛めっき層の結晶格子面間隔ｄが１．２６ÅのＸ線回折強度ＩζとＳｉ粉末標準試料における結晶格子面間隔ｄが３．１３ÅのＸ線回折強度ＩＳｉとの比Ｉζ／ＩＳｉが、０．０００５以上であり、前記合金化溶融亜鉛めっき層の結晶格子面間隔ｄが１．２２２ÅのＸ線回折強度ＩΓとＳｉ粉末標準試料における結晶格子面間隔ｄが３．１３ÅのＸ線回折強度ＩＳｉとの比ＩΓ／ＩＳｉが、０．００４以下であってもよい。
（７）上記（１）または（２）に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板では、前記鋼板が、質量％で、０．０００１％以上０．００４％以下のＣと、０．００１％以上０．１５％以下のＳｉと、０．０１％以上１．０％以下のＭｎと、０．００１％以上０．１％以下のＰと、０．０１５％以下のＳと、０．００１％以上０．１％以下のＡｌと、０．００２％以上０．１０％以下のＴｉと、０．０００５％以上０．００４５％以下のＮとを含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなってもよい。
（８）上記（７）に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板では、前記鋼板が、さらに、質量％で、０．００２％以上０．１０％以下のＮｂを含有してもよい。
（９）上記（７）に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板では、前記鋼板が、さらに、質量％で、０．０００１％以上０．００３％以下のＢを含有してもよい。
（１０）上記（７）に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板では、前記鋼板のｒ値が、１．６以上２．２以下であってもよい。
（１１）上記（１）または（２）に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板では、前記鋼板が、質量％で、０．００４％超０．３％以下のＣと、０．００１％以上２％以下のＳｉと、０．０１％以上４．０％以下のＭｎと、０．００１％以上０．１５％以下のＰと、０．０１５％以下のＳと、２％以下のＡｌと、０．０００５％以上０．００４％以下のＮとを含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなってもよい。
（１２）上記（１）または（２）に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板では、前記Ｍｎ、Ｚｎ、Ｐの複合酸化物層が水溶性Ｐ化合物を含んでもよい。
（１３）本発明の一態様に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法では、鋼板に溶融亜鉛めっきをし；合金化処理を施して０．０５％以上０．５％以下のＡｌと６％以上１２％以下のＦｅとを含む合金化溶融亜鉛めっき層を形成し；調質圧延を行った後、前記合金化溶融亜鉛めっき層の表面に、Ｍｎが０．１ｍｇ／ｍ^２以上１００ｍｇ／ｍ^２以下、Ｐが１ｍｇ／ｍ^２以上１００ｍｇ／ｍ^２以下、Ｐ／Ｍｎ比が０．３〜５０となるように処理液を調節して、Ｍｎ、Ｚｎ、Ｐの複合酸化物層を形成する。
（１４）上記（１３）に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法では、伸長率０．３％以上２．０％以下の調質圧延を行ってもよい。
（１５）上記（１３）または（１４）に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法では、前記処理液は、塗装コーターを使用して前記合金化溶融亜鉛めっき層の表面に塗布されてもよい。

本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、深絞り性に優れるため、加工度が大きな成形を行うことができる。特に、本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、高面圧下での成形性が高いため、複雑な形状にプレスを行うことができる。また、本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法では、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の生産性およびめっき密着性を低下させることなく、成形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。

合金化溶融亜鉛めっき鋼板の限界絞り比（ＬＤＲ）とｒ値との関係を示すグラフである。 平坦部を形成する前の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の一例を示す概略図である。 平坦部を形成した後の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の一例を示す概略図である。 本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の実施形態を示す概略図である。

以下、本発明の一実施形態について詳細に説明する。なお、本発明において％は、特に明記しない限り、質量％を意味する。

本発明の一実施形態の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、図２Ｃに示すように、鋼板１と、この鋼板１の少なくとも一方の面に形成された合金化溶融亜鉛めっき層２と、この合金化溶融亜鉛めっき層２の表面に形成された複合酸化物層５とを有する。合金化溶融亜鉛めっき層２は、０．０５％以上０．５％以下のＡｌと、６％以上１２％以下のＦｅと必要に応じた元素とを含有し、残部がＺｎおよび不可避的不純物からなる。また、複合酸化物層５は、０．１ｍｇ／ｍ^２以上１００ｍｇ／ｍ^２以下のＭｎと、１ｍｇ／ｍ^２以上１００ｍｇ／ｍ^２以下のＰと、Ｚｎとを含有する。さらに、この複合酸化物層５のＰ／Ｍｎ比は、質量比で０．３以上５０以下である。合金化溶融亜鉛めっき層２は、複合酸化物層５との界面に、１０％以上７０％以下の面積率を有する平坦部３と、この平坦部３よりも鋼板１に近い位置にある粗面部４とが形成されている。なお、粗面部４の表面粗さＲａは、平坦部３の表面粗さＲａよりも大きい。

本実施形態では、合金化溶融亜鉛めっき層２のＡｌ組成を０．０５〜０．５％に限定している。Ａｌ組成が０．０５％未満では、合金化処理時においてＺｎ‐Ｆｅ合金化が進みすぎ、地鉄（鋼板１）とめっき層（合金化溶融亜鉛めっき層２）との界面に脆い合金層が発達しすぎる。そのため、地鉄とめっき層との間のめっき密着性が劣化する。また、Ａｌ組成が０．５％を超えると、非常に厚いＦｅ‐Ａｌ‐Ｚｎ系バリア層が形成され、合金化処理時において合金化が進まない。そのため、目的とする鉄含有量のめっきが得られない。Ａｌ組成は、０．１〜０．４％であることが好ましく、０．１５〜０．３５％であることがさらに好ましい。

また、Ｆｅ組成は、６〜１２％に限定する。Ｆｅ組成が６％未満では、めっき表面のＺｎ−Ｆｅ合金化が十分でなく、プレス成形性が著しく劣位である。また、Ｆｅ組成が１２％を超えると、めっきと鋼板１（地鉄）との界面に脆い合金層が発達し過ぎてめっき密着性が劣化する。Ｆｅ組成は、８〜１２％であることが好ましく、９〜１１．５％であることがさらに好ましい。

本実施形態における合金化溶融亜鉛めっき層２中には、合金化時のＦｅの含有率の違いにより、複数の合金相が存在する。これらの合金相には、例えば、η相、ζ相、δ₁相、Γ相、Γ₁相がある。η相は、軟らかいため、プレス時にめっきが金型と凝着してフレーキングと呼ばれるめっき剥離を起こしやすい。このフレーキングは、摩擦係数が高く摺動性が低い軟質の相が、金型と凝着することにより剥離する現象である。また、Γ相、Γ₁相は、硬くて脆いため、加工時にパウダリングと呼ばれるめっき剥離を起こしやすい。このパウダリングは、硬質で脆い相が加工時に粉状となって剥離する現象である。従って、成形性と密着性とに優れた合金化溶融亜鉛めっき層２を得るためには、めっき層中のη相、Γ相及びΓ₁相を可能な限り減らし、ζ相、δ₁相の少なくとも１種を主な合金相にする必要がある。

本実施形態において、η相は、ａ＝２．６６Å、ｃ＝４．９４Åの格子定数を有する六方晶であるＺｎ相である。また、ζ相は、ａ＝１３．４Å、ｂ＝７．６Å、ｃ＝５．０６Å、β＝１２７．３°の格子定数を有する単斜晶の金属間化合物である。このζ相の金属間化合物は、ＦｅＺｎ_１３であると考えられる。また、δ_１相は、ａ＝１２．８Å、ｃ＝５７．４Åの格子定数を有する六方晶の金属間化合物である。このδ_１相の金属間化合物は、ＦｅＺｎ_７であると考えられる。また、Γ_１相は、ａ＝１７．９６Åの格子定数を有する面心立方晶の金属間化合物である。このΓ₁相の金属間化合物は、Ｆｅ_５Ｚｎ_２１またはＦｅＺｎ_４であると考えられる。また、Γ相は、ａ＝８．９７Åの格子定数を有する体心立方晶の金属間化合物である。Γ相の金属間化合物は、Ｆｅ_３Ｚｎ_１０であると考えられる。

本実施形態では、鋼板１の溶融亜鉛めっき後に加熱合金化によって、めっき中にＦｅを拡散させ、合金化溶融亜鉛めっき鋼板１０を製造する。このＦｅの拡散によって、ζ相、δ₁相、Γ₁相、Γ相の順にＦｅ−Ｚｎ金属間化合物が生成及び成長し、η相が消失する。η相が消失した後も合金化を続けると、Ｆｅが更に拡散し、ζ相が消失して、δ₁相、Γ₁相、Γ相が成長する。
ただし、Γ相が厚くなると、加工時にパウダリングと呼ばれるめっき剥離を起こしやすい。そのため、η相が消失し、Γ相が成長しないように合金化が行われることが望ましい。

具体的には、次のように、各合金相のＸ線結晶強度とＳｉ粉末標準試料における結晶格子面間隔ｄが３．１３ÅのＸ線回折強度との比（各合金相の量）を制御することが好ましい。すなわち、η相の結晶格子面間隔ｄが１．２３７ÅのＸ線回折強度ＩηとＳｉ粉末標準試料の上記Ｘ線回折強度ＩＳｉとの比Ｉη／ＩＳｉを、０．０００６以下（０を含む）にすることが好ましく、０．０００４以下（０を含む）であることがさらに好ましい。また、ζ相の結晶格子面間隔ｄが１．２６ÅのＸ線回折強度ＩζとＳｉ粉末標準試料の上記Ｘ線回折強度ＩＳｉとの比Ｉζ／ＩＳｉを、０．０００５以上にすることが好ましく、０．００１以上であることがさらに好ましい。このＸ線回折強度の比Ｉζ／ＩＳｉの上限は、０．１であってもよい。さらに、Γ相の結晶格子面間隔ｄが１．２２２ÅのＸ線回折強度ＩΓとＳｉ粉末標準試料の上記Ｘ線回折強度ＩＳｉとの比ＩΓ／ＩＳｉを、０．００４以下（０を含む）にすることが好ましく、０．００２以下（０を含む）であることがさらに好ましい。なお、このＸ線回折ではΓ相をΓ₁相と区別することは困難であり、Γ相にΓ₁相とを合わせてΓ相として取り扱う。

Ｉη／ＩＳｉが０．０００６以下では、η相が極微量であるため、フレーキングによるめっき密着性の低下が見られない。そのため、Ｉη／ＩＳｉは、０．０００６以下であることが好ましく、０．０００４以下（０を含む）であることがさらに好ましい。
また、ＩΓ／ＩＳｉが０．００４以下では、Γ相が十分薄いため、パウダリングによるめっき密着性の低下が見られない。そのため、ＩΓ／ＩＳｉは、０．００４以下であることが好ましく、０．００２以下（０を含む）であることがさらに好ましい。

特に、極低炭素ＩＦ鋼のように合金化速度が大きい鋼板では、ＩΓ／ＩＳｉを０．００４以下にするために、η相が略消失し、ζ相が残存するように適度な合金化を行うことが好ましい。また、Ｉζ／ＩＳｉが０．０００５以上では、合金化の進行によってΓ相がそれほど成長していないため、パウダリングによるめっき密着性の低下を抑制できる。そのため、Ｉζ／ＩＳｉは、０．０００５以上であることが望ましく、０．００１以上であることがさらに望ましい。

本実施形態において、δ₁相の量は、特に規定しない。しかしながら、δ₁相は、フレーキング及びパウダリングに対して、他の合金相より良好な性能を示すため、δ₁相の量は、多いほど好ましい。具体的には、δ₁相の結晶格子面間隔ｄが１．２３７ÅのＸ線回折強度Ｉδ₁とＳｉ粉末標準試料における結晶格子面間隔ｄが３．１３ÅのＸ線回折強度ＩＳｉとの比Ｉδ₁／ＩＳｉを０．００１以上にすることが好ましい。このＸ線回折強度の比Ｉδ₁／ＩＳｉの上限は、０．１であってもよい。

また、本実施形態において、亜鉛めっき中にＰｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｂｅ、Ｂｉ、希土類元素の少なくとも１種を２質量％以下含有、あるいは混入してあっても、本発明の効果は、損なわれない。上記元素の量によっては耐食性の改善等好ましい場合もある。合金化溶融亜鉛めっきの付着量については特に制約を設けない。ただし、耐食性の観点から合金化溶融亜鉛めっきの付着量は、２０ｇ／ｍ^２以上であることが好ましく、２５ｇ／ｍ^２以上であることがさらに好ましい。また、経済性の観点から合金化溶融亜鉛めっきの付着量は、１５０ｇ／ｍ^２以下であることが好ましく、１００ｇ／ｍ^２以下であることがさらに好ましい。

