JPWO2014189063A1 - 合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

Ｆｅを７．２〜１０．６質量％、Ａｌを０．２〜０．４質量％、および、Ｎｉ等を０．１質量％含有し、残部がＺｎ及び不純物からなるめっき層であって、めっき層の垂直断面にて、ζ相の平均厚みが０．２μｍ以下で、地鉄に接して存在するΓ相の平均厚みが０．５μｍ以下で、前記Γ相内において、Ｎｉ等を前記Γ相内での割合で０．５質量％以上含有し、Γ相に接して存在する相がΓ1相とδ相との混合相であり、下記式で定義するδ相比率が１０％以上であるめっき層を備えることを特徴とするプレス成形性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板。δ相比率＝（δ相／Γ相接触界面長さ）／（δ相／Γ相接触界面長さ＋Γ１相／Γ相接触界面長さ）×１００、ここで、δ相／Γ相接触界面長さは、δ相とΓ相が接触している界面の長さで、Γ１相／Γ相接触界面長さは、Γ１相とΓ相が接触している界面の長さである。

Description

本発明は、自動車、家電製品、建築材料等のプレス成形に用いる合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法に関し、特に、摺動性（耐フレーキング性）、耐パウダリング性、及び、化成処理性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法に関するものである。

合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、亜鉛めっき鋼板と比較して、溶接性及び塗装性に優れている。このことから、合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、自動車車体の用途のみならず、家電製品、建築材料等の広範な用途分野で多用されている。このような用途に用いる合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、通常、プレス成形を施して使用に供する。

合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法では、鋼板表面に溶融亜鉛めっきを施した後、直ちに、亜鉛の融点以上に加熱保持して、鋼板中のＦｅをめっき層中に拡散させる。そして、Ｚｎと合金化反応をさせ、Ｚｎ−Ｆｅ合金相を生成させる。ところが、このような合金化溶融亜鉛めっき鋼板は冷延鋼板に比べてプレス成形性が劣るという欠点を有する。

プレス成形性が劣る原因は、合金化溶融亜鉛めっき層の組織にある。即ち、鋼板中のＦｅをめっき層中に拡散させてＺｎと合金化反応させることによって形成されたＺｎ−Ｆｅ合金めっき層は、図１に模式的に示すように、通常、地鉄１０上に形成されるΓ相１１、Γ₁相１２、δ₁相１３、及びζ相１４からなるめっき層である。また、このめっき層は、Ｆｅ濃度が低くなるに従い、Γ相→Γ₁相→δ相→ζ相の順で変化する。

これらの相の硬度は、Γ₁相がビッカース硬さで約５０５Ｈｖで最も高く、続いて、Γ相が約３２６Ｈｖであり、δ相が約２８４〜３００Ｈｖであり、ζ相が約２００Ｈｖである。特に、鋼板表面に近いめっき層領域（めっき鋼板界面）に存在するΓ相およびΓ₁相が硬質であり、めっき層の上部領域には、軟質のζ相が生成する。

ζ相は、軟質で、プレス金型と凝着し易く、摩擦係数が高く、摺動性が悪い。このため、ζ相は、厳しいプレス成形を行なったときに、めっき層が金型に凝着し剥離する現象（以下、フレーキング）を引き起こす原因となる。また、Γ相およびΓ₁相は、硬質で脆いので、プレス成形時にめっき層が粉状になって剥離する現象（以下、パウダリング）を引き起こす原因となる。

合金化溶融亜鉛めっき鋼板をプレス成形する際には、摺動性が良好なことが重要である。このため、摺動性の観点で、めっき層は、高合金化して高硬度で、融点が高く、凝着の起こり難い高Ｆｅ濃度の皮膜が有効であるが、パウダリングを引き起こしやすくなる。

一方、パウダリングを防止するために、低合金化し、Γ相およびΓ₁相の生成を抑制した低Ｆｅ濃度のめっき層とすると、摺動性が劣り、フレーキングを引き起こしやすくなる。

合金化溶融亜鉛めっき鋼板のブレス成形性を良好なものとするためには、摺動性とバウダリングとの相反する性質を両立させることが要求される。

これまで、合金化溶融亜鉛めっき鋼板のプレス成形性を改善する技術として、高Ａｌ浴において、該Ａｌ濃度との関係で規定される高侵入板温でめっきを行なって合金化反応を抑制し、その後、高周波誘導加熱方式の合金化炉で、出側板温が４９５℃超〜５２０℃となるように合金化処理して、δ₁主体の合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法（例えば、特許文献１、参照）が提案されている。また、溶融Ｚｎめっきを施し、直ちに４６０〜５３０℃の温度域で２〜１２０秒保持した後、５℃／秒以上の冷却速度で２５０℃以下に冷却して、δ₁単相の合金化めっき層を形成する合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法（例えば、特許文献２、参照）も提案されている。さらに、表面摺動性と耐パウダリング性を両立させるために、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造時の合金化処理で、加熱・冷却中の温度（Ｔ）と時間（ｔ）とを掛け合わせて積算した温度分布に基づいて、合金化処理の温度パターンを決定する合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法（例えば、特許文献３、参照）も提案されている。

これらの従来技術は、いずれも、合金化の度合いを制御して、合金化溶融亜鉛めっき層の硬質化を図り、合金化溶融亜鉛めっき鋼板のプレス成形時の欠点となる耐パウダリング性と耐フレーキング性の両立を図るものである。

また、表面平坦部が摺動性に大きな影響を与えるので、表面平坦部を制御することによって、表層にζ相が多く存在するめっき皮膜においても良好な耐パウダリング性を有し、摺動性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得る技術が提案されている（例えば、特許文献４、参照）。

この技術は、合金化度を低くして、表層にζ相が多く存在するめっき皮膜においても良好な耐パウダリング性を有し、摺動性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得るものである。ところが、耐フレーキング性（耐摺動性）が十分ではないため、耐摺動性を更に改善することが必要であると考えられる。

更に、この他に、亜鉛系めっき鋼板のプレス成形性を向上させる方法としては、高粘度の潤滑油を塗布する方法が広く用いられている。ところが、潤滑油は高粘性であるため、塗装工程で脱脂不良による塗装欠陥が発生したり、また、プレス時の油切れにより、プレス性能が不安定になったりする等の問題がある。

このため、亜鉛系めっき鋼板の表面にＺｎＯを主体とする酸化膜を形成させる技術（例えば、特許文献５、参照）や、Ｎｉ酸化物の酸化膜を形成する技術（例えば、特許文献６、参照）が提案されている。ところが、これらの酸化膜は化成処理性が劣るという問題がある。

そこで、化成処理性を改善した皮膜として、Ｍｎ系酸化物皮膜を形成する技術（例えば、特許文献７、参照）が提案されている。しかし、これらの酸化物系皮膜を形成する技術においては、いずれも、合金化溶融亜鉛めっき層の組織との関係が具体的に検討されていない。

特許文献８には、プレめっきについて提案されているが、耐パウダリング性の評価のみであり、耐フレーキング性については何ら改善がされていない。また、特許文献９には、Γ２相について提案されているが、耐パウダリング性の評価のみであり、耐フレーキング性については何ら改善がされていない。さらに、特許文献１０では、耐パウダリング性と摺動性との評価が行われているが、実際に板厚が減少するようなプレス成形時には更なる安定性が必要になる場合もある。