さらに、本実施形態においては、合金化溶融亜鉛めっき鋼板１０の成形性を向上させるために、合金化溶融亜鉛めっき層２の表面に複合酸化膜層５（複合酸化物皮膜）を形成させる。この複合酸化膜層５は、０．１〜１００ｍｇ／ｍ^２のＭｎと、１〜１００ｍｇ／ｍ^２のＰと、Ｚｎとを含有し、複合酸化膜層５中のＰ／Ｍｎ比は、０．３〜５０である。この複合酸化膜層５は、上述のように膜組成を制御し、Ｆｅ含有量の少ない合金化溶融亜鉛めっき層２とＭｎとを直接反応させることによって形成させることができる。そのため、この複合酸化膜層５は、非晶質化合物（アモルファス化合物）を含有し、このアモルファス化合物によって、合金化溶融亜鉛めっき鋼板表面のめっきの凝着を抑制し、潤滑性と化成処理性とを高めている。さらに、アモルファス化合物は、強い結晶構造（結晶質）を有する酸化物とは異なり、柔軟性を有するため、変形に容易に追従することができる。そのため、薄い複合酸化膜層であっても、加工時に新生面が生じにくい。

すなわち、Ｍｎ量が０．１ｍｇ／ｍ^２未満では、金型へのめっきの凝着を十分に抑制することができないため、成形性が劣る。Ｍｎ量が１００ｍｇ／ｍ^２を超えると、めっきの凝着を抑制する効果が飽和する。そのため、Ｍｎ、Ｚｎ、Ｐの複合酸化物層５のＭｎ量を０．１〜１００ｍｇ／ｍ^２に限定した。また、Ｐ量が１ｍｇ／ｍ^２未満では、複合酸化物層５による潤滑効果が十分でないため、成形性が劣る。Ｐ量が１００ｍｇ／ｍ^２を超えると、複合酸化物層５による潤滑効果が飽和する。そのため、Ｍｎ、Ｚｎ、Ｐの複合酸化物層５のＰ量を１〜１００ｍｇ／ｍ^２に限定した。より高い成形性が必要な場合には、Ｍｎ量を０．５〜１００ｍｇ／ｍ^２、Ｐ量を２〜１００ｍｇ／ｍ^２にすることが好ましく、Ｍｎ量を２〜７０ｍｇ／ｍ^２、Ｐ量を１０〜７０ｍｇ／ｍ^２にすることがさらに好ましい。

また、Ｐ／Ｍｎ比（質量比）が５０を超えると、複合酸化物層５の接着強度が低下する。Ｐ／Ｍｎ比が０．３未満では、目的とする複合酸化物が得られない。そのため、Ｐ／Ｍｎ比を０．３〜５０に限定した。合金化溶融亜鉛めっき層２とＭｎとが直接反応した反応部を複合酸化物層５の表面に形成させるためには、複合酸化物層５のＰ／Ｍｎ比は、０．３〜３０であることが好ましく、０．５〜２０であることがさらに好ましい。この反応部は、めっき層２と複合酸化物層５の密着性を高めると共に、複合酸化物層５の表面に存在することにより潤滑性も同時に高める効果を有する。

Ｍｎ、Ｚｎ、Ｐの複合酸化物層５のＺｎ量は、合金化溶融亜鉛めっき鋼板１０の成形性に大きな影響を与えないため、特に限定しない。合金化溶融亜鉛めっき鋼板１０の製造コストを抑制するために、Ｚｎ量を０．１〜３００ｍｇ／ｍ^２、Ｚｎ／Ｍｎ比を２０以下にすることが好ましい。

複合酸化物層５の厚みは、０．１ｎｍ以上１００ｎｍ未満の範囲が好ましい。複合酸化物層５の厚みが０．１ｎｍ以上であると、十分な凝着抑制効果及び潤滑効果が得られるため、成形性を向上させることができる。また、複合酸化物層５の厚みが１００ｎｍ未満であると、合金化溶融亜鉛めっき層２とＭｎとが直接反応した化合物領域（反応部）を複合酸化物層５の表面に確実に残すことができる。そのため、成形性を向上させる効果が飽和することなく、適切にコストを削減することができる。より高い成形性が必要とされる場合には、複合酸化物層５の厚みは、１ｎｍ以上であることがより好ましい。また、よりコストを重視する場合には、複合酸化物層５の厚みは、５０ｎｍ以下であることがより好ましい。複合酸化物層５の厚みが厚いほど、潤滑性は向上し、プレス時の鋼板の流れ込み量は大きくなるが、流れ込み量が大きすぎるとプレス成型時にシワの原因となるため、シワが発生し易い部品で最大限潤滑効果を発揮するためには、複合酸化物の厚みを１０ｎｍ未満とすることが好ましい。さらに、複合酸化物に必要とされる厚みは、後述する溶融亜鉛めっき層の平坦部３の面積率と表面粗さとに影響を受ける。平坦部３の面積率が大きいほど、めっき層と金型が接触する面積が増加し、複合酸化物層５による潤滑性向上効果が大きくなるため、複合酸化物の厚みが０．１ｎｍ以上１０ｎｍ未満であっても、十分な潤滑効果を得ることができる。

複合酸化物層５中の本Ｍｎ、Ｚｎ、Ｐ複合酸化物は、Ｍｎまたはその酸化物のイオンと、Ｚｎまたはその酸化物のイオンと、Ｐの酸化物からなる化合物とを反応させて生成させたアモルファス化合物である。このアモルファス化合物（複合酸化物層５）中には、リン酸基、亜リン酸基、次亜リン酸基の少なくとも１種が含まれることが好ましい。複合酸化物中にリン酸基、亜リン酸基、次亜リン酸基の少なくとも１種を含むことにより、複合酸化物皮膜の密着性と成膜性とが向上し、上述したような０．１ｎｍ以上１００ｎｍ未満の薄い皮膜であっても高い成形性が得られる。ただし、複合酸化物層５の最表面がリン酸基、亜リン酸基、次亜リン酸基のみを含む場合には、めっきの金型への凝着を十分に抑制できない場合がある。したがって、合金化溶融亜鉛めっき鋼板１０の成形性を向上させるためには、複合酸化物層５の最表面がＭｎと、リン酸基、亜リン酸基、次亜リン酸基の少なくとも１種とを反応させて生成する化合物を含むことが望ましい。亜鉛系めっき上に皮膜を生成させる場合には、Ｍｎと、リン酸基、亜リン酸基、次亜リン酸基の少なくとも１種とに加え、Ｚｎも反応させることにより製造コストを減らすことができる。このＭｎと、Ｐと、Ｚｎとが反応した化合物は、非常に高い潤滑性を有するため、複合酸化物層５の表面に含まれることが好ましい。また、Ｍｎ、Ｚｎ、Ｐ複合酸化物と水溶性Ｐ化合物との混合層を形成させることにより、面圧が高い部分での流入抵抗が小さくなり、高面圧での成形性が向上するため、複合酸化物層５中には水溶性Ｐ化合物が含まれることが好ましい。

なお、Ｌｉ、Ｂｅ、Ｃ、Ｆ、Ｎａ、Ｍｇ、Ｓｉ、Ｃｌ、Ｋ、Ｃａ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖ、Ｗ、Ｔｉ、Ｆｅ、Ｒｂ、Ｓｒ、Ｙ、Ａｌ、Ｎｂ、Ｃｓ、Ｂａ、ランタノイド類の何れか１種以上の元素のイオン及び酸化物、水酸化物、リン酸塩、亜リン酸塩、次亜リン酸塩、硫酸塩、硝酸塩等の化合物は、潤滑性、化成処理性、接着剤適合性（密着性）等の複合酸化物層５の特性に悪影響を与えない。そのため、これらのイオン及び化合物は、複合酸化物層５中にある程度（皮膜中に総量で１０％以下（０％を含む））混入してもよい。さらに、Ｃｒ、Ｃｄ、Ｐｂ、Ｓｎ、Ａｓは、微量（皮膜中に総量で１％以下（０％を含む））であれば、化成処理性の低下及び化成処理液の汚染のような悪影響をほとんど与えない。そのため、これらの元素が複合酸化物層５中に微量含まれていてもよい。

本実施形態において、Ｍｎ、Ｚｎ、Ｐの複合酸化物層５は、めっきの金型への凝着を抑制し、潤滑性を付与することによって合金化溶融亜鉛めっき鋼板１０の成形性を向上させる。ただし、成型加工時にめっき層が大きく変形し、新生面が現れ、この新生面が金型と接触すると、複合酸化物層５による成形性向上効果を生かすことができない。図２Ａに示すように、合金化溶融亜鉛めっき層２には、合金化反応時に凹凸（粗い表面）が発生するため、合金化溶融亜鉛めっき層２が高い面圧で金型と接触すると、成型時に凸部２３に応力が集中し、めっき層が大きく変形する。このため、高い面圧での成型時に複合酸化物層５による成形性向上効果を十分に発揮させることが困難である。したがって、本実施形態では、図２Ｂに示すように、予め凸部が平坦部３になるように変形（例えば、図２Ａ中の破線に対応する調質圧延）させ、変形した合金化溶融亜鉛めっき層２の上にＭｎ、Ｚｎ、Ｐの複合酸化物層５を形成させる。

具体的には、合金化溶融亜鉛めっき層２の表面は、平坦部３と、この平坦部３よりも鋼板１に近い位置（相対的に低い位置）にある粗面部４（凹部）とを有する。この平坦部３が占める面積率は、１０〜７０％であり、この平坦部３上には、Ｍｎ、Ｚｎ、Ｐの複合酸化物層５が形成されている。成型時には、この平坦部３は、金型と接触し、金型からの面圧を受ける。そのため、平坦部３の面積率が１０％以上あると、金型からの面圧を低下させることができるとともに、複合酸化物による成形性向上効果を十分に発揮させることができる。平坦部３の面積率が１０％未満であると、平坦部３にかかる金型からの面圧が大き過ぎるため、めっき層が変形して、成形性が低下する。したがって、合金化溶融亜鉛めっき層２の平坦部３の面積率は、１０％以上である。

平坦部３の面積が大きいほど、より高い面圧（より強い加工力）まで合金化溶融亜鉛めっき鋼板１０の成形性向上効果が得られる。そのため、平坦部３の面積率は、大きいほど好ましい。しかしながら、７０％を超える面積率の平坦部３を得るためには、めっき鋼板にかなり大きな変形を加える必要があり、同時に鋼板自体の材質を劣化させる。そのため、合金化溶融亜鉛めっき鋼板１０の総合的な性能を考慮すると、平坦部３の面積率は、７０％以下である。特に、面圧が高い金型で、加工度が大きな成形を行う場合には、新生面の発生を抑制するために、平坦部３の面積率は、２０％以上であることが好ましく、３０％以上であることがさらに好ましい。また、合金化溶融亜鉛めっき鋼板１０の母材（下地鋼板１）の特性を確実に確保するためには、平坦部３の面積率は、５０％以下であることが好ましく、４０％以下であることがさらに好ましい。

また、本実施形態において、平坦部３の表面粗さＲａは、０．５μｍ未満であることが好ましい。表面粗さが０．５μｍ未満であると、上述の反応部と金型との接触面積を高めることができ、成型加工時に平坦部３のめっき層の変形を抑制する。そのため、新生面と金型との接触に伴う問題が発生せず、十分な複合酸化物による成形性向上効果が得られる。加えて、上述の反応部と金型との接触面積をより高めるためには、平坦部３の表面粗さは、小さいほど好ましい。特に、面圧が高い金型で、加工度が大きな成形を行う場合には、上述の反応部と金型との接触面積をより高めるために、平坦部３の表面粗さは、０．３５μｍ未満であることがより好ましく、０．１５μｍ未満であることが更に好ましい。しかしながら、工業的に容易に制御できる表面粗さは、０．０１μｍ以上である。そのため、表面粗さの下限は、０．０１μｍであることが好ましい。０．０５μｍ以上であることがより好ましい。平坦部３の表面粗さを小さくすることによって、複合酸化物の反応部のほとんどが金型と直接接触できるようになるため、平坦部３の表面粗さＲａを０．５μｍ未満に制御できれば、複合酸化膜層の厚みを薄くしても十分な潤滑効果を得ることができる。

また、本実施形態において、平坦部３よりも相対的に低い位置にある粗面部４（凹部）は、鋼板を厚み方向に垂直な方向から観察した際、平坦部３よりもめっき層厚みが相対的に薄い部分である。この粗面部４の表面粗さＲａは、０．５μｍ以上１０μｍ以下で有ることが好ましく、１μｍ以上５μｍ以下であることがさらに好ましい。この粗面部４の表面粗さは、めっきの合金化処理条件によって決まる。粗面部４の表面粗さが１０μｍを超えるような合金化条件では、めっきと鋼板１との界面に脆い合金層が発達するため、めっき密着性が低下する。そのため、粗面部４の表面粗さは、１０μｍ以下であることが好ましく、５μｍ以下であることがさらに好ましい。また、粗面部４の表面粗さが０．５μｍ以上になるような合金化条件では、めっき表面のＺｎ−Ｆｅ合金化が十分に行われ、十分なプレス成形性を確保できる。そのため、粗面部４の表面粗さは、０．５μｍ以上であることが好ましく、１μｍ以上であることがさらに好ましい。また、平坦部３の表面粗さと粗面部４の表面粗さの差は、０．１μｍ以上あることが好ましい。

下地鋼板としては、熱延鋼板、冷延鋼板共に使用できる。下地鋼板の種類に関らず、めっき表面に１０％以上７０％以下の面積率の平坦部３を確保し、この平坦部３上にＭｎ、Ｚｎ、Ｐの複合酸化物層５を形成させることにより、成形性を向上させることが可能である。具体的には、鋼板のランクフォード値ｒ（ｒ値）とＴＺＰ試験で求められる限界絞り比Ｒとの関係が下記の（１）式を満たすことが可能である。
Ｒ≧０．３×ｒ＋１．７４・・・（１）

無処理の合金化溶融亜鉛めっき鋼板、及びＭｎ、Ｚｎ、Ｐの複合酸化物層５を形成させた合金化溶融亜鉛めっき鋼板１０について、ｒ値とＴＺＰ試験で求められる限界絞り比Ｒとの関係を調べた結果を図１に示す。図１（□）に示すように、無処理の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の限界絞り比Ｒは、（１）式を満足せず、すべて（２）式の範囲内である。
Ｒ＜０．３×ｒ＋１．６８・・・（２）
（２）式を満たす合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（または、下地鋼板）の加工性（ランクフォード値）を十分生かすことができず、深絞り性（金型との接触を考慮した加工性）が不十分である。また、図１（○）に示されるように、合金化溶融亜鉛めっき鋼板にＭｎ、Ｚｎ、Ｐの複合酸化物層５を形成させて、（１）式を満足させることによって、合金化溶融亜鉛めっき鋼板のｒ値を０．２以上向上させることと同等の深絞り性が確保できる。このように、本実施形態における複合酸化物層５の形成によって、より高いｒ値の合金化溶融亜鉛めっき鋼板（または、下地鋼板）を用いた場合と同じ成形性向上効果が得られる。本実施形態において、このｒ値換算の成形性向上効果が０．２未満である場合には、高い面圧の加工に必要とされる成形性の向上が不十分であるため、（１）式を満たす必要がある。図１（×）に示すように、上述の平坦部３及び形成した複合酸化物層５の条件を満たさない場合、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の限界絞り比Ｒは、（１）式を満足せず、（３）式の範囲内である。
０．３×ｒ＋１．６８≦Ｒ＜０．３×ｒ＋１．７４・・・（３）
（３）式を満たす合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、酸化物層を形成するコストを考慮すると、上述したように深絞り性が不十分である。
したがって、本実施形態では、（１）式を満たすように複合酸化物層５を形成した合金化溶融亜鉛めっき鋼板１０を選択することで、優れた深絞り性を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供できる。また、酸化物層を形成するコストを低減し、高面圧の加工に対して選択可能な合金化溶融亜鉛めっき鋼板の種類を増やすためには、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の限界絞り比Ｒは、（４）式を満たすことが好ましい。
Ｒ≧０．３×ｒ＋１．７７・・・（４）

合金化溶融亜鉛めっき層２の表面にＭｎ、Ｚｎ、Ｐの複合酸化物層５を形成させると、合金化溶融亜鉛めっき鋼板１０の深絞り性が向上する。この理由は、Ｍｎ、Ｚｎ、Ｐの複合酸化物層５の効果（潤滑性の向上）によって、しわ抑え部から金型（ダイ）の縦壁部への板材の流入抵抗が小さくなるためであると考えられる。この場合、平坦部３の面積率が小さいと、金型から平坦部３が受ける面圧が大き過ぎる。そのため、めっき層が変形して新生面が金型と接すると、Ｍｎ、Ｚｎ、Ｐ複合酸化物層５の効果（潤滑性の向上）が発揮できない。したがって、平坦部３が占める面積率が１０〜７０％である合金化溶融亜鉛めっき層２の表面にＭｎ、Ｚｎ、Ｐの複合酸化物層５を形成させることによって、高面圧での深絞り性が著しく向上すると考えられる。

また、Ｍｎ、Ｚｎ、Ｐ複合酸化物と水溶性Ｐ化合物との混合層の付着量が大きいほど成形性向上効果は大きくなる。一方で、水溶性Ｐ化合物付着量の増加は、接着性の低下に繋がるため、Ｍｎ、Ｚｎ、Ｐ複合酸化物と水溶性Ｐ化合物との混合層を形成させる場合には、高い成形性と接着性を両立させるために、Ｍｎ、Ｚｎ、Ｐの複合酸化物層５中のＰ量が２０ｍｇ／ｍ^２以上の領域の合計面積の比率（Ｍｎ、Ｚｎ、Ｐの複合酸化物層５の総表面積に対する百分率）が２０％以上８０％以下であることが好ましい。

Ｐ量が２０ｍｇ／ｍ^２以上の領域の合計面積の比率が２０％以上では、より成形性が向上する。そのため、Ｍｎ、Ｚｎ、Ｐの複合酸化物層５中のＰ量が２０ｍｇ／ｍ^２以上の領域の合計面積の比率は、２０％以上であることが好ましい。一方で、Ｐ量が２０ｍｇ／ｍ^２以上の領域の合計面積の比率が８０％を超えると、Ｍｎ、Ｚｎ、Ｐの複合酸化物層５の接着強度が低下する。そのため、Ｍｎ、Ｚｎ、Ｐの複合酸化物層５中のＰ量が２０ｍｇ／ｍ^２以上の領域の合計面積の比率は、８０％以下であることが好ましい。特に、密着力が弱い接着剤を用いる場合には、Ｐ量が２０ｍｇ／ｍ^２以上の領域の合計面積の比率は、２０％以上６０％以下であることがさらに好ましく、３０％以上６０％以下であることが最も好ましい。

また、Ｐは、潤滑性を向上させる効果が高い。すなわち、Ｐ／Ｍｎ比の増加とともに、成形性向上効果が大きくなる。しかしながら、Ｐ／Ｍｎ比の低下とともに、接着性が向上する。したがって、高い成形性と接着性とを両立させるために、Ｍｎ、Ｚｎ、Ｐの複合酸化物中のＰ／Ｍｎ比が３以上の領域の合計面積の比率（Ｍｎ、Ｚｎ、Ｐの複合酸化物層５の総表面積に対する百分率）が、１％以上５０％以下であることが好ましく、２％以上４０％以下であることがさらに好ましく、５％以上３０％以下であることが最も好ましい。

Ｐ／Ｍｎ比が３以上の領域の合計面積の比率が１％以上の場合、十分に成形性が向上する。そのため、Ｍｎ、Ｚｎ、Ｐの複合酸化物層５中のＰ／Ｍｎ比が３以上の領域の合計面積の比率は、１％以上であることが好ましい。また、Ｐ／Ｍｎ比が３以上の領域の合計面積の比率が５０％を超えると、十分な接着強度を確保できない。そのため、Ｍｎ、Ｚｎ、Ｐの複合酸化物層５中のＰ／Ｍｎ比が３以上の領域の合計面積の比率は、５０％以下であることが好ましい。

また、上述したように、Ｍｎ、Ｚｎ、Ｐ複合酸化物と水溶性Ｐ化合物との混合層を形成させることにより、面圧が高い部分での流入抵抗が小さくなり、高面圧での成形性が向上するため、複合酸化物層５中には水溶性Ｐ化合物が含まれることが好ましい。

この水溶性Ｐ化合物の割合は、Ｍｎ、Ｚｎ、Ｐの複合酸化物層５に対して１〜５０％であることが好ましい。水溶性Ｐ化合物の割合が１％以上では、成形性向上効果が十分である。また、水溶性Ｐ化合物の割合が５０％以下では、十分な接着性を確保できる。特に、高い成形性と接着性との両立が必要とされる場合には、水溶性Ｐ化合物の割合は、１０％以上４５％以下であることが好ましく、１５％以上４０％以下とすることがさらに好ましい。

複合酸化物層５の効果は、下地鋼板の深絞り性が良好なほど加工性の相乗効果により大きくなる。そのため、下地鋼板のｒ値は、高いほど好ましい。従って、高い成形性が要求される複雑な形状の部品には、下地鋼板のＣを極めて低いレベルまで低減し、下地鋼板のｒ値を向上させることが好ましい。

具体的には、０．０００１％以上０．００４％以下のＣと、０．００１％以上０．１５％以下のＳｉと、０．０１％以上１．０％以下のＭｎと、０．００１％以上０．１％以下のＰと、０．０１５％以下のＳと、０．００１％以上０．１％以下のＡｌと、０．００２％以上０．１０％以下のＴｉと、０．０００５％以上０．００４％以下のＮとを含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる極低炭素鋼板を使用することが好ましい。

本実施形態において極低炭素鋼板中の各成分の好ましい範囲を限定した理由は、以下の通りである。
Ｃは鋼の強度を高める元素であって、０．０００１％以上を含有させることが好ましく、０．０００５％以上を含有することがより好ましい。しかしながら、Ｃ含有量を増加させると、強度の上昇とともに加工性が低下する。そのため、十分な強度と十分な加工性とを両立するためには、Ｃ含有量の上限は、０．００４％であることが好ましい。特に高い加工性を必要とする場合には、Ｃ含有量は、０．００３％以下であることがより好ましい。特に複雑な成形を必要とする場合には、Ｃ含有量は、０．００２％以下であることが最も好ましい。

Ｓｉも、鋼の強度を向上させる元素であり、０．００１％以上のＳｉを含有させる。しかしながら、Ｓｉ含有量の増加とともに、加工性および下地鋼板の溶融亜鉛めっき性が低下する。そのため、十分な強度と、十分な加工性と、十分な溶融亜鉛めっき性とを確保するために、Ｓｉ含有量の上限は、０．１５％であることが好ましい。特に高い加工性を必要とする場合には、Ｓｉ含有量は、０．１０％以下であることがより好ましく、０．０５％以下であることが最も好ましい。

Ｍｎも、鋼の強度を高め、加工性を低下させる元素である。十分な加工性を確保するためには、Ｍｎ含有量の上限は、１．０％であることが好ましく、０．５％であることがより好ましい。Ｍｎが少ないほど鋼板の加工性は良好である。しかしながら、Ｍｎ含有量を０．０１％未満とするためには、精練コストが非常に大きい。そのため、Ｍｎ含有量の下限は、０．０１％であることが好ましく、０．０３％であることがより好ましい。

Ｐも、鋼の強度を高め、加工性を低下させる元素である。十分な加工性を確保するためには、Ｐ含有量の上限は、０．１％であることが好ましい。Ｐが少ないほど鋼板の加工性は良好である。したがって、特に高い加工性を必要とする場合には、Ｐ含有量は、０．０１０％以下であることがより好ましい。しかしながら、Ｐ含有量を０．００１％未満に低減するためには、精練コストが非常に大きい。そのため、Ｐ含有量の下限は、０．００１％であることが好ましい。強度と、加工性と、コストとのバランスを考慮すると、Ｐ含有量は、０．００３〜０．０１０％であることがより好ましい。

Ｓは、鋼の熱間加工性及び耐食性を低下させる元素である。そのため、Ｓ含有量は、少ないほど好ましい。したがって、Ｓ含有量の上限は、０．０１５％であることが好ましい。また、Ｓ含有量は、０．０１０％以下であることがより好ましい。但し、極低炭素鋼のＳ含有量を低減するためには、精錬コストが大きい。また、加工性およびめっき密着性の観点からはＳを過度に低減する必要はない。そのため、熱間加工性、耐食性等の鋼板特性に必要なレベルにまでＳを低減すれば良い。Ｓを完全に除去することは困難であるため、Ｓ含有量は、０を含まない。