特開平０９−１６５６６２号公報 特開２００７−１３１９１０号公報 特開２００５−０５４１９９号公報 特開２００５−０４８１９８号公報 特開昭５３−０６０３３２号公報 特開平０３−１９１０９３号公報 特開平０３−２４９１８２号公報 特開２０１０−２６５５２５号公報 特開平１０−３０６３６１号公報 国際公開第２０１０／０８９９１０号

本発明は、従来技術の現状に鑑み、プレス成形時の耐フレーキング性（表面摺動性）と耐パウダリング性が両立する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。

合金化溶融亜鉛めっきの合金化処理において、高合金化処理を行えば、Γ相およびΓ₁相が多く生成され、プレス成形時の耐フレーキング性（表面摺動性）は良好となるが、耐パウダリング性が劣ることとなる。

一方、合金化処理において低合金化処理を行えば、Γ相およびΓ₁相の生成が少なくなって、ζ相が多くなり、プレス成形時の耐パウダリング性は良好となるが、表面摺動性（耐フレーキング性）が劣ることとなる。合金化溶融亜鉛めっき鋼板においては、Γ相およびΓ₁相の生成は避けることができない。

そこで、本発明者らは、鋼板近傍のめっき微細組織に着目し、亀裂の伝播し難い組織を形成することについて鋭意研究した。その結果、プレめっきを適用して合金化時の入熱を調整し、Γ相内に含有されるプレめっき金属の含有比率を一定値以上に保つことで、加工時の亀裂伝播を抑制し耐パウダリング性に優れためっき組織を実現でき、さらにめっき層の鉄含有率を所定の範囲に制御すれば、耐フレーキング性にも優れためっきが得られることを知見した。

更に、めっき鋼板が受ける加工程度に応じて付与するプレめっき量を調整すれば、耐パウダリング性を十分に向上させる効果を付与できることを知見した。

本発明は上記知見に基づいてなされたもので、その要旨は、次の通りである。

（１）地鉄と、Ｆｅを７．２〜１０．６質量％、Ａｌを０．２〜０．４質量％、および、Ｎｉ、Ｃｏ、ＣｕおよびＩｎからなる群から選ばれる１種又は２種以上を合計で０．１質量％以上含有し、残部がＺｎ及び不純物からなるめっき層とを有し、前記めっき層は前記地鉄の表面に形成され、前記めっき層の垂直断面にて、ζ相の平均厚みが０．２μｍ以下で、前記地鉄に接して存在するΓ相の平均厚みが０．５μｍ以下で、前記Γ相内において、前記Ｎｉ、Ｃｏ、ＣｕおよびＩｎからなる群から選ばれる１種又は２種以上を合計で前記Γ相内での割合で０．５質量％以上含有し、前記Γ相に接して存在する相がΓ₁相とδ相との混合相であり、下記式（１）で定義するδ相比率が１０％以上であることを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板。

δ相比率＝（δ相／Γ相接触界面長さ）／（δ相／Γ相接触界面長さ
＋Γ_１相／Γ相接触界面長さ）×１００ ・・・（１）
ここで、δ相／Γ相接触界面長さは、δ相とΓ相とが接触している界面の長さで、Γ_１相／Γ相接触界面長さは、Γ_１相とΓ相とが接触している界面の長さである。

（２）板厚減少率（％）が５％以上のプレス加工を受ける合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する製造方法であって、下記式（２）に従い、前記合金化溶融亜鉛めっき鋼板のプレス加工時の板厚減少率（％）に基づいて必要プレめっき量（ｇ／ｍ²）を算出し、地鉄に、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｕ、およびＩｎからなる群から選ばれる１種又は２種以上を含有するプレめっきを合計で、前記算出した必要プレめっき量（ｇ／ｍ²）以上施してから、Ａｌを０．１〜０．３質量％含有するめっき浴に浸漬して亜鉛めっきを施す工程と、次いで、加熱炉出側で最高到達温度に達した後、保熱炉で徐冷する際、下記式（３）で算出する温度積分値Ｓを３００以上８００未満の範囲で調整して合金化処理を施す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鋼板の製造方法。
必要プレめっき量（ｇ／ｍ²）＝０．０２２２×板厚減少率（％）−０．０６２５ ・・・（２）
Ｓ＝（Ｔ₁₁−Ｔ₀）×ｔ₁／２
＋（（Ｔ₁₁−Ｔ₀）＋（Ｔ₁₂−Ｔ₀））×ｔ₂／２
＋（（Ｔ₁₂−Ｔ₀）＋（Ｔ₂₁−Ｔ₀））×Δｔ／２
＋（（Ｔ₂₁−Ｔ₀）＋（Ｔ₂₂−Ｔ₀））×ｔ₃／２
＋（Ｔ₂₂−Ｔ₀）×ｔ₄／２ ・・・（３）
ここで、Ｔ₀ ：４２０（℃）、
Ｔ₁₁：加熱炉出側の鋼板温度（℃）、
Ｔ₁₂：保熱炉の冷却帯入側の鋼板温度（℃）、
Ｔ₂₁：冷却帯出側の鋼板温度（℃）、
Ｔ₂₂：保熱炉出側の鋼板温度（℃）、
ｔ₁ ：Ｔ₀から加熱炉出側までの処理時間（秒）、
ｔ₂ ：加熱炉出側から保熱炉の冷却帯入側までの処理時間（秒）、
Δｔ：保熱炉の冷却帯入側から冷却帯出側までの処理時間（秒）、
ｔ₃ ：保熱炉の冷却帯出側から保熱炉出側までの処理時間（秒）、
ｔ₄ ：急冷帯入側からＴ₀までの処理時間（秒）

本発明によれば、プレス成形時の耐パウダリング性及び耐フレーキング性（表面摺動性）が両立する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ができる。

図１は、Ｚｎ−Ｆｅ合金めっき層の相構造を模式的に示す図である。 図２は、温度積分値（Ｓ）とめっき層のＦｅ濃度（質量％）との関係を示す図である。 図３は、成形高さ（ｍｍ）と加工後の板厚減少率（％）との関係を示す図である。 図４は、板厚減少率（％）とプレめっき量（ｇ／ｍ²）との関係におけるパウダリング評価結果を示す図である。 図５Ａは、プレめっきを施した場合の地鉄とめっき層との界面近傍におけるめっき層の微細組織の態様を示す図である。 図５Ｂは、プレめっきを施さない場合の地鉄とめっきとの界面近傍におけるめっき層の微細組織の態様を示す図である。 図６は、プレめっき量（ｇ／ｍ²）とδ相比率（％）との関係を示す図である。 図７は、プレめっき量（ｇ／ｍ²）を変化させた場合の温度積分値ＳとΓ相内に含有されるプレめっき金属の濃度との関係を示す図である。 図８は、Γ相内のプレめっき金属含有率とδ相比率との関係を示す図である。 図９は、プレめっき量（ｇ／ｍ²）を変化させた場合のめっき層に含有されるプレめっき金属の含有率とζ相の厚みとの関係を示す図である。 図１０は、Ｎｉを含有る場合と含有しない場合とのＦｅ−Ａｌ−Ｚｎ系の状態を示す図である。 図１１は、プレめっき量（ｇ／ｍ²）と、めっき層におけるプレめっき金属の濃度との関係を示す図である。 図１２は、めっき層におけるＦｅ濃度と、Γ相の厚みとの関係を示す図である。 図１３は、板厚減少率ごとでの耐パウダリング性が良好なδ相比率を示す図である。

合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、通常、焼鈍炉で焼鈍した鋼板を、溶融亜鉛浴（ポット）に浸漬して、鋼板表面に亜鉛めっきを施した後、加熱炉にて最高到達温度まで加熱し、加熱後、保熱炉にて徐冷し、冷却帯にて急冷して製造される。

この場合、合金化処理時の合金化温度等により合金化度が決まる。合金化度が低い場合、ζ相が多量に生成し、Γ相およびΓ₁相の生成が抑制される。その結果、ζ相が厚くなり、Γ相およびΓ₁相が薄くなる。一方、合金化度が高い場合、Γ相およびΓ₁相が多量に生成し、ζ相の生成が抑制される。この結果、Γ相およびΓ₁相が厚くなり、ζ相が薄くなる。

そして、合金化度が高い場合、Γ相およびΓ₁相は、地鉄との界面に厚く成長するため、合金化溶融亜鉛めっき鋼板のプレス成形時に発生するパウダリングの原因となる。即ち、合金化度が高く、めっき層のＦｅ濃度が１１．０質量％を超えると、Γ相およびΓ₁相が厚く成長して、パウダリング発生の原因となる。図１２に示すように、めっき層のＦｅ濃度が高くなると、Γ相の厚みがパウダリング発生の原因となる境界である０．５μｍを超えて大きくなることがわかる。一方、合金化度が低いと、ζ相の生成量が多くなり、めっき層の表面に成長して、プレス成形時に発生するフレーキングの原因となる。

本発明者らは、パウダリング及びフレーキングの根本的な原因は、めっき層の組織にあるとの発想のもとで、地鉄とめっき層との界面近傍におけるめっき層の微細組織に着目し、プレス加工時、亀裂伝播が起こり難い組織を形成する手法について鋭意研究した。

また、本発明者は熱力学を駆使して解析を行ったところ、図１０に示すように、Ｎｉ等の元素をめっき層に加えるとΓ相、Γ₁相、δ相及びζ相の生成が制御出来る可能性があることを見出した。図１０に示すようにＮｉを含有しない場合と、Ｎｉを０．５質量％含有する場合とで比較すると、Ｎｉを含有する場合には、Ｆｅ_２Ａｌ_５からＦｅ_２Ａｌ_５＋Ｎｉ_２Ａｌ_３へ変化し、合金化が促進する。また、Ｎｉの影響により、Γ_１相が生成しにくくなり、δ相が出現する領域がやや拡大する。さらには、ζ相も生成しにくくなる。以上の結果から、Ｎｉ等の元素をめっき層に加えることによって、地鉄との界面近傍に生成されるΓ相およびΓ₁相の微細組織を制御することに着目した。

その結果、鋼板にプレめっきを施すこととし、プレめっき量を、プレス加工時の加工程度に応じて調整すれば、地鉄との界面近傍に生成されるΓ相およびΓ₁相の微細組織を制御することが可能となり、加工性に優れためっき層を形成できることを見いだした。

更に、合金化時の入熱量を適正に調整し、めっき層のＦｅ濃度を制御すれば、耐パウダリング性と耐フレーキング性とを両立させることができることを見いだした。本発明は、上記知見に基づいてなされたもので、以下、詳細に説明する。

本発明においては、めっきを施す鋼板として、極低炭素鋼、例えば、ＩＦ鋼、Ｔｉ、Ｎｂ含有の極低炭素Ｔｉ鋼、極低炭素Ｔｉ−Ｎｂ鋼等の鋼板を用いることができる。また、強化元素であるＳｉ、Ｍｎ、またはＰを適量含有する高強度鋼板を用いてもよい。

まず、Ｆｅ濃度の違いによる耐パウダリング性および耐フレーキング性の違いを確認するために、以下のような実験を行った。
代表例として極低炭素Ｔｉ−Ｎｂ鋼の鋼板を用い、該鋼板に、プレめっきを施さないものと、予め硫酸Ｎｉ浴を用いてＮｉプレめっきを０．２ｇ／ｍ²施したものとを用意した。その後、１０％Ｈ₂−Ｎ₂雰囲気中で、８００℃にて９０秒、還元・焼鈍処理を施し、次いで、Ａｌを０．１３質量％含有する４６０℃のＺｎめっき浴に３秒間浸漬して、Ｚｎめっきを施した。

その後、ガスワイピング法で、Ｚｎの付着量を４５ｇ／ｍ^２の一定に調整し、Ｚｎが付着された鋼板を加熱炉に装入し、加熱炉出側の鋼板温度（Ｔ₁₁）が最高到達温度に達した後、保熱炉にて徐冷する際、下記式（３）にて算出する温度積分値Ｓを変えて合金化処理を行った。

Ｓ＝（Ｔ₁₁−Ｔ₀）×ｔ₁／２
＋（（Ｔ₁₁−Ｔ₀）＋（Ｔ₁₂−Ｔ₀））×ｔ₂／２
＋（（Ｔ₁₂−Ｔ₀）＋（Ｔ₂₁−Ｔ₀））×Δｔ／２
＋（（Ｔ₂₁−Ｔ₀）＋（Ｔ₂₂−Ｔ₀））×ｔ₃／２
＋（Ｔ₂₂−Ｔ₀）×ｔ₄／２ ・・・（３）
ここで、Ｔ₀ ：４２０（℃）
Ｔ₁₁：加熱炉出側の鋼板温度（℃）
Ｔ₁₂：保熱炉の冷却帯入側の鋼板温度（℃）
Ｔ₂₁：冷却帯出側の鋼板温度（℃）
Ｔ₂₂：保熱炉出側の鋼板温度（℃）
ｔ₁ ：Ｔ₀から加熱炉出側までの処理時間（秒）
ｔ₂ ：加熱炉出側から保熱炉の冷却帯入側までの処理時間（秒）
Δｔ：保熱炉の冷却帯入側から冷却帯出側までの処理時間（秒）
ｔ₃ ：保熱炉の冷却帯出側から保熱炉出側までの処理時間（秒）
ｔ₄ ：急冷帯入側からＴ₀までの処理時間（秒）

続いて、合金化処理を施しためっき鋼板から３５φの試験片を切り出し、インヒビター入りの塩酸中でめっき層を溶解して化学分析し、めっき層中のＦｅ、Ｎｉ及びＡｌの量を測定した。

めっき層の耐パウダリング性及び耐フレーキング性を、以下の方法で評価した。

（耐パウダリング性）
まず、めっき鋼板から、幅４０ｍｍ、長さ２５０ｍｍの試験片を切り出した。そして、クランクプレスを用い、試験片を、ｒ＝５ｍｍの半丸ビードの金型にて、パンチ肩半径５ｍｍ、ダイ肩半径５ｍｍ、成形高さ３５ｍｍで加工した。次に、プレス加工後の板厚をマイクロメーターで測定し、（元板厚−加工後板厚）×１００／（元板厚）で、プレス加工時の板厚減少率（％）を算出したところ、板厚減少率は１０％であった。また、加工の際、めっきの剥離量を測定し、以下の基準で耐パウダリング性を評価した。

評価基準
めっき剥離量５ｇ／ｍ²未満：◎
めっき剥離量５ｇ／ｍ²以上１０ｇ／ｍ²未満：○
めっき剥離量１０ｇ／ｍ²以上１５ｇ／ｍ²未満：△
めっき剥離量１５ｇ／ｍ²以上：×