Ａｌは、鋼の脱酸元素として一定量以上を含有させることが必要である。鋼の脱酸を十分に行うためには、Ａｌ含有量は、０．００１％以上であることが好ましく、０．００５％以上であることがより好ましい。しかしながら、Ａｌを過剰に含有させると、粗大な非金属介在物が生成して加工性を損なうことがある。粗大な非金属介在物の生成を防止するために、Ａｌ含有量の上限は、０．１％であることが好ましい。また、良好な鋼板品質の観点からは、Ａｌ含有量は、０．０７０％以下であることがより好ましい。

鋼中のＣおよびＮを炭化物および窒化物として固定するために、０．００２％以上のＴｉを添加することが好ましい。Ｔｉは、鋼板のｒ値を向上させる元素でもあるため、Ｔｉの添加は、多いほど好ましい。鋼板のｒ値を十分に向上させるためには、Ｔｉを０．０１０％以上含有させることがより好ましい。一方、０．１０％を超えるＴｉを添加した場合には、鋼板のｒ値の向上効果が小さくなる。そのため、合金添加コストを抑制するために、Ｔｉ含有量の上限は、０．１０％であることが好ましい。固溶Ｔｉの量を制限し、鋼板の加工性と表面品質とを確保するために、Ｔｉ含有量は、０．０５０％以下であることがより好ましい。

Ｎは、鋼の強度を上昇させ、加工性を低下させる元素である。十分な加工性を確保するためには、Ｎ含有量の上限は、０．００４５％であることが好ましい。特に高い加工性を必要とする場合には、Ｎ含有量は、０．００３％以下であることがより好ましく、０．００２％以下であることがさらに好ましい。Ｎは、より少ないほど鋼板の加工性の観点からは好ましい。しかしながら、Ｎ含有量を０．０００５％未満に低減するためには、過剰なコストを要する。そのため、Ｎ含有量の下限は、０．０００５％であることが好ましい。

本実施形態では、上記の成分に加えて、鋼中のＣ及びＮを炭化物及び窒化物として固定するために、付加成分として上述したＴｉ添加のもとでＮｂを添加してもよい。Ｎｂ添加によるＣ及びＮの固定効果を充分発揮させるために、０．００２％以上のＮｂを添加することが好ましく、０．００５％以上のＮｂを含有することがより好ましい。０．１０％を超えるＮｂを添加した場合には、Ｃ及びＮの固定効果が小さくなる。そのため、合金添加コストを抑制するために、Ｎｂ含有量の上限は、０．１０％であることが好ましい。鋼板の再結晶温度の上昇を制限し、溶融亜鉛めっきラインの生産性を確保するために、Ｎｂ含有量は、０．０５０％以下であることがより好ましい。

本実施形態においては、さらに、２次加工性を改善する付加成分として、鋼板に０．０００１〜０．００３％のＢを含有させてもよい。すなわち、２次加工性を十分に改善するためには、Ｂ含有量は、０．０００１％以上であることが好ましい。０．００３％を超えるＢを添加した場合には、２次加工性の向上効果が小さくなり、成形性が低下することがある。そのため、Ｂを添加する場合には、Ｂ含有量は、０．００３％以下であることが好ましい。特に、高い深絞り性を必要とする場合には、Ｂの添加量は、０．００１５％以下であることがより好ましい。

本実施形態では、鋼板中のＯ（酸素）の含有量は、特に限定しない。しかしながら、Ｏは、酸化物系介在物を生成して鋼の加工性及び耐食性を損なうことがある。そのため、Ｏ含有量は、０．００７％以下であることが好ましい。このＯ含有量は、鋼の加工性及び耐食性の観点から少ないほど好ましい。

また、本実施形態の鋼板には、上記の成分の他に、鋼板自体の耐食性及び熱間加工性を一段と改善する目的で、あるいはスクラップ等の副原料からの不可避不純物として、他の合金元素を含有することも可能である。このような合金元素として、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｙ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｓｍ、Ｖ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｍｇ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｂｉが挙げられる。例えば、これらの他の合金元素の総含有量が１％以下（０％を含む）であれば、鋼板の加工性は、十分である。したがって、鋼板中に上述のような他の合金元素が１％以下含まれたとしても、本発明の範囲を逸脱しない。

上記極低炭素鋼板のｒ値は、１．６〜２．２であることが好ましい。ｒ値が１．６以上では、十分な塑性異方性を有し、鋼板自体の深絞り成形性が良好である。そのため、ｒ値は、１．６以上であることが好ましい。また、生産に必要とされるコスト及び工業的な生産難易度を考慮すると、ｒ値は、２．２以下であってもよい。

一方で、高強度鋼板では、一般的に鋼に含有されているＣ量が多く、鋼中に含まれる硬質相まわりでの変形が不均一であるため、高いｒ値を得ることは容易ではない。このようなｒ値の低い鋼板の深絞り成形性を向上させる手段として、合金化溶融亜鉛めっき層２にＭｎ、Ｚｎ、Ｐの複合酸化物層５を形成させることが有効である。高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板にＭｎ、Ｚｎ、Ｐの複合酸化物層５を形成させることによって、これまで高強度鋼板を適用できなかった複雑な形状の部品に、高強度鋼板が使用できる。

具体的には、質量％で、０．００４％超０．３％以下のＣと、０．００１％以上２％以下のＳｉと、０．０１％以上４．０％以下のＭｎと、０．００１％以上０．１５％以下のＰと、０．０１５％以下のＳと、０．００１％以上２％以下のＡｌと、０．０００５％以上０．００４％以下のＮとを含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼板を用いることが好ましい。

上述したように、高強度鋼板中の各成分の好ましい範囲を限定した理由は、以下の通りである。
Ｃは、鋼の強度を高める元素であり、鋼板の引張り強度を高める目的で０．００４％超のＣを含有させることが好ましい。Ｃの添加量が大きいほど、鋼板中の硬質組織の割合が大きく、強度が高くなるため、Ｃ添加量は、大きいほど好ましい。しかし、加工性を確保するために、Ｃ含有量の上限は、０．３％であることが好ましく、０．２％であることがより好ましい。

Ｓｉは、鋼板の加工性、特に伸びを大きく損なうことなく強度を増す元素であり、０．００１％以上のＳｉを添加することが好ましい。また、Ｓｉ含有量の増加と共に強度が増加し、延性が低下する。特に、Ｓｉ含有量が２．０％を超えると、強度を増す効果が飽和し延性の低下のみが生じる。そのため、強度を増加させて、延性を確保するためには、Ｓｉ含有量の上限は、２．０％であることが好ましい。強度と延性とのバランスを考慮すると、０．１％以上２．０％以下であることが好ましい。

Ｍｎは、鋼板の強度を高めるために添加される。しかし、Ｍｎ含有量が過大になるとスラブに割れが生じやすく、スポット溶接性も劣化する。そのため、Ｍｎ含有量の上限は、４．０％であることが好ましく、３．０％であることがより好ましい。また、Ｍｎ含有量が少ないほど加工性は良好である。しかしながら、Ｍｎ含有量を０．０１％未満とするためには、精練コストが非常に大きい。そのため、Ｍｎ含有量の下限は、０．０１％であることが好ましい。また、複合組織鋼板等、強度と加工性とを両立した鋼板を得るためには、Ｍｎ添加量を１．５％以上とすることが好ましい。

Ｐは、鋼板の加工性、特に伸びを大きく損なうことなく強度を増す元素として添加される。ただし、過剰にＰを添加すると、粒界偏析による粒界脆化及び溶接性の劣化が生じる。そのため、Ｐ含有量の適正範囲は、０．１５％以下であることが好ましい。一方、Ｐ含有量を０．００１％未満に低減するためには、精練コストが非常に大きい。そのため、Ｐ含有量の下限は、０．００１％であることが好ましい。強度と加工性とコストとのバランスから、Ｐ含有量は、０．０２〜０．１％であることがより好ましい。

Ｓは、鋼の熱間加工性及び耐食性を低下させる元素である。そのため、Ｓ含有量は、少ないほど好ましい。したがって、Ｓ含有量の上限は、０．０１５％であることが好ましい。また、Ｓ含有量は、０．０１０％以下であることがより好ましい。但し、低炭素鋼（高強度鋼）のＳ含有量を低減するためには、精錬コストが大きい。また、加工性およびめっき密着性の観点からはＳを過度に低減する必要はない。そのため、熱間加工性、耐食性等の鋼板特性に必要なレベルにまでＳを低減すれば良い。

Ａｌは、鋼組織中でのフェライト形成を促進し、延性を向上させる。しかしながら、Ａｌを過剰に添加すると、上述の効果が飽和し、介在物の量が多くなり過ぎて穴拡げ性が劣化する。そのため、Ａｌの含有量の上限は、２．０％であることが好ましい。Ａｌの含有量の下限は、特に限定しない。Ａｌの含有量を０．０００５％未満とするのは困難であるので、Ａｌの含有量の下限は、０．０００５％であってもよい。また、脱酸材としての活用するためには、Ａｌ含有量の下限は、０．００１％以上であってもよい。

Ｎは、粗大な窒化物を形成し、曲げ性及び穴拡げ性を劣化させる。そのため、Ｎの含有量を抑える必要がある。具体的には、粗大な窒化物の形成を抑制し、曲げ性及び穴拡げ性を確保するために、Ｎ含有量の範囲は、０．００４％以下であることが好ましい。加えて、Ｎは、溶接時のブローホール発生の原因になるため少ない方が良い。Ｎの含有量の下限は、本実施形態の効果に影響を与えないため、特に限定しない。Ｎの含有量を０．０００５％未満とする場合には、製造コストが大幅に増加することがある。そのため、Ｎの含有量の下限は、０．０００５％であってもよい。

また、本実施形態の鋼板には、上記の成分の他に、鋼板自体の耐食性及び熱間加工性を一段と改善する目的で、あるいはスクラップ等の副原料からの不可避不純物として、他の合金元素を含有することも可能である。このような合金元素として、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｂ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｙ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｓｍ、Ｖ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｍｇ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｂｉが挙げられる。例えば、これらの他の合金元素の総含有量が１％以下（０％を含む）であれば、鋼板の加工性は、十分である。したがって、鋼板中に上述のような他の合金元素が１％以下含まれたとしても、本発明の範囲を逸脱しない。

本実施形態に係る鋼板１（下地鋼板）は、通常の熱延鋼板（ホットストリップ）、あるいは冷延鋼板（コールドストリップ）の製造工程を適用して製造すればよい。本実施形態に係る鋼板１は、冷延鋼板、熱延鋼板のいずれであっても、深絞り性向上等の効果が充分に発揮され、鋼板の履歴（製造工程）によって大きく変化しない。また、熱間圧延条件、冷間圧延条件、焼鈍条件等の製造条件は、鋼板１の寸法、必要とする強度に応じて所定の条件を選択すれば良く、熱間圧延条件、冷間圧延条件、焼鈍条件等の製造条件によって、深絞り性向上等の効果が損なわれることはない。

更に鋼板１の板厚は、本実施形態に何ら制約をもたらさない。通常用いられる板厚の鋼板であれば、本実施形態を適用することが可能である。

溶融亜鉛めっき層の形成方法については特に限定しない。例えば、溶融亜鉛めっき層を形成するために、通常の無酸化炉方式やオールラジアント方式の溶融めっき法が適用できる。また、合金化処理条件については特に定めない。この合金化処理条件としては、例えば、処理温度４６０〜６００℃、処理時間１０〜９０秒の範囲が実際の操業上適切である。

合金化処理後のめっき鋼板には、ストレッチャーストレインの発生を抑制する目的で、調質圧延が行われる。この調質圧延時、めっき表面の一部である凸部２３が圧延ロールによる圧縮変形を受け、図２Ｂに示すように、めっき表面の一部である凸部２３に平坦部３が形成される。なお、めっき表面の一部である凹部は、圧縮変形を受けないため、粗面部４としてめっき表面に残る。めっき表面の平坦部３の面積率を１０％以上にするためには、ワークロール径７００ｍｍ以下のロールを用いて伸長率０．３％以上の調質圧延を行うことが好ましい。

平坦部３の面積率は、単位面積あたりの圧下量で決まる。しかしながら、この単位面積あたりの圧下量は、一定の圧下力の場合、ワークロール径が大きくなるほど小さくなる。そのため、ワークロール径が７００ｍｍを超えると、目的とする面積率を得るために大きな圧化力が必要となり、めっき鋼板の材質が悪化する。したがって、ワークロール径は、７００ｍｍ以下であることが好ましい。また、ワークロール径が小さくなるほど、単位面積あたりの圧下量が大きくなり、同じ圧下力でもより大きな面積率の平坦部３が得られる。そのため、ワークロール径は、小さいほど好ましく、６００ｍｍ以下であることがさらに好ましい。