（耐フレーキング性）
まず、めっき鋼板から、幅１７ｍｍ、長さ３００ｍｍの試験片を切り出した。そして、試験片に、塗油として、ノックスラスト５３０Ｆ−４０（パーカー興産株式会社）を、塗油量１ｇ／ｍ²で塗布した。その後、角ビート肩Ｒ１．０／３．０ｍｍの金型を用い、面圧１００〜６００ｋｇｆで摺動試験を行い、引抜き加重を測定した。そして、面圧と引抜き加重との関係から摩擦係数を求めた。なお、摺動長さは２００ｍｍとした。求めた摩擦係数を以下の基準で評価した。

評価基準
摩擦係数０．５未満：◎
摩擦係数０．５以上０．６未満：○
摩擦係数０．６以上０．８未満：△
摩擦係数０．８以上：×

更に、めっき層の相構造を調査する目的で、めっき層の垂直断面を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察し、めっき層中のΓ相およびζ相の平均厚みを測定した。また、ＥＰＭＡ（Electron Probe MicroAnalyzer）による分析を行いΓ相内に含有されるＮｉ量を測定した。さらに、めっき層をインヒビター入り塩酸で溶解し、化学分析を行うことでめっき相の平均Ｎｉ濃度を求めた。

表１に、温度積分値Ｓ毎に、めっき層のＦｅ濃度（質量％）（以下、めっき層におけるＦｅ含有量をＦｅ濃度と称す）、めっき層の平均Ｎｉ濃度（質量％）（以下、めっき層におけるNi含有量と称す）、Γ相内での割合であるΓ相に含有されるＮｉ濃度（質量％）、Γ相の平均厚み、ζ相の平均厚み、耐パウダリング性の評価、及び、耐フレーキング性の評価と併せて評価結果を示す。

プレめっきを行わない場合には温度積分値Ｓの値が低くて、めっき層のＦｅ濃度が８．５質量％を下回ると、軟質のζ相の厚みが増加し、耐フレーキング性が低下する。逆に、温度積分値Ｓが高くなり、めっき層のＦｅ濃度が上昇すると耐フレーキング性は改善するがΓ相の厚みが増加し、耐パウダリング性が低下する。このようにプレめっきを施さない場合は耐フレーキング性および耐パウダリング性の両方を満足する条件は見いだせなかった。一方、プレめっきを行うと合金化が促進し、より低い温度積分値Ｓでめっき層のＦｅ濃度が上昇する。耐フレーキング性を満足するためにはめっき層のζ相厚みが０．２μｍ以下であることが必要であり、その時のＦｅ濃度を８．２質量％以上確保することが必要である。また耐パウダリング性は温度積分値Ｓが８００以上となると劣化した。

めっき相の平均Ｎｉ濃度は温度積分値Ｓが増加すると緩やかに上昇し、温度積分値Ｓが８００で最大値をとった後再度減少する。一方、Γ相内におけるＮｉ濃度は温度積分値Ｓが８００で急激に減少し０．５質量以下となってしまう。これは合金化の進行に伴いプレめっきを含有した地鉄とＺｎ相とが反応し合金化しためっき相を形成していくが、温度積分値Ｓが８００以上になるとプレめっきした金属の消費が終わり、プレめっきの金属を含有しない地鉄との反応に移行するため、めっき相の平均Ｎｉ濃度は徐々に減少し、地鉄に最も近い側にできるΓ相内のＮｉ濃度は急激に減少すると考えられる。以上からプレめっきを０．２ｇ／ｍ^２施した場合に耐フレーキング性および耐パウダリング性の両方を満足するためには、めっき層のＦｅ濃度を８．２質量％以上確保し、温度積分値Ｓを８００未満の条件で合金化処理し、さらにΓ相内におけるＮｉ濃度をΓ相内での割合で２．０質量％以上確保することが必要で有ることが分かる。

次に、プレめっきの効果を確認する目的で、以下のような実験を行った。まず、プレめっき種として、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｕ、およびＩｎからなる群から選ばれる１種又は２種以上を含有するプレめっきを、電解処理で、プレめっき量を０〜２．０ｇ／ｍ²の範囲で変化させて、鋼板に施した。プレめっきを施した後、上記めっき方法で溶融めっきを行い、上記式（３）で算出する温度積分値Ｓを変化させて合金化処理を行った。

Ｚｎめっきを施す方法としては、鋼板にプレめっきを焼鈍前に施し、焼鈍後、直接、溶融めっきを施す方法と、焼鈍後に一旦鋼板を冷却してプレめっきを施し、その後、還元雰囲気内で鋼板温度を上げて溶融めっきを施す方法とで行った。

合金化処理を施しためっき鋼板から、３５φの試験片を切り出し、インヒビター入りの塩酸に浸漬してめっき層を溶解して化学分析し、めっき層のＦｅ濃度を測定した。

図２に、測定結果を示す。温度積分値Ｓが大きい程、また、プレめっき量が多い程、合金化が促進されることが解る。また、プレめっき量が１．０ｇ／ｍ²を超えると、合金化促進効果は飽和することが解る。温度積分値Ｓが８００未満の条件で、めっき層のＦｅ濃度が１０．６質量％を超える場合ないため、めっき層におけるＦｅ濃度の上限は１０．６質量％となる。また、Ｆｅ濃度が７．２未満の場合は、プレめっき量によらず、ζ相の厚みを０．２μｍ以下に抑えることができないため、Ｆｅ濃度の下限は７．２質量％とする。

Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｕ、およびＩｎからなる群から選ばれる１種又は２種以上を混合してプレめっきを施しても、全体として、プレめっき量が同じであれば、プレめっきの効果に差はない。また、プレめっきに、他のＣｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｆｅ等からなる群から選ばれる１種又は２種以上を添加しても、プレめっきの効果に変化はない。

また、電解処理方法によるプレめっきが均一性に最も優れ、プレめっきの効果が最も良く発現するが、置換めっき方法でも、同等のプレめっきの効果を確認することができた。プレめっきに用いる液は、めっきする元素を含んでいればよく、特に限定されない。

例えば、プレめっきに用いる液は、硫酸塩、塩化物塩、硝酸塩、蟻酸塩、および酢酸塩の中のいずれでもよく、プレめっきの効果に差はない。また、プレめっきを焼鈍前に行う場合と、焼鈍後に行う場合とで、プレめっきの効果に差はなかった。

次に、実際の部品に加工する際の変形が加わった状況下におけるプレめっきの効果を確認する目的で、プレめっき後めっきを施しためっき鋼板の耐パウダリング性を、以下の方法で評価した。

めっき鋼板から、幅４０ｍｍ×長さ２５０ｍｍの試験片を切り出し、ｒ＝５ｍｍの半丸ビードの金型にて、パンチ肩半径５ｍｍ、ダイ肩半径５ｍｍ、成形高さ２０〜６５ｍｍで加工した。

プレス加工後の板厚をマイクロメーターで測定し、（元板厚−加工後板厚）×１００／（元板厚）で、プレス加工時の板厚減少率（％）を算出した。

また、プレス加工の際、剥離しためっきの量を測定し、以下の基準で、耐パウダリング性を評価した。

評価基準
めっき剥離量５ｇ／ｍ²未満：◎
めっき剥離量５ｇ／ｍ²以上１０ｇ／ｍ²未満：○
めっき剥離量１０ｇ／ｍ²以上１５ｇ／ｍ²未満：△
めっき剥離量１５ｇ／ｍ²以上：×

図３に、成形高さ（ｍｍ）と板厚減少率（％）との関係を示す。図３に示すように、成形高さ（ｍｍ）が大きくなると、板厚減少率（％）が増加し、加工の程度が厳しくなることが解る。また、実部品に相当する加工が加わった場合の板厚減少率は５％以上であることが解る。