同様に、伸長率（調質圧延では、板厚の精度を高めるため、加工度として圧下率の代わりに伸長率を使用する）は、１０％以上の面積率の平坦部３を得るために、０．３％以上とすることが好ましい。

一方、ワークロール径（２Ｒ）と鋼帯（合金化溶融亜鉛めっき鋼板）の板厚（ｔ）との比２Ｒ/ｔが４００未満では、十分な表面形状が得られないため、ワークロール径は、３００ｍｍ以上とする。
また、伸長率が高すぎると、めっき鋼板の材質が悪化するため、伸長率は、２．０％以下であることが好ましい。

ロールの種類は、特に規定しない。平坦なめっき表面を容易に得るためには、ダルロールよりもブライトロールの方が好適に使用される。特に、粗度０．５μｍ未満のブライトロールを使用すると、表面粗さＲａが０．５μｍ未満の平坦部３を容易に作製することができる。そのため、粗度０．５μｍ未満のブライトロールがより好適に使用される。

その後、溶融亜鉛めっき層の表面（片面または全面）に、Ｍｎ、Ｚｎ、Ｐの複合酸化物層５を形成する。本実施形態に係る複合酸化物層５を形成するためには、処理液に過マンガン酸カリウムと、リン酸、亜リン酸、次亜リン酸のうち少なくとも１種とを配合し、この処理液を合金化溶融亜鉛めっき鋼板と反応させるとよい。合金化溶融亜鉛めっき鋼板と処理液との反応により、Ｚｎの溶解と過マンガン酸イオンの還元とが起こり、反応界面のｐＨが急激に上昇する。この反応界面にＭｎ酸化物もしくはＭｎ水酸化物主体の皮膜が形成され、この皮膜形成により反応界面のｐＨが低下し、形成した皮膜が加水分解する。この加水分解によって、Ｍｎ酸化物もしくはＭｎ水酸化物がより溶解度の低いリン酸塩、亜リン酸塩もしくは次亜リン酸塩に変化し、皮膜が再形成される。この繰り返し（溶解、還元、加水分解等の反応サイクル）が短時間内に起こりＭｎ、Ｚｎ、Ｐの複合酸化物層５が得られる。なお、処理液の塗布を行うために、コーター（ロールコーター）を使用してもよい。この場合には、処理液の塗布量を調整するために、例えば、コーターにスリットを付与し、そのギャップ（溝幅、溝の比率）を調整してもよい。上述の方法では、例えば、処理液の量を調整することにより、Ｍｎ、Ｚｎ、Ｐの複合酸化物層５の厚みを調節することができる。

また、Ｍｎ、Ｚｎ、Ｐの複合酸化物層５は、浸漬、塗布等の接触法または電流密度５〜６０Ａ／ｄｍ^２で電解する電気化学的方法により合金化溶融亜鉛めっき鋼板表面に生成させることも可能である。また、必要に応じて、無機系酸化物（複合酸化物）を生成する前に、アルカリまたは酸等の化学的方法あるいはブラシ等の物理的方法によって合金化溶融亜鉛めっき鋼板に前処理を施してもよい。

高い成形性と接着性を両立させるために、Ｍｎ、Ｚｎ、Ｐの複合酸化物層５中のＰ量が２０ｍｇ／ｍ^２以上の領域の合計面積の比率（Ｍｎ、Ｚｎ、Ｐの複合酸化物層５の総表面積に対する百分率）を２０％以上８０％以下としてもよい。この場合には、例えば、複合酸化物層５中に水溶性リン化合物を適量残すために、０．１ｍｍ以上５ｍｍ以下の溝幅と１％以上５０％以下の溝比率とを有するロールコーターを使用してもよい。このロールコーターの溝部に処理液が多く供給されるため、溝部に対応する合金化溶融亜鉛めっき層２の表面部のＭｎ、Ｚｎ、Ｐの複合酸化物層５の厚さが増加する。

なお、Ｍｎ、Ｚｎ、Ｐの複合酸化物層５を形成した後に、再度調質圧延を行ってもよい。

以上を纏めると合金化溶融亜鉛めっき鋼板１０は、次のような方法で製造することができる。すなわち、鋼板１に溶融亜鉛めっきをし、合金化処理を施して０．０５％以上０．５％以下のＡｌと６％以上１２％以下のＦｅとを含む合金化溶融亜鉛めっき層２を形成する。調質圧延後、この合金化溶融亜鉛めっき層２表面に、Ｍｎが０．１ｍｇ／ｍ^２以上１００ｍｇ／ｍ^２以下、Ｐが１ｍｇ／ｍ^２以上１００ｍｇ／ｍ^２以下、Ｐ／Ｍｎ比が０．３〜５０となるように処理液を調節して、Ｍｎ、Ｚｎ、Ｐの複合酸化物層５を形成する。ここで、ワークロール径３００ｍｍ以上７００ｍｍ以下のロールを用いて伸長率０．３％以上２．０％以下の調質圧延を行うことが好ましい。また、調質圧延には、粗度０．５μｍ未満のブライトロールを使用することが好ましい。処理液は、過マンガン酸カリウムと、リン酸、亜リン酸、次亜リン酸のうち少なくとも１種とを含むことが好ましい。加えて、処理液は、ロールコーターを使用して合金化溶融亜鉛めっき層２の表面に塗布されることが好ましい。

以下、実施例により本実施形態の合金化溶融亜鉛めっき鋼板１０について具体的に説明する。
［実施例１］
表１（極低炭素鋼）の組成を有するスラブを１１５０℃に加熱し、仕上温度９１０〜９３０℃で熱間圧延して４ｍｍの熱間圧延鋼帯を作製し、この熱間圧延鋼帯を６８０〜７２０℃で巻き取った。酸洗後、熱間圧延鋼帯に冷間圧延を施して０．８ｍｍの冷間圧延鋼帯を作製した。さらに、ライン内焼鈍方式の連続溶融亜鉛めっき設備を用い、冷間圧延鋼帯に焼鈍とめっきと合金化とを行って、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。めっきに際して、焼鈍雰囲気は、５ｖｏｌ％水素＋９５ｖｏｌ％窒素混合ガス、焼鈍温度は、８００〜８４０℃、焼鈍時間は、９０秒とした。溶融亜鉛浴として浴中有効Ａｌ濃度（メタルとして利用可能なＡｌ濃度）が０．１０５％のめっき浴を使用し、ガスワイパーを用いて亜鉛の目付量を５０ｇ／ｍ^２に調整した。合金化の加熱には、誘導加熱方式の加熱設備を使用し、４４０〜５５０℃で合金化を行った。調質圧延には、ワークロール径４８０ｍｍのブライトロールを使用した。なお、表３、５、７、９、１１、１３、１５に示す伸長率になるようにそれぞれの合金化溶融亜鉛めっき鋼板に調質圧延を行った。

さらに、過マンガン酸カリウムの濃度とリン酸の濃度とが異なる処理液をそれぞれの合金化溶融亜鉛めっき鋼板に塗布し、めっき表面でめっきと処理液とを反応させることによりＭｎ、Ｚｎ、Ｐの複合酸化物層を作製した。処理液の付着量は、塗布する処理液の量を変化させて調整した。

めっき中のＦｅ濃度Ｆｅ％、Ａｌ濃度Ａｌ％、及びＭｎ、Ｚｎ、Ｐの複合酸化物層中のＰ量、Ｍｎ量は、分析用のインヒビターを含む塩酸を用いてめっきを溶解し、ＩＣＰ（Inductively-Coupled Plasma）法によりめっき成分を測定して求められた。
Ｍｎ、Ｚｎ、Ｐの複合酸化物層の厚みは、ＡｒスパッタリングとＡＥＳ（Auger Electron Spectroscopy）とにより深さ方向のプロファイル（Ｍｎ、Ｐ、Ｏのオージェ電子スペクトル）を測定し、Ｍｎ、Ｐ、Ｏのピークが全て最大値の半分以下となったスパッタ時間をスパッタ距離に換算して求めた。
Ｍｎ、Ｚｎ、Ｐの複合酸化物層中のＰ化合物の種類は、リンモリブデンブルー法を用いて、ＰＯ_４ ^３−の存在を確認した。

合金化溶融亜鉛めっき鋼板の合金化溶融亜鉛めっき層中の各相（η相、ζ相、Γ相）の量は、Ｘ線回折により各相のＸ線回折強度を測定し、Ｓｉ粉末標準試料の結晶格子面間隔ｄが３．１３ÅのＸ線回折強度ＩＳｉに対する各相のＸ線回折強度比（Ｉη／ＩＳｉ、Ｉζ／ＩＳｉ、ＩΓ／ＩＳｉ）を用いて評価した。
なお、上述したように、η相には結晶格子面間隔ｄが１．２３７ÅのＸ線回折強度Ｉηを、ζ相には結晶格子面間隔ｄが１．２６ÅのＸ線回折強度Ｉζを、Γ相には結晶格子面間隔ｄが１．２２２ÅのＸ線回折強度ＩΓを使用した。

また、各合金化溶融亜鉛めっき鋼板の引張試験を行ない、加工性の指標として、強度（引張強度）、伸び（引張伸び）、及びランクフォード値ｒ（ｒ値として、０゜のｒ値と４５゜のｒ値と９０゜のｒ値との平均値（各採取方向の平均値）を使用した）を測定した。

めっき表面の平坦部の面積率は、めっき表面をＳＥＭ（Scanning Electron Microscope）を用いて撮影し、画像処理装置により、平坦部の面積率を算出することにより求められた。ＳＥＭを用いて任意の場所から５００×４００μｍの範囲を５ヶ所撮影し、それらのＳＥＭ画像の面積率の平均値を代表値とした。

平坦部の表面粗さＲａと粗面部（凹部）の表面粗さＲａとは、レーザー顕微鏡（ＫＥＹＥＮＣＥ製ＶＫ−９７００）を用いて１０μｍ×１０μｍの範囲の算術平均粗さＲａ（ＪＩＳ Ｂ０６０１：１９９４）を各１０ヶ所測定し、各測定値を平均して求められた。平坦部については、算術平均粗さＲａの平均値が０．０１μｍ以上０．３５μｍ未満を満たす場合には、表面粗さをＧ（Ｇｏｏｄ（良））と評価した。また、算術平均粗さＲａの平均値が０．０１μｍ以上０．３５μｍ未満を満たさない場合には、表面粗さをＢ（Ｂａｄ（不良））と評価した。粗面部については、算術平均粗さＲａの平均値が０．５μｍ以上１０μｍ以下を満たす場合には、Ｇ（Ｇｏｏｄ（良））と評価した。また、算術平均粗さＲａの平均値が０．５μｍ以上１０μｍ以下を満たさない場合には、Ｂ（Ｂａｄ（不良））と評価した。

深絞り性については、以下の条件のＴＺＰ試験を行い、（５）式の成形余裕度Ｔが０となるブランク径を限界絞り比（ＬＤＲ）Ｒとして評価した。
ブランク径（Ｄ_０）：φ９０〜φ１２５ｍｍ
工具サイズ：
ポンチ径（Ｄ_０）：φ５０ｍｍ、ポンチ肩半径ｒ：５ｍｍ
ダイ穴径：φ５１．６ｍｍ、ダイ肩半径ｒ：５ｍｍ
ＢＨＦ（しわ押さえ力）：
成形荷重（Ｐ）測定時：２５ｋＮ
破断荷重（Ｐ_ｆ）測定時：２００ｋＮ
潤滑油：防錆油
評価値：成形余裕度Ｔ
Ｔ＝（Ｐ_ｆ−Ｐ）／Ｐ_ｆ・・・（５）

結果を表２〜１５に示す。番号１、１６、３１、４６、６１、７６、９１、１０６、１２１の比較例では、Ｍｎ、Ｚｎ、Ｐの複合酸化物を形成していない合金化溶融亜鉛めっき鋼板を用いている。そのため、これらの比較例では、（１）式を満足しなかった。番号４、１９、３４、４９、６４、７９、９４、１０９、１１３、１２４の比較例では、複合酸化物層中のＰ量が１ｍｇ／ｍ^２未満または１００ｍｇ／ｍ^２超であるため、（１）式を満足しなかった。番号８、２３、３８、５３、６８、８３、９８、１１３、１２８の比較例では、複合酸化物層中のＭｎ量が０．１ｍｇ／ｍ^２未満または１００ｍｇ／ｍ^２超であるため、（１）式を満足しなかった。番号１１、２６、４１、５６、７１、８６、１０１、１１６、１３１の比較例では、平坦部の面積率が１０％未満であるため、（１）式を満足しなかった。

上述の番号（比較例）を除く実施例では、Ｍｎ量及びＰ量が十分な複合酸化物層と平坦部の面積率が十分な合金化溶融亜鉛めっき層とを有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板を用いている。そのため、本実施例の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、（１）式を満足し、深絞り性が優れていた。本実施例では、めっき表層にＭｎ、Ｚｎ、Ｐの複合酸化物を塗布していない比較例に比べ、限界絞り比Ｒが０．０６〜０．３向上した。図１を参照しながら表２〜１５の結果を比較すれば、この限界絞り比Ｒの増加量は、ｒ値の増加量（深絞り性向上効果）が０．２〜１．０であることに対応する。

［実施例２］
表１の記号Ｃの組成を有するスラブを１１５０℃に加熱し、仕上温度９１０〜９３０℃で熱間圧延して４ｍｍの熱間圧延鋼帯を作製し、この熱間圧延鋼帯を６８０〜７２０℃で巻き取った。酸洗後、熱間圧延鋼帯に冷間圧延を施して０．８ｍｍの冷間圧延鋼帯を作製した。さらに、ライン内焼鈍方式の連続溶融亜鉛めっき設備を用い、冷間圧延鋼帯に焼鈍とめっきと合金化とを行って、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。めっきに際して、焼鈍雰囲気は、５ｖｏｌ％水素＋９５ｖｏｌ％窒素混合ガス、焼鈍温度は、８００〜８４０℃、焼鈍時間は、９０秒とした。溶融亜鉛浴として浴中有効Ａｌ濃度が０．１０５％のめっき浴を使用し、ガスワイパーを用いて亜鉛の目付量を５０ｇ／ｍ^２に調整した。合金化の加熱には、誘導加熱方式の加熱設備を使用し、４４０〜５５０℃で合金化を行った。調質圧延には、ワークロール径４８０ｍｍのブライトロールを使用した。なお、表１７に示す伸長率になるようにそれぞれの合金化溶融亜鉛めっき鋼板に調質圧延を行った。

さらに、過マンガン酸カリウムと、リン酸、亜リン酸、次亜リン酸の少なくとも１種とを異なる濃度で含む処理液をそれぞれの合金化溶融亜鉛めっき鋼板に塗布し、めっき表面でめっきと処理液とを反応させることによりＭｎ、Ｚｎ、Ｐの複合酸化物層を作製した。処理液の付着量は、塗布する処理液の量を変化させて調整した。

めっき中のＦｅ濃度Ｆｅ％、Ａｌ濃度Ａｌ％、及びＭｎ、Ｚｎ、Ｐの複合酸化物層中のＰ量、Ｍｎ量並びにＭｎ、Ｚｎ、Ｐの複合酸化物層の厚みは、実施例１と同様の方法を用いて測定した。
Ｍｎ、Ｚｎ、Ｐの複合酸化物層中のＰ化合物の種類については、リンモリブデンブルー法を用いて、ＰＯ_４ ^３−の存在を確認した。リンモリブデンブルー法によってＰＯ_４ ^３−が確認されなかった場合には、ＴＯＦ−ＳＩＭＳ（Time-Of-Flight Secondary Ion Mass Spectrometry）を使用して、リンのオキソ酸の存在を確認した。Ｐ化合物の種類については、リンモリブデンブルー法を用いてＰＯ_４ ^３−が確認された場合には、Ｐ化合物をＰＯ_４ ^３−と判定した。また、ＰＯ_４ ^３−が確認されずリンのオキソ酸が確認された場合には、ＰＯ_３ ^２−、ＰＯ_２ ⁻と判定した。

各相のＸ線回折強度比（Ｉη／ＩＳｉ、Ｉζ／ＩＳｉ、ＩΓ／ＩＳｉ）は、実施例１と同様の方法を用いて測定した。
また、加工性の指標として、強度、伸び、及びランクフォード値（ｒ値として、０゜のｒ値と４５゜のｒ値と９０゜のｒ値との平均値を使用した）を実施例１と同様の方法を用いて測定した。
めっき表面の平坦部の面積率と、平坦部の表面粗さＲａと、粗面部の表面粗さＲａとを、実施例１と同様の方法を用いて測定した。表面粗さの評価方法も実施例１と同様にした。
同様に、深絞り性を実施例１と同じ条件で評価した。

結果を表１６及び表１７に示す。番号２０１の比較例では、合金化溶融亜鉛めっき層表面に複合酸化物層皮膜が形成されていないため、（１）式を満足しなかった。番号２０４の比較例では、複合酸化物層中のＰ量が１ｍｇ／ｍ^２未満または１００ｍｇ／ｍ^２超であるため、（１）式を満足しなかった。番号２０８の比較例では、複合酸化物層中のＭｎ量が０．１ｍｇ／ｍ^２未満または１００ｍｇ／ｍ^２超であるため、（１）式を満足しなかった。番号２１１の比較例では、平坦部の面積率が１０％未満または７０％超であるため、（１）式を満足しなかった。
上述の番号（比較例）を除く実施例では、Ｍｎ量及びＰ量が十分な複合酸化物層と平坦部の面積率が十分な合金化溶融亜鉛めっき層とを有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板を用いている。そのため、本実施例の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、（１）式を満足し、深絞り性が優れていた。

［実施例３］
表１の記号Ｄの組成を有するスラブを１１５０℃に加熱し、仕上温度９１０〜９３０℃で熱間圧延して４ｍｍの熱間圧延鋼帯を作製し、この熱間圧延鋼帯を６８０〜７２０℃で巻き取った。酸洗後、熱間圧延鋼帯に冷間圧延を施して０．８ｍｍの冷間圧延鋼帯を作製した。さらに、ライン内焼鈍方式の連続溶融亜鉛めっき設備を用い、冷間圧延鋼帯に焼鈍とめっきと合金化とを行って、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。めっきに際して、焼鈍雰囲気は、５ｖｏｌ％水素＋９５ｖｏｌ％窒素混合ガス、焼鈍温度は、８００〜８４０℃、焼鈍時間は、９０秒とした。溶融亜鉛浴として浴中有効Ａｌ濃度が０．１０５％のめっき浴を使用し、ガスワイパーを用いて亜鉛の目付量を５０ｇ／ｍ^２に調整した。合金化の加熱には、誘導加熱方式の加熱設備を使用し、４２０〜６００℃で合金化を行った。調質圧延には、ワークロール径４８０ｍｍのブライトロール、又は表面に凹凸を有するダルロールを使用した。なお、伸長率が０．８〜１．２％になるようにそれぞれの合金化溶融亜鉛めっき鋼板に調質圧延を行った。

さらに、過マンガン酸カリウムの濃度とリン酸の濃度とが異なる処理液をそれぞれの合金化溶融亜鉛めっき鋼板に塗布し、めっき表面でめっきと処理液とを反応させることによりＭｎ、Ｚｎ、Ｐの複合酸化物層を作製した。処理液の付着量は、塗布する処理液の量を変化させて調整した。

めっき中のＦｅ濃度Ｆｅ％、Ａｌ濃度Ａｌ％、及びＭｎ、Ｚｎ、Ｐの複合酸化物層中のＰ量、Ｍｎ量並びにＭｎ、Ｚｎ、Ｐの複合酸化物層の厚みは、実施例１と同様の方法を用いて測定した。
Ｍｎ、Ｚｎ、Ｐの複合酸化物層中のＰ化合物の種類については、リンモリブデンブルー法を用いて、ＰＯ_４ ^３−の存在を確認した。
各相のＸ線回折強度比（Ｉη／ＩＳｉ、Ｉζ／ＩＳｉ、ＩΓ／ＩＳｉ）は、実施例１と同様の方法を用いて測定した。
また、加工性の指標として、強度、伸び、及びランクフォード値（ｒ値として、０゜のｒ値と４５゜のｒ値と９０゜のｒ値との平均値を使用した）を実施例１と同様の方法を用いて測定した。

めっき表面の平坦部の面積率と、平坦部の表面粗さＲａと、粗面部の表面粗さＲａとを、実施例１と同様の方法を用いて測定した。表面粗さの評価方法も実施例１と同様にした。
深絞り性は、実施例１と同様に、ＴＺＰ試験により限界絞り比（ＬＤＲ）Ｒを測定し、評価された。

密着性については、平板引き抜き試験とビード引き抜き試験とを行い、フレーキング性とパウダリング性を評価した。
試験条件を以下に示す。

平板引き抜き試験は、以下の条件で行われた。
サンプル引き抜き巾：３０ｍｍ
金型：平板
押しつけ荷重：８８３０Ｎ
引き抜き速度：２００ｍｍ／ｍｉｎ
塗油：防錆油塗布
ビード引き抜き試験は、以下の条件で行われた。
サンプル引き抜き巾：３０ｍｍ
金型：肩半径Ｒ１ｍｍの角ビード（４×４ｍｍの凸部）の凸型の金型と、肩半径Ｒ１ｍｍの凹型の金型
押しつけ荷重：１１８００Ｎ
引き抜き速度：２００ｍｍ／ｍｉｎ
塗油：防錆油塗布

フレーキング性については、次のように評価した。すなわち、平板引き抜き試験により摩擦係数０．１５以下で引き抜けた場合には、フレーキング性を優と評価した。また、引き抜き荷重の測定値がセレーションをおこし、摩擦係数を測定できなかった場合には、フレーキング性を不可と評価した。上記以外の場合には、フレーキング性を可と評価した。

また、パウダリング性については、次のように評価した。すなわち、ビード引き抜き試験を行ったサンプルに密着テープ（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量を肉眼で観察した。めっき層がまったく剥離しない場合には、パウダリング性を優と評価した。また、めっき層が相当量剥離した場合には、パウダリング性を不可と評価した。上記以外の場合には、パウダリング性を可と評価した。

結果を表１８及び表１９に示す。番号３０６の実施例では、粗面部の表面粗さが０．５μｍ未満であった。番号３０９の比較例では、めっき層中のＦｅ濃度Ｆｅ％が１２％を超えているため、めっきの密着性が不可であった。
上述の番号（番号３０６及び３０９）を除く実施例では、合金化溶融亜鉛めっき層が適度に合金化されている。そのため、これらの実施例の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、（１）式を満足し、深絞り性とめっき密着性とが優れていた。また、これらの実施例では、番号３０６の実施例に比べ、フレーキング性に優れていた。

［実施例４］
表１の記号Ｄの組成を有するスラブを１１５０℃に加熱し、仕上温度９１０〜９３０℃で熱間圧延して４ｍｍの熱間圧延鋼帯を作製し、この熱間圧延鋼帯を６８０〜７２０℃で巻き取った。酸洗後、熱間圧延鋼帯に冷間圧延を施して０．８ｍｍの冷間圧延鋼帯を作製した。さらに、ライン内焼鈍方式の連続溶融亜鉛めっき設備を用い、冷間圧延鋼帯に焼鈍とめっきと合金化とを行って、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。めっきに際して、焼鈍雰囲気は、５ｖｏｌ％水素＋９５ｖｏｌ％窒素混合ガス、焼鈍温度は、８００〜８４０℃、焼鈍時間は、９０秒とした。溶融亜鉛浴として浴中有効Ａｌ濃度が０．１０５％のめっき浴を使用し、ガスワイパーを用いて亜鉛の目付量を５０ｇ／ｍ^２に調整した。合金化の加熱には、誘導加熱方式の加熱設備を使用し、４２０〜６００℃で合金化を行った。また、比較例としてめっきままで合金化を行わない溶融亜鉛めっき鋼板も作製した。

調質圧延には、ワークロール径４８０ｍｍのブライトロールを使用した。なお、伸長率が０．８〜１．２％になるようにそれぞれの合金化溶融亜鉛めっき鋼板に調質圧延を行った。

さらに、過マンガン酸カリウムの濃度とリン酸の濃度とが異なる処理液をそれぞれの合金化溶融亜鉛めっき鋼板に塗布し、めっき表面でめっきと処理液とを反応させることによりＭｎ、Ｚｎ、Ｐの複合酸化物層を作製した。処理液の付着量は、塗布する処理液の量を変化させて調整した。