図４に、板厚減少率（％）とプレめっき量（ｇ／ｍ²）との関係における耐パウダリング性の評価結果を示す。

図４に示すように、加工の程度が低い場合、即ち、板厚減少率（％）が小さい場合は、少量のプレめっき量で良好な耐パウダリング性が得られるが、板厚減少率（％）が増加すると、良好な耐パウダリング性を得るために必要なプレめっき量は増加することが解る。

また、図４において、良好な耐パウダリング性を得るために必要なプレめっき量（ｇ／ｍ²）と板厚減少率（％）との関係を求めると、以下の式が成り立つことが解った。
必要プレめっき量（ｇ／ｍ²）＝０．０２２２×板厚減少率（％）−０．０６２５

更に、プレめっきで耐パウダリング性が向上するメカニズムを明確にする目的で、プレめっき量を変化させた場合における地鉄とめっき層との界面の組織を調査した。まず、集束イオンビーム装置（Focused Ion Beam System）を用いて、上記試験片から、組織観察用の薄片を切り出し、２００ｋＶ−電界放射型透過電子顕微鏡（ＦＥ−ＴＥＭ）で、地鉄とめっき層との界面近傍におけるめっき層の微細組織を観察した。

界面近傍のめっき層の微細組織を撮影した後、次に、めっき層の結晶粒毎にＸ線回折を用いて構造解析を行い、エネルギー分散型Ｘ線分析（ＥＤＳ）を用いて成分分析を行い、めっき層を構成する相（Γ相、Γ_１相、δ相、ζ相）を同定した。

図５Ａおよび図５Ｂに、地鉄とめっき層との界面近傍におけるめっき層の微細組織の態様を示す。図５Ａに、プレめっきを施した場合の微細組織を示し、図５Ｂに、プレめっきを施さない場合の微細組織を示す。なお、プレめっきを施した場合には、Ｎｉを０．６ｇ／ｍ²施した。

図５Ａおよび図５Ｂに示すように、地鉄とめっき層との界面には、プレめっきを施さない場合とプレめっきを施した場合との両方において、Γ相が連続的に存在していた。

Γ相に接する相について着目すると、プレめっきを施さない場合は、図５Ｂに示すように全てΓ_１相であった。一方、プレめっきを施した場合は、図５Ａに示すようにΓ_１相とδ相との２つの相が混在していた。

そこで、Γ相と接するδ相の比率（以下、δ相比率）を、以下の定義式に従って測定した。
δ相比率（％）＝（δ相／Γ相接触界面長さ）／（δ相／Γ相接触界面長さ
＋Γ_１相／Γ相接触界面長さ）×１００
ここで、δ相／Γ相接触界面長さは、δ相とΓ相とが接触している界面の長さで、Γ_１相／Γ相接触界面長さは、Γ_１相とΓ相とが接触している界面の長さである。

プレめっきを施さない場合は、δ相比率が０％であるのに対し、プレめっきとしてＮｉを０．６ｇ／ｍ²施した場合は、δ相比率が約５０％であった。

また、プレめっき量（ｇ／ｍ²）を変えて作製された試験片についても同様に組織観察用の薄片を切り出し、δ相比率（％）を測定した。図６に、温度積分値Ｓを６００で合金化処理を行った際のプレめっき量（ｇ／ｍ²）とδ相比率（％）との関係を示す。また、図７に、プレめっき量（ｇ／ｍ²）を変化させた場合の温度積分値ＳとΓ相内に含有されるプレめっき金属の濃度との関係を示す。さらに、図８に、Γ相内のプレめっき金属含有率とδ相比率との関係を示す。また、プレめっき量（ｇ／ｍ²）を変えて作製された試験片について、めっき層中の平均のプレめっき金属の濃度を調べた結果を図１１に示す。

図６に示すように、温度積分値Ｓを６００として合金化処理を行った場合はプレめっき量（ｇ／ｍ²）の増加に伴いδ相比率（％）が増加し、プレめっき量が１ｇ／ｍ²ではδ相比率が１００％に達し、プレめっき量が１ｇ／ｍ²以上では、δ相比率（％）が一定であった。また、この傾向は、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｕ、およびＩｎからなる群から選ばれる１種又は２種以上を含有するプレめっきを施しても同じであった。また図７から分かるように温度積分値Ｓが８００未満で合金化処理をおこなうと、Γ相内のプレめっき金属の含有量の比率がプレめっき付与量に伴い増加することがわかる。そして図８に示すように、Γ相内のプレめっき金属の含有量の比率に応じてδ相比率が増加することがわかる。

上記４元素の少なくとも１種を含有するプレめっきを施した場合に、δ相比率（％）が増加する理由は明らかではないが、上記４元素は、熱力学的に、Γ_１相を不安定にし、δ相を安定にする作用を有していると推定される。

一方、プレめっきを施した後にＺｎめっきを施しためっき鋼板のプレス加工後のめっき層の断面を観察すると、パウダリングの原因となるめっき層の亀裂は、Γ相とΓ_１相との接触界面を優先的に伝播し、Γ相とδ相との接触界面では停滞することが解った。

これは、Γ_１相の硬度がビッカース硬さで約５０５Ｈｖと非常に固いのに対し、δ相のビッカース硬さが２８４〜３００Ｈｖで、Γ相のビッカース硬さが３２６Ｈｖであり、硬さの差が大きいΓ_１相とΓ相との接触界面で亀裂が最も進行し易いためであると考えられる。

また、板厚減少率（％）に応じて、良好な耐パウダリング性を得るために必要なプレめっき量が増加する理由は、板厚減少率（％）が大きい場合、δ相比率（％）を高めて、亀裂が伝播し難い接触界面を形成する必要があるからであると考えられる。更に、検討した結果、プレス時の板厚減少率により良好な領域は変化するが、δ相比率としては図１３に示すように最小でも１０％必要なことがわかった。なお、この詳細については後述する。

また、プレめっきを施した場合におけるめっき層の耐フレーキング性（耐表面摺動性）を、前述と同様の方法で調査した。プレめっき量（ｇ／ｍ²）を変化させた場合のめっき層に含有されるプレめっき金属の含有率とζ相の厚みとの関係を図９に示す。プレめっきを施さない場合では、めっき層のＦｅ濃度が８．５質量％を下回ると、軟質のζ相の厚みが０．２μｍを超えて増加して、耐フレーキング性が低下する。したがって、ζ相の厚みが０．２μｍ以下にすることが耐フレーキング性を向上させる為に必要である。

一方、プレめっきを施した場合は、めっき層に含有されるプレめっき金属濃度に応じて、同じＦｅ濃度におけるζ相の厚みが減少する。良好な耐フレーキング性を確保すための条件であるζ相厚みが０．２μｍ以下であるという条件を満足するＦｅ濃度も、めっき層に含有されるプレめっき金属濃度に応じて低くなることが解った。

Ｚｎめっきを施す場合には、Ａｌを適量に含有するめっき浴にて行うようにする。めっき層のＡｌ含有量が０．４質量％を超えると、過剰なＡｌにより合金化が抑制されるので、温度積分値Ｓを上げても合金化が進行せず、めっき層のＦｅ濃度が低くなってζ相の厚みが大きくなるため、耐フレーキング性が低下する。一方、めっき層のＡｌ含有量が０．２質量％未満の場合は、ζ相が成長し易い低温で合金化反応が進行してしまうので、めっき層のＦｅ濃度を所定の値に保っても、ζ相が残存し、耐フレーキング性が低下してしまう。以上のようにめっき層のＡｌ含有量は０．２質量％〜０．４質量％とする。また、ＡｌはＺｎよりも地鉄に吸着しやすいため、Ａｌ含有量を上記の範囲にするためには、Ａｌを０．１質量％〜０．３質量％含有するＺｎめっき浴に浸漬してＺｎめっきを行う。