めっき中のＦｅ濃度Ｆｅ％、Ａｌ濃度Ａｌ％、及びＭｎ、Ｚｎ、Ｐの複合酸化物層中のＰ量、Ｍｎ量並びにＭｎ、Ｚｎ、Ｐの複合酸化物層の厚みは、実施例１と同様の方法を用いて測定した。
Ｍｎ、Ｚｎ、Ｐの複合酸化物層中のＰ化合物の種類については、リンモリブデンブルー法を用いて、ＰＯ_４ ^３−の存在を確認した。
各相のＸ線回折強度比（Ｉη／ＩＳｉ、Ｉζ／ＩＳｉ、ＩΓ／ＩＳｉ）は、実施例１と同様の方法を用いて測定した。
また、加工性の指標として、強度、伸び、及びランクフォード値（ｒ値として、０゜のｒ値と４５゜のｒ値と９０゜のｒ値との平均値を使用した）を実施例１と同様の方法を用いて測定した。

めっき表面の平坦部の面積率と、平坦部の表面粗さＲａと、粗面部の表面粗さＲａとを、実施例１と同様の方法を用いて測定した。表面粗さの評価方法も実施例１と同様にした。
ただし、比較例である溶融亜鉛めっき鋼板については、合金化による凹凸（粗面）の発生が起こっていない（粗面部が存在しない）ため、表面粗さを測定しなかった。

深絞り性は、実施例１と同様に、ＴＺＰ試験により限界絞り比（ＬＤＲ）Ｒを測定し、評価された。

また、密着性、フレーキング性及びパウダリング性を、実施例３と同様の方法を用いて評価した。

結果を表２０及び表２１に示す。番号４０５の比較例では、めっき層中のＦｅ濃度Ｆｅ％が１２％を超えており、ＩΓ／ＩＳｉが０．００４を超えているため、めっきの密着性が不可であった。また、番号４０６の溶融亜鉛めっき鋼板（比較例）は、平坦部と粗面部とを確認できず、Ｉη／ＩＳｉが０．０００６を超えているため、めっきの密着性が不可であった。
上述の番号（比較例）を除く実施例では、合金化溶融亜鉛めっき層が適度に合金化されている。そのため、本実施例の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、（１）式を満足し、深絞り性とめっき密着性とが優れていた。

［実施例５］
表２２（高強度鋼、低炭素鋼）の組成を有するスラブを１１５０℃に加熱し、仕上温度９１０〜９３０℃で熱間圧延して４ｍｍの熱間圧延鋼帯を作製し、この熱間圧延鋼帯を５００〜６００℃で巻き取った。酸洗後、熱間圧延鋼帯に冷間圧延を施して０．８ｍｍの冷間圧延鋼帯を作製した。さらに、ライン内焼鈍方式の連続溶融亜鉛めっき設備を用い、冷間圧延鋼帯に焼鈍とめっきと合金化とを行って、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。めっきに際して、焼鈍雰囲気は、５ｖｏｌ％水素＋９５ｖｏｌ％窒素混合ガス、焼鈍温度は、８００〜８４０℃、焼鈍時間は、９０秒とした。溶融亜鉛浴として浴中有効Ａｌ濃度が０．１０２％のめっき浴を使用し、ガスワイパーを用いて亜鉛の目付量を５０ｇ／ｍ^２に調整した。合金化の加熱には、誘導加熱方式の加熱設備を使用し、４４０〜５５０℃で合金化を行った。調質圧延には、ワークロール径４８０ｍｍのブライトロールを使用した。なお、表２４及び表２６に示す伸長率になるようにそれぞれの合金化溶融亜鉛めっき鋼板に調質圧延を行った。

さらに、過マンガン酸カリウムの濃度とリン酸の濃度とが異なる処理液をそれぞれ合金化溶融亜鉛めっき鋼板に塗布し、めっき表面でめっきと処理液とを反応させることによりＭｎ、Ｚｎ、Ｐの複合酸化物層を作製した。処理液の付着量は、塗布する処理液の量を変化させて調整した。

めっき中のＦｅ濃度Ｆｅ％、Ａｌ濃度Ａｌ％、及びＭｎ、Ｚｎ、Ｐの複合酸化物層中のＰ量、Ｍｎ量並びにＭｎ、Ｚｎ、Ｐの複合酸化物層の厚みは、実施例１と同様の方法を用いて測定した。
Ｍｎ、Ｚｎ、Ｐの複合酸化物層中のＰ化合物の種類については、リンモリブデンブルー法を用いて、ＰＯ_４ ^３−の存在を確認した。
各相のＸ線回折強度比（Ｉη／ＩＳｉ、Ｉζ／ＩＳｉ、ＩΓ／ＩＳｉ）は、実施例１と同様の方法を用いて測定した。
また、加工性の指標として、強度、伸び、及びランクフォード値（ｒ値として、０゜のｒ値と４５゜のｒ値と９０゜のｒ値との平均値を使用した）を実施例１と同様の方法を用いて測定した。

めっき表面の平坦部の面積率と、平坦部の表面粗さＲａと、粗面部の表面粗さＲａとを、実施例１と同様の方法を用いて測定した。表面粗さの評価方法も実施例１と同様にした。

深絞り性は、実施例１と同様に、ＴＺＰ試験により限界絞り比（ＬＤＲ）Ｒを測定し、評価された。

結果を表２３〜２６に示す。番号５０１、５１６、５１９、５２２、５２５、５２８の比較例では、Ｍｎ、Ｚｎ、Ｐの複合酸化物を形成していない合金化溶融亜鉛めっき鋼板を用いている。そのため、これらの比較例では、（１）式を満足しなかった。番号５０４の比較例では、複合酸化物層中のＰ量が１ｍｇ／ｍ^２未満であるため、（１）式を満足しなかった。番号５０８の比較例では、複合酸化物層中のＭｎ量が０．１ｍｇ／ｍ^２未満であるため、（１）式を満足しなかった。番号５１１の比較例では、平坦部の面積率が１０％未満であるため、（１）式を満足しなかった。
上述の番号（比較例）を除く実施例では、Ｍｎ量及びＰ量が十分な複合酸化物層と平坦部の面積率が十分な合金化溶融亜鉛めっき層とを有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板を用いている。そのため、本実施例の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、（１）式を満足し、深絞り性が優れていた。本実施例では、めっき表層にＭｎ、Ｚｎ、Ｐの複合酸化物を塗布していない比較例に比べ、限界絞り比Ｒが０．０６〜０．３向上した。図１を参照しながら表２３〜２６の結果を比較すれば、この限界絞り比Ｒの増加量は、ｒ値の増加量（深絞り性向上効果）が０．２〜１．０であることに対応する。

［実施例６］
表１の記号Ｆの組成を有するスラブを１１５０℃に加熱し、仕上温度９１０〜９３０℃で熱間圧延して４ｍｍの熱間圧延鋼帯を作製し、この熱間圧延鋼帯を６８０〜７２０℃で巻き取った。酸洗後、熱間圧延鋼帯に冷間圧延を施して０．８ｍｍの冷間圧延鋼帯を作製した。さらに、ライン内焼鈍方式の連続溶融亜鉛めっき設備を用い、冷間圧延鋼帯に焼鈍とめっきと合金化とを行って、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。めっきに際して、焼鈍雰囲気は、５ｖｏｌ％水素＋９５ｖｏｌ％窒素混合ガス、焼鈍温度は、８００〜８４０℃、焼鈍時間は、９０秒とした。溶融亜鉛浴として浴中有効Ａｌ濃度が０．１０５％のめっき浴を使用し、ガスワイパーを用いて亜鉛の目付量を５０ｇ／ｍ^２に調整した。合金化の加熱には、誘導加熱方式の加熱設備を使用し、４４０〜５５０℃で合金化を行った。調質圧延には、ワークロール径４８０ｍｍのブライトロールを使用した。

さらに、過マンガン酸カリウムの濃度とリン酸の濃度とが異なる処理液をそれぞれの合金化溶融亜鉛めっき鋼板に塗布し、めっき表面でめっきと処理液とを反応させることによりＭｎ、Ｚｎ、Ｐの複合酸化物層を作製した。処理液の付着量は、塗布する処理液の量を変化させて調整した。

めっき中のＦｅ濃度Ｆｅ％、Ａｌ濃度Ａｌ％、及びＭｎ、Ｚｎ、Ｐの複合酸化物層中のＰ量、Ｍｎ量並びにＭｎ、Ｚｎ、Ｐの複合酸化物層の厚みは、実施例１と同様の方法を用いて測定した。
Ｍｎ、Ｚｎ、Ｐの複合酸化物層中のＰ化合物の種類については、リンモリブデンブルー法を用いて、ＰＯ_４ ^３−の存在を確認した。
各相のＸ線回折強度比（Ｉη／ＩＳｉ、Ｉζ／ＩＳｉ、ＩΓ／ＩＳｉ）は、実施例１と同様の方法を用いて測定した。
また、加工性の指標として、強度、伸び、及びランクフォード値（ｒ値として、０゜のｒ値と４５゜のｒ値と９０゜のｒ値との平均値を使用した）を実施例１と同様の方法を用いて測定した。

めっき表面の平坦部の面積率と、平坦部の表面粗さＲａと、粗面部の表面粗さＲａとを、実施例１と同様の方法を用いて測定した。表面粗さの評価方法も実施例１と同様にした。

成形性については、以下の条件の円錐台成形試験を行い、成形可能ＢＨＦ範囲を評価した。
ブランク径（Ｄ_０）：φ２１５ｍｍ
工具サイズ：
ポンチ径（Ｄ_０）：φ７８ｍｍ、ポンチ肩半径ｒ：８ｍｍ
ダイ穴径：φ１４０ｍｍ、ダイ肩半径ｒ：１０ｍｍ
ＢＨＦ（しわ押さえ力）：１０〜２００ｋＮ
成形高さ：４５ｍｍ
評価：破断・しわの発生しない成形可能ＢＨＦ範囲
しわの評価は、３次元形状測定機を用いて行った。フランジ面から１５ｍｍ高さの縦壁を測定し、近似円弧からの最大最小差が０．８ｍｍを超えるものをしわ発生と評価した。

結果を表２７及び２８に示す。番号６０１の比較例では、Ｍｎ、Ｚｎ、Ｐの複合酸化物を形成していない合金化溶融亜鉛めっき鋼板を用いている。
番号６０１（比較例）を除く実施例では、Ｍｎ量及びＰ量が十分な複合酸化物層を有しているため、潤滑性が向上し、破断限界荷重の上昇が観察された。また、複合酸化物層の厚みが０．１〜１０ｎｍである番号６０３〜６０７は、しわ限界荷重がほとんど変化せずに、破断限界荷重が上昇するため、成形可能範囲が広くなっていた。

深絞り性とめっき密着性とに優れる合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供することができる。

１ 鋼板
２ 合金化溶融亜鉛めっき層
３ 平坦部
４ 粗面部（凹部）
５ 複合酸化物層
１０ 合金化溶融亜鉛めっき鋼板
２３ 凸部
２４ 凹部

合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、塗装密着性、塗装後耐食性、溶接性などの特性に優れるため、自動車をはじめとして、家電、建材等に非常に多く使用されている。合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、鋼板表面に溶融亜鉛をめっきした後、直ちに亜鉛の融点以上の温度に鋼板を加熱保持することにより製造される。このように、溶融亜鉛めっきされた鋼板を加熱保持すると、鋼板中のＦｅが亜鉛めっき中に拡散し、Ｚｎ−Ｆｅ合金が形成される。しかしながら、鋼板の組成及び組織によって合金化速度が大きく異なるため、このＺｎ−Ｆｅ合金の形成を制御するためにはかなり高度な技術を要する。また、複雑な形状にプレスされる自動車用鋼板には、非常に高い成形性が要求される。特に、近年では、自動車の耐食性への要求が高まっているため、合金化溶融亜鉛めっきが自動車用鋼板に適用されるケースが増加している。