また、図８に示すようにプレめっき量（ｇ／ｍ²）を大きくし、Γ相内におけるＮｉ、Ｃｏ、Ｃｕ、およびＩｎからなる群から選ばれる１種又は２種以上の含有量がΓ相内の割合で１０質量％を超えると、δ相比率が１００％と一定値を示し、プレめっきの効果が飽和する。したがって、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｕ、およびＩｎからなる群から選ばれる１種又は２種以上のΓ相内における含有量の合計の上限をΓ相内の割合で１０質量％とすることが好ましく、そのためにプレめっき量の上限は、図７から分かるように１ｇ／ｍ²に調整する必要がある。また、前述したように、温度積分値Ｓが８００以上となると、耐パウダリング性が劣化することから、図７に示すように、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｕ、およびＩｎからなる群から選ばれる１種又は２種以上のΓ相内における含有量の合計の下限をΓ相内での割合で０．５質量％とする。

以上のような元素がめっき層に含まれており、残部はＺｎ及び不純物である。ここで、不純物としては、製造工程において含まれるもの等が例示される。

表１に示した例では、Ｎｉプレめっき無しの場合と、Ｎｉプレめっきを０．２ｇ／ｍ²施した場合との例について説明した。図２に示したように、目的とするＦｅ濃度のめっき層を得るためには、プレめっき量（ｇ／ｍ²）と、温度積分値Ｓとを調整する必要がある。プレめっきを施した場合に良好な耐フレーキング性を発揮するためには、ζ相の厚み０．２μｍ以下にする必要があり、図９に示す関係から必要なめっき層のＦｅ濃度を求めることが出来る。その際、めっき層内におけるプレめっき金属の含有率は、プレめっき付与量に応じて図１１に示す関係から決定出来る。このようにして求めた必要なＦｅ濃度を得るための温度積分値Ｓの下限値はプレめっき量に応じて図２に示す関係から求めることが出来る。すなわち、温度積分値Ｓの下限値は、ζ相の平均厚みが０．２μｍ以下とするために前記施すプレめっきの量に応じて算出されるめっき層内のＦｅ濃度の下限値に対応する温度積分値とする。その際、温度積分値Ｓが８００以上となると耐パウダリング性が劣化するため、温度積分値Ｓは８００未満の範囲で求める必要がある。尚、プレめっき量が１ｇ／ｍ^２以上の時に、ζ相厚みが０．２μｍ以下になるのは図９からＦｅが７．２質量％以上であり、この時の温度積分値Ｓは図２から３００程度である。この事から本発明で使用する温度積分値Ｓの下限は３００とした。

以上のように本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する為には製造に先駆けて、上記の様にプレめっき条件と合金化の条件とを決める必要がある。次に、具体例を挙げて製造方法での条件の決め方を説明する。

まず、加工する部位の形状が決まれば、加工に伴う板厚減少率が分かる。ここで、２つの部材（部位Ａ、Ｂ）を考え、部位Ａの板厚減少率を１０％、部位Ｂの板厚減少率を２０％とする。この場合、図４の点Ａ、Ｂに示すように、プレス加工後に良好な耐パウダリング性を得る（○以上の領域に入る）ために必要な必要プレめっき量は、前述の式（２）から算出することができ、部位Ａの場合は０．１６ｇ／ｍ^２であり、部位Ｂの場合は０．３８ｇ／ｍ^２であることがわかる。これにより、例えば、部位Ａではプレめっき量を０．２ｇ／ｍ^２、部位Ｂではプレめっき量を０．４ｇ／ｍ^２と決定する。

また、前述したように、温度積分値Ｓが８００以上であると、耐パウダリング性が劣化する。さらにζ相の厚みが０．２μｍを超えると、耐フレーキング性が劣化することから、これらの条件を満たすことを前提として製造条件を決定する。

まず、ζ相の厚みが０．２μｍ以下となる条件を決定する。前述した手順でプレめっき量を求めると、図１１に示す関係からめっき層中のプレめっき金属の含有量を求めることができる。このとき、プレめっき金属の含有量はめっき層内にプレめっき金属がほぼ均一に拡散しているとみなす。図１１の点Ａ、Ｂに示すように、部位Ａの場合はプレめっき金属を約０．４４質量％含有し、部位Ｂの場合はプレめっき金属を約０．８８質量％含有することになる。

めっき層中のプレめっき金属が決まると、ζ相が０．２μｍ以下となるめっき層におけるＦｅ濃度の下限値を図９に示す関係から求めることができる。図９の点Ａ、Ｂに示すように、部位Ａの場合はＦｅ濃度の下限値が約７．６質量％であり、部位Ｂの場合はＦｅ濃度の下限値が約７．３質量％となる。

以上のようにＦｅ濃度の下限値が決まると、それを達成するための温度積分値Ｓの下限値を図２に示す関係から求めることができる。図２の点Ａ、Ｂに示すように、部位Ａの場合は、プレめっき量が０．２ｇ／ｍ^２でＦｅ濃度の下限値が約７．６質量％であることから、温度積分値Ｓの下限値は約４８０となる。一方、部位Ｂの場合は、プレめっき量が０．４ｇ／ｍ^２でＦｅ濃度の下限値が約７．３質量％であることから、温度積分値Ｓの下限値は約４００となる。

以上のことから、部位Ａの場合は、温度積分値Ｓを４８０以上８００未満に設定することができ、部位Ｂの場合は、温度積分値Ｓを４００以上８００未満に設定することができる。したがって、例えば合金化処理において部位Ａで温度積分値Ｓを６００とし、部位Ｂで温度積分値Ｓを７５０とした場合、図２の点Ａ’、Ｂ’に示すように、部位Ａの場合はめっき層のＦｅ濃度が約８．２質量％となり、部位Ｂの場合はめっき層のＦｅ濃度が約９．３質量％となる。

また、部位Ａで温度積分値Ｓを６００とし、部位Ｂで温度積分値Ｓを７５０とした場合、Γ相内におけるプレめっき金属の濃度は、図７の点Ａ、Ｂに示すように、Γ相内の割合で部位Ａの場合は約２．１質量％となり、部位Ｂの場合は約４．１質量％となる。また、Γ相内におけるプレめっき金属の濃度が求まると、図８に示す関係から、δ相比率を求めることができる。図８の点Ａ、Ｂに示すように、部位Ａの場合はδ相比率が約２５％で、部位Ｂの場合はδ相比率が約４４％となる。

以上のように、製造方法での条件を決定することができる。ここで、加工の程度（板厚減少率）に応じて、良好な耐パウダリング性を得るための界面構造が決まる点について、図１３を参照しながら説明する。図１３に示す関係は、図４に示した板厚減少率ごとの耐パウダリング性の評価結果と図６に示したプレめっき量とδ相比率との関係から計算される。板厚減少率が大きくなるに従い、良好な耐パウダリング性を得るためには、脆弱な界面を減少させ、δ相比率を上昇させる必要があることがわかる。例えば、部位Ａの場合は板厚減少率が１０％であるため、良好な耐パウダリング性を得るためにはδ相比率を約１８％以上にし、部位Ｂの場合は板厚減少率が２０％であるため、良好な耐パウダリング性を得るためにはδ相比率を約４２％以上にする。このような界面構造を得るために、図６に示す関係から、プレめっき量を求めることができ、図４に示した値とほぼ一致する。このことから、必要プレめっき量は図１３及び図６に示す関係から求めることもできる。

以上のように上記の条件を決めた上で合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する。まず、適正な熱処理を行った後に、上記の様に定めたプレめっきを行う。次に溶融亜鉛メッキを行った後に、上記の様な定めた条件で合金化処理を行う。合金化に際しては、加熱速度｛（Ｔ_１１−Ｔ_０）／ｔ_１｝は３０℃／ｓから６０℃／ｓの範囲が好ましい。加熱速度（平均加熱速度）が３０℃／ｓ未満では、めっき層のＦｅ濃度が増加してζ相が厚くなり、耐パウダリング゛性、耐フレーキング性ともに劣ることがある。また、加熱速度が６０℃／ｓを超えるとプレめっき金属の濃度が低くなりやすく、δ相比率が適正に制御出来ないことがある。

次に、本発明の実施例について説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。

（プレめっき）
プレめっきを施す方法として、試料によって電解処理方法または置換めっき方法を用いた。電解処理方法では、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｕ、およびＩｎからなる群から選ばれる１種又は２種以上のイオンを含有する硫酸浴又は塩化物浴を用いて電解処理を行い、鋼板にプレめっきを施した。また、置換めっき方法では、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｕ、およびＩｎからなる群から選ばれる１種又は２種以上のイオンを含有する５０℃の水溶液を、硫酸でｐＨ＝１．５に調整し、この水溶液に鋼板を１０秒間浸漬して、金属を置換析出させて、鋼板にプレめっきを施した。なお、プレめっきは、試料によって鋼板の焼鈍前または焼鈍後に実施した。

（溶融めっき）
プレめっきが施された鋼板に、１０％Ｈ_２−Ｎ_２雰囲気中で、８００℃、９０秒、還元・焼鈍処理を施し、Ａｌを０．１〜０．３質量％含有する、４６０℃のＺｎめっき浴に３秒浸漬してＺｎめっきを施した。

めっきを施した後、ガスワイピング法でＺｎめっきの付着量を４５ｇ／ｍ^２の一定に調整し、めっき鋼板を、加熱炉出側の鋼板温度（Ｔ_１１）が最高到達温度に達した後、保熱炉にて徐冷する際、前記式（３）にて算出する温度積分値Ｓを変えて合金化処理を行った。また、加熱炉出側の鋼板温度（Ｔ_１１）が最高到達温度に達するまでの加熱速度は３０℃／ｓ以上の範囲で行った。

（めっき層の相構造）
めっき層の垂直断面を、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察し、めっき層のΓ相およびζ相の平均厚みを測定した。

（地鉄・めっき界面のめっき微細組織）
集束イオンビーム装置（Focused Ion Beam System）を用いて、試験片から組織観察用の薄片を切り出し、２００ｋＶ−電界放射型透過電子顕微鏡（ＦＥ−ＴＥＭ）で、地鉄とめっき層との界面近傍におけるめっき層の微細組織を観察した。

地鉄とめっき層との界面近傍におけるめっき層の微細組織を撮影した後、めっき層の結晶粒毎にＸ線回折で構造解析を行い、また、エネルギー分散型Ｘ線分析（ＥＤＳ）を用いて成分分析を行い、めっき層の相（Γ相、Γ_１相、δ相、およびζ相）を同定した。また、めっき層をインヒビター入り塩酸で溶解し、化学分析を行うことでめっき相の平均Ｎｉ濃度を求めた。
更に、Γ相と接するδ相の比率を、以下の定義式に従って測定した。
δ相比率（％）＝（δ相／Γ相接触界面長さ）／（δ相／Γ相接触界面長さ
＋Γ_１相／Γ相接触界面長さ）×１００

（耐パウダリング性）
めっき鋼板から、幅４０ｍｍ×長さ２５０ｍｍの試験片を切り出し、クランクプレスを用い、ｒ＝５ｍｍの半丸ビードの金型にて、パンチ肩半径５ｍｍ、ダイ肩半径５ｍｍ、成形高さ５〜６５ｍｍで加工した。加工の際、剥離しためっきの量を測定し、以下の基準にて評価した。

評価基準
めっき剥離量５ｇ／ｍ²未満：◎
めっき剥離量５ｇ／ｍ²以上１０ｇ／ｍ²未満：○
めっき剥離量１０ｇ／ｍ²以上１５ｇ／ｍ²未満：△
めっき剥離量１５ｇ／ｍ²以上：×

（板厚減少率（％））
加工後のめっき鋼板の板厚を、マイクロメーターを用いて測定し、（元板厚−加工後板厚）×１００／（元板厚）で、板厚減少率（％）を算出した。

（摺動性）
摩擦係数は、サンプルサイズ＝１７ｍｍ×３００ｍｍ、引張り速度：５００ｍｍ／ｍｉｎ、角ビート肩Ｒ：１．０／３．０ｍｍ、摺動長：２００ｍｍ、塗油：ノックスラスト５３０Ｆ−４０（パーカー興産株式会社）塗油量１ｇ／ｍ^２の条件で、面圧１００〜６００ｋｇｆの間で摺動試験を行った。

引抜き加重を測定し、面圧と引抜き加重の関係から摩擦係数を求めた。求めた摩擦係数を以下の基準で評価した。

評価基準
摩擦係数０．５未満：◎
摩擦係数０．５以上０．６未満：○
摩擦係数０．６以上０．８未満：△
摩擦係数０．８以上：×

表２に、以上の試験結果を纏めて示す。

Ｎｏ．１〜１１の発明例で示すように、板厚減少率に対応した必要プレめっき量（ｇ／ｍ²）を確保し、温度積分値Ｓを８００未満の適切な範囲に調整し、めっき層のＦｅ濃度を８．０以上確保した。この結果、ζ相の厚みを目標値以下に制御でき、耐パウダリング性および耐フレーキング性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができた。

また、Ｎｏ．１２〜１８の発明例で示すように、プレめっき量を必要量以上に増加しても、プレめっきの効果に違いはなく、耐パウダリング性および耐フレーキング性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができた。

一方、プレめっきを施さないめっき鋼板においては、Ｎｏ．１９のように、板厚減少率を５％とすると、めっき層のＦｅ濃度を所定の範囲に保っても、十分な加工性は得られなかった。

また、Ｎｏ．２０及び２１の比較例に示すように、温度積分値Ｓが低く、合金化が不十分な場合は、めっき層のＦｅ濃度が低く、ζ相の厚みが増すため、耐フレーキング性が低下した。

逆に、Ｎｏ．２２及び２３の比較例に示すように、温度積分値Ｓが８００を超えた場合は、Γ相内のプレめっき金属含有率が０．５％を下まわり、δ相比率が１０％を確保出来ないため耐パウダリング性が低下した。

Ｎｏ．２４の比較例に示すように、めっき層のＡｌ濃度が高い場合、過剰なＡｌにより合金化が抑制された。その結果、温度積分値Ｓを上げても合金化が進行せず、めっき層のＦｅ濃度が低く、ζ相の厚みが厚いため、耐フレーキング性が低下した。

Ｎｏ．２５の比較例に示すように、めっき層のＡｌ濃度が低い場合、ζ相が成長し易い低温で合金化反応が進行した。その結果、めっき層のＦｅ濃度を所定の値に保っても、ζ相が残存し、耐フレーキング性が低下した。