（１）本発明の一態様に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、鋼板と；前記鋼板の少なくとも一方の面に形成され、０．０５質量％以上０．５質量％以下のＡｌと、６質量％以上１２質量％以下のＦｅと、必要によりＰｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｂｅ、Ｂｉ、希土類元素の１種または２種以上を合計で２質量％以下含有し、残部がＺｎ及び不可避的不純物からなる合金化溶融亜鉛めっき層と；前記合金化溶融亜鉛めっき層の表面に形成され、０．１ｍｇ／ｍ^２以上１００ｍｇ／ｍ^２以下のＭｎと、１ｍｇ／ｍ^２以上１００ｍｇ／ｍ^２以下のＰと、Ｚｎとを含有し、Ｐ／Ｍｎ比が０．３以上５０以下であるＭｎ、Ｚｎ、Ｐの複合酸化物層と；を備え、前記合金化溶融亜鉛めっき層は、前記合金化溶融亜鉛めっき層と前記複合酸化物層との界面に、１０％以上７０％以下の面積率を有する平坦部と、この平坦部よりも前記鋼板に近い位置にある粗面部とを有し、前記粗面部の表面粗さＲａは０．５μｍ以上１０μｍ以下の範囲であり、前記平坦部の表面粗さＲａは０．０１μｍ以上０．５μｍ未満であり、前記Ｍｎ、Ｚｎ、Ｐの複合酸化物層は、アモルファス化合物を含有する。
（２）上記（１）に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板では、前記Ｍｎ、Ｚｎ、Ｐの複合酸化物層の厚みが０．１ｎｍ以上１００ｎｍ未満であってもよい。
（３）上記（１）に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板では、前記Ｍｎ、Ｚｎ、Ｐの複合酸化物層の厚みが０．１ｎｍ以上１０ｎｍ未満であってもよい。
（４）上記（１）乃至（３）の何れか１項に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板では、前記Ｍｎ、Ｚｎ、Ｐの複合酸化物層がリン酸基、亜リン酸基、次亜リン酸基の少なくとも１種を含んでもよい。
（５）上記（１）乃至（４）の何れか１項に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板では、前記合金化溶融亜鉛めっき層の結晶格子面間隔ｄが１．２３７ÅのＸ線回折強度ＩηとＳｉ粉末標準試料における結晶格子面間隔ｄが３．１３ÅのＸ線回折強度ＩＳｉとの比Ｉη／ＩＳｉが、０．０００６以下であり、前記合金化溶融亜鉛めっき層の結晶格子面間隔ｄが１．２６ÅのＸ線回折強度ＩζとＳｉ粉末標準試料における結晶格子面間隔ｄが３．１３ÅのＸ線回折強度ＩＳｉとの比Ｉζ／ＩＳｉが、０．０００５以上であり、前記合金化溶融亜鉛めっき層の結晶格子面間隔ｄが１．２２２ÅのＸ線回折強度ＩΓとＳｉ粉末標準試料における結晶格子面間隔ｄが３．１３ÅのＸ線回折強度ＩＳｉとの比ＩΓ／ＩＳｉが、０．００４以下であってもよい。
（６）上記（１）乃至（５）の何れか１項に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板では、前記鋼板が、質量％で、０．０００１％以上０．００４％以下のＣと、０．００１％以上０．１５％以下のＳｉと、０．０１％以上１．０％以下のＭｎと、０．００１％以上０．１％以下のＰと、０．０１５％以下のＳと、０．００１％以上０．１％以下のＡｌと、０．００２％以上０．１０％以下のＴｉと、０．０００５％以上０．００４５％以下のＮとを含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなってもよい。
（７）上記（６）に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板では、前記鋼板が、さらに、質量％で、０．００２％以上０．１０％以下のＮｂを含有してもよい。
（８）上記（６）または（７）に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板では、前記鋼板が、さらに、質量％で、０．０００１％以上０．００３％以下のＢを含有してもよい。
（９）上記（６）乃至（８）の何れか１項に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板では、前記鋼板のｒ値が、１．６以上２．２以下であってもよい。
（１０）上記（１）乃至（５）の何れか１項に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板では、前記鋼板が、質量％で、０．００４％超０．３％以下のＣと、０．００１％以上２％以下のＳｉと、０．０１％以上４．０％以下のＭｎと、０．００１％以上０．１５％以下のＰと、０．０１５％以下のＳと、２％以下のＡｌと、０．０００５％以上０．００４％以下のＮとを含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなってもよい。
（１１）上記（１）乃至（１０）の何れか１項に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板では、前記Ｍｎ、Ｚｎ、Ｐの複合酸化物層が水溶性Ｐ化合物を含んでもよい。
（１２）本発明の一態様に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法では、鋼板に溶融亜鉛めっきをし；合金化処理を施して０．０５％以上０．５％以下のＡｌと６％以上１２％以下のＦｅとを含む合金化溶融亜鉛めっき層を形成し；調質圧延を行って、前記合金化溶融亜鉛めっき層に、１０％以上７０％以下の面積率を有し、表面粗さＲａが０．０１μｍ以上０．５μｍ未満の平坦部と、この平坦部よりも前記鋼板に近い位置にあり、表面粗さＲａが０．５μｍ以上１０μｍ以下の粗面部とを形成し；前記合金化溶融亜鉛めっき層の表面に、Ｍｎが０．１ｍｇ／ｍ^２以上１００ｍｇ／ｍ^２以下、Ｐが１ｍｇ／ｍ^２以上１００ｍｇ／ｍ^２以下、Ｐ／Ｍｎ比が０．３〜５０となるように処理液を調節して、Ｍｎ、Ｚｎ、Ｐの複合酸化物層を形成する。
（１３）上記（１２）に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法では、伸長率０．３％以上２．０％以下の調質圧延を行ってもよい。
（１４）上記（１２）または（１３）に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法では、直径３００mm以上７００mm以下で粗度０．５μｍ未満のワークロールを用いて調質圧延を行ってもよい。
（１５）上記（１２）乃至（１４）の何れか１項に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法では、前記処理液は、塗装コーターを使用して前記合金化溶融亜鉛めっき層の表面に塗布されてもよい。

具体的には、次のように、各合金相のＸ線回折強度とＳｉ粉末標準試料における結晶格子面間隔ｄが３．１３ÅのＸ線回折強度との比（各合金相の量）を制御することが好ましい。すなわち、η相の結晶格子面間隔ｄが１．２３７ÅのＸ線回折強度ＩηとＳｉ粉末標準試料の上記Ｘ線回折強度ＩＳｉとの比Ｉη／ＩＳｉを、０．０００６以下（０を含む）にすることが好ましく、０．０００４以下（０を含む）であることがさらに好ましい。また、ζ相の結晶格子面間隔ｄが１．２６ÅのＸ線回折強度ＩζとＳｉ粉末標準試料の上記Ｘ線回折強度ＩＳｉとの比Ｉζ／ＩＳｉを、０．０００５以上にすることが好ましく、０．００１以上であることがさらに好ましい。このＸ線回折強度の比Ｉζ／ＩＳｉの上限は、０．１であってもよい。さらに、Γ相の結晶格子面間隔ｄが１．２２２ÅのＸ線回折強度ＩΓとＳｉ粉末標準試料の上記Ｘ線回折強度ＩＳｉとの比ＩΓ／ＩＳｉを、０．００４以下（０を含む）にすることが好ましく、０．００２以下（０を含む）であることがさらに好ましい。なお、このＸ線回折ではΓ相をΓ1相と区別することは困難であり、Γ相にΓ1相とを合わせてΓ相として取り扱う。

平坦部３の面積率は、単位面積あたりの圧下量で決まる。しかしながら、この単位面積あたりの圧下量は、一定の圧下力の場合、ワークロール径が大きくなるほど小さくなる。そのため、ワークロール径が７００ｍｍを超えると、目的とする面積率を得るために大きな圧下力が必要となり、めっき鋼板の材質が悪化する。したがって、ワークロール径は、７００ｍｍ以下であることが好ましい。また、ワークロール径が小さくなるほど、単位面積あたりの圧下量が大きくなり、同じ圧下力でもより大きな面積率の平坦部３が得られる。そのため、ワークロール径は、小さいほど好ましく、６００ｍｍ以下であることがさらに好ましい。

Claims (15)

1. 鋼板と；
   前記鋼板の少なくとも一方の面に形成され、０．０５質量％以上０．５質量％以下のＡｌと、６質量％以上１２質量％以下のＦｅと、必要によりＰｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｂｅ、Ｂｉ、希土類元素の少なくとも１種を２質量％以下含有し、残部がＺｎ及び不可避的不純物からなる合金化溶融亜鉛めっき層と；
   前記合金化溶融亜鉛めっき層の表面に形成され、０．１ｍｇ／ｍ^２以上１００ｍｇ／ｍ^２以下のＭｎと、１ｍｇ／ｍ^２以上１００ｍｇ／ｍ^２以下のＰと、Ｚｎとを含有し、Ｐ／Ｍｎ比が０．３以上５０以下であるＭｎ、Ｚｎ、Ｐの複合酸化物層と；を備え、
   前記合金化溶融亜鉛めっき層は、前記合金化溶融亜鉛めっき層と前記複合酸化物層５との界面に、１０％以上７０％以下の面積率を有する平坦部と、この平坦部よりも前記鋼板に近い位置にある粗面部とを有し、
   前記Ｍｎ、Ｚｎ、Ｐの複合酸化物層は、アモルファス化合物を含有する
   ことを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
2. 前記Ｍｎ、Ｚｎ、Ｐの複合酸化物層の厚みが０．１ｎｍ以上１００ｎｍ未満であることを特徴とする請求項１に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
3. 前記Ｍｎ、Ｚｎ、Ｐの複合酸化物層の厚みが０．１ｎｍ以上１０ｎｍ未満であることを特徴とする請求項１に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
4. 前記Ｍｎ、Ｚｎ、Ｐの複合酸化物層がリン酸基、亜リン酸基、次亜リン酸基の少なくとも１種を含むことを特徴とする請求項１または２に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
5. 前記粗面部の表面粗さＲａが０．５μｍ以上１０μｍ以下の範囲であり、前記平坦部の表面粗さＲａが０．０１μｍ以上０．５μｍ未満であることを特徴とする請求項１または２に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
6. 前記合金化溶融亜鉛めっき層の結晶格子面間隔ｄが１．２３７ÅのＸ線回折強度ＩηとＳｉ粉末標準試料における結晶格子面間隔ｄが３．１３ÅのＸ線回折強度ＩＳｉとの比Ｉη／ＩＳｉが、０．０００６以下であり、前記合金化溶融亜鉛めっき層の結晶格子面間隔ｄが１．２６ÅのＸ線回折強度ＩζとＳｉ粉末標準試料における結晶格子面間隔ｄが３．１３ÅのＸ線回折強度ＩＳｉとの比Ｉζ／ＩＳｉが、０．０００５以上であり、前記合金化溶融亜鉛めっき層の結晶格子面間隔ｄが１．２２２ÅのＸ線回折強度ＩΓとＳｉ粉末標準試料における結晶格子面間隔ｄが３．１３ÅのＸ線回折強度ＩＳｉとの比ＩΓ／ＩＳｉが、０．００４以下であることを特徴とする請求項１または２に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
7. 前記鋼板が、質量％で、０．０００１％以上０．００４％以下のＣと、０．００１％以上０．１５％以下のＳｉと、０．０１％以上１．０％以下のＭｎと、０．００１％以上０．１％以下のＰと、０．０１５％以下のＳと、０．００１％以上０．１％以下のＡｌと、０．００２％以上０．１０％以下のＴｉと、０．０００５％以上０．００４５％以下のＮとを含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなることを特徴とする請求項１または２に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
8. 前記鋼板が、さらに、質量％で、０．００２％以上０．１０％以下のＮｂを含有することを特徴とする請求項７に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
9. 前記鋼板が、さらに、質量％で、０．０００１％以上０．００３％以下のＢを含有することを特徴とする請求項７に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
10. 前記鋼板のｒ値が、１．６以上２．２以下であることを特徴とする請求項７に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
11. 前記鋼板が、質量％で、０．００４％超０．３％以下のＣと、０．００１％以上２％以下のＳｉと、０．０１％以上４．０％以下のＭｎと、０．００１％以上０．１５％以下のＰと、０．０１５％以下のＳと、２％以下のＡｌと、０．０００５％以上０．００４％以下のＮとを含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなることを特徴とする請求項１または２に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
12. 前記Ｍｎ、Ｚｎ、Ｐの複合酸化物層が水溶性Ｐ化合物を含むことを特徴とする請求項１または２に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
13. 鋼板に溶融亜鉛めっきをし；
    合金化処理を施して０．０５％以上０．５％以下のＡｌと６％以上１２％以下のＦｅとを含む合金化溶融亜鉛めっき層を形成し；
    調質圧延を行った後、前記合金化溶融亜鉛めっき層の表面に、Ｍｎが０．１ｍｇ／ｍ^２以上１００ｍｇ／ｍ^２以下、Ｐが１ｍｇ／ｍ^２以上１００ｍｇ／ｍ^２以下、Ｐ／Ｍｎ比が０．３〜５０となるように処理液を調節して、Ｍｎ、Ｚｎ、Ｐの複合酸化物層を形成する；
    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。
14. 伸長率０．３％以上２．０％以下の調質圧延を行うことを特徴とする請求項１３に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
15. 前記処理液は、塗装コーターを使用して前記合金化溶融亜鉛めっき層の表面に塗布されることを特徴とする請求項１３または１４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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