また、Ｎｏ．２７の比較例に示すように、プレめっきの金属として、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｉｎより選択される元素以外のものを用いた場合は、耐パウダリング性が低下した。

Ｎｏ．２６は、板厚減少率（％）に対してプレめっき量が不足しているため、許容量を超えた加工を行うと、耐パウダリング性が不足するという結果となった。

また、比較例であるＮｏ．２８は、合金化時の加熱速度を２５℃／ｓまで低下しており、Γ相の厚みがより大きいにも関わらず、ζ相も厚く残存し、耐パウダリング性、耐フレーキング性ともに劣る結果となってしまった。これは極度に加熱速度を下げて合金化反応を進めた場合には、鋼鈑界面近傍の拡散反応が極度に進行し、Γ相が成長する一方で、めっき表層近傍の拡散反応が進まないため、ζ相が残存したものと推定される。

本発明によれば、自動車、家電製品、建築材料等の分野において貢献できる。

（２）板厚減少率（％）が５％以上のプレス加工を受ける合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する製造方法であって、
下記式（２）に従い、前記合金化溶融亜鉛めっき鋼板のプレス加工時の板厚減少率（％）に基づいて必要プレめっき量（ｇ／ｍ²）を算出する工程と、
地鉄に、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｕ、およびＩｎからなる群から選ばれる１種又は２種以上を含有するプレめっきを合計で、前記算出した必要プレめっき量（ｇ／ｍ²）以上施してから、Ａｌを０．１〜０．３質量％含有するめっき浴に浸漬して亜鉛めっきを施して亜鉛めっき鋼板を得る工程と、
前記亜鉛めっき鋼板を加熱炉で加熱する工程と、
前記加熱炉出側で前記亜鉛めっき鋼板の温度が最高到達温度に達した後、保熱炉で前記亜鉛めっき鋼板を徐冷し、下記式（３）で算出する温度積分値Ｓを３００以上８００未満の範囲で調整して前記亜鉛めっき鋼板に合金化処理を施す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鋼板の製造方法。
必要プレめっき量（ｇ／ｍ²）＝０．０２２２×板厚減少率（％）−０．０６２５ ・・・（２）
Ｓ＝（Ｔ₁₁−Ｔ₀）×ｔ₁／２
＋（（Ｔ₁₁−Ｔ₀）＋（Ｔ₁₂−Ｔ₀））×ｔ₂／２
＋（（Ｔ₁₂−Ｔ₀）＋（Ｔ₂₁−Ｔ₀））×Δｔ／２
＋（（Ｔ₂₁−Ｔ₀）＋（Ｔ₂₂−Ｔ₀））×ｔ₃／２
＋（Ｔ₂₂−Ｔ₀）×ｔ₄／２ ・・・（３）
ここで、Ｔ₀ ：４２０（℃）、
Ｔ₁₁：加熱炉出側の鋼板温度（℃）、
Ｔ₁₂：保熱炉の冷却帯入側の鋼板温度（℃）、
Ｔ₂₁：冷却帯出側の鋼板温度（℃）、
Ｔ₂₂：保熱炉出側の鋼板温度（℃）、
ｔ₁ ：Ｔ₀から加熱炉出側までの処理時間（秒）、
ｔ₂ ：加熱炉出側から保熱炉の冷却帯入側までの処理時間（秒）、
Δｔ：保熱炉の冷却帯入側から冷却帯出側までの処理時間（秒）、
ｔ₃ ：保熱炉の冷却帯出側から保熱炉出側までの処理時間（秒）、
ｔ₄ ：急冷帯入側からＴ₀までの処理時間（秒）

Claims (2)

1. 地鉄と、
   Ｆｅを７．２〜１０．６質量％、Ａｌを０．２〜０．４質量％、および、Ｎｉ、Ｃｏ、ＣｕおよびＩｎからなる群から選ばれる１種又は２種以上を合計で０．１質量％以上含有し、残部がＺｎ及び不純物からなるめっき層とを有し、
   前記めっき層は前記地鉄の表面に形成され、前記めっき層の垂直断面にて、ζ相の平均厚みが０．２μｍ以下で、前記地鉄に接して存在するΓ相の平均厚みが０．５μｍ以下で、前記Γ相内において、前記Ｎｉ、Ｃｏ、ＣｕおよびＩｎからなる群から選ばれる１種又は２種以上を合計で前記Γ相内での割合で０．５質量％以上含有し、前記Γ相に接して存在する相がΓ₁相とδ相との混合相であり、下記式（１）で定義するδ相比率が１０％以上であることを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
   δ相比率＝（δ相／Γ相接触界面長さ）／（δ相／Γ相接触界面長さ
   ＋Γ_１相／Γ相接触界面長さ）×１００ ・・・（１）
   ここで、δ相／Γ相接触界面長さは、δ相とΓ相とが接触している界面の長さで、Γ_１相／Γ相接触界面長さは、Γ_１相とΓ相とが接触している界面の長さである。
2. 板厚減少率（％）が５％以上のプレス加工を受ける合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する製造方法であって、
   下記式（２）に従い、前記合金化溶融亜鉛めっき鋼板のプレス加工時の板厚減少率（％）に基づいて必要プレめっき量（ｇ／ｍ²）を算出し、地鉄に、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｕ、およびＩｎからなる群から選ばれる１種又は２種以上を含有するプレめっきを合計で、前記算出した必要プレめっき量（ｇ／ｍ²）以上施してから、Ａｌを０．１〜０．３質量％含有するめっき浴に浸漬して亜鉛めっきを施す工程と、
   次いで、加熱炉出側で最高到達温度に達した後、保熱炉で徐冷する際、下記式（３）で算出する温度積分値Ｓを３００以上８００未満の範囲で調整して合金化処理を施す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鋼板の製造方法。
   必要プレめっき量（ｇ／ｍ²）＝０．０２２２×板厚減少率（％）−０．０６２５ ・・・（２）
   Ｓ＝（Ｔ₁₁−Ｔ₀）×ｔ₁／２
   ＋（（Ｔ₁₁−Ｔ₀）＋（Ｔ₁₂−Ｔ₀））×ｔ₂／２
   ＋（（Ｔ₁₂−Ｔ₀）＋（Ｔ₂₁−Ｔ₀））×Δｔ／２
   ＋（（Ｔ₂₁−Ｔ₀）＋（Ｔ₂₂−Ｔ₀））×ｔ₃／２
   ＋（Ｔ₂₂−Ｔ₀）×ｔ₄／２ ・・・（３）
   ここで、Ｔ₀ ：４２０（℃）、
   Ｔ₁₁：加熱炉出側の鋼板温度（℃）、
   Ｔ₁₂：保熱炉の冷却帯入側の鋼板温度（℃）、
   Ｔ₂₁：冷却帯出側の鋼板温度（℃）、
   Ｔ₂₂：保熱炉出側の鋼板温度（℃）、
   ｔ₁ ：Ｔ₀から加熱炉出側までの処理時間（秒）、
   ｔ₂ ：加熱炉出側から保熱炉の冷却帯入側までの処理時間（秒）、
   Δｔ：保熱炉の冷却帯入側から冷却帯出側までの処理時間（秒）、
   ｔ₃ ：保熱炉の冷却帯出側から保熱炉出側までの処理時間（秒）、
   ｔ₄ ：急冷帯入側からＴ₀までの処理時間（秒）

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