耐パウダリング性と加工性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板
【課題】耐パウダリング性に優れると共に、良好な強度−延性バランスを発揮し得る高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供する。
【解決手段】本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、所定の化学成分組成を有し、金属組織がフェライトとマルテンサイトの混合組織を主体とする複合組織鋼板を素地鋼板とし、該素地鋼板の少なくとも片面にＦｅ−Ｚｎ合金めっき層を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板であり、前記Ｆｅ−Ｚｎ合金めっき層の表面からめっき層深さ方向に３００Å以上の厚みで、Ａｌ（原子％）／Ｚｎ（原子％）≧０．１０である領域が存在するＦｅ−Ｚｎ合金めっき層を少なくとも鋼板の片面に有し、前記めっき層の表面からめっき層深さ方向に３００Å以上の厚みで、Ａｌ（原子％）／Ｚｎ（原子％）≧０．１０である領域が存在する。
【解決手段】本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、所定の化学成分組成を有し、金属組織がフェライトとマルテンサイトの混合組織を主体とする複合組織鋼板を素地鋼板とし、該素地鋼板の少なくとも片面にＦｅ−Ｚｎ合金めっき層を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板であり、前記Ｆｅ−Ｚｎ合金めっき層の表面からめっき層深さ方向に３００Å以上の厚みで、Ａｌ（原子％）／Ｚｎ（原子％）≧０．１０である領域が存在するＦｅ−Ｚｎ合金めっき層を少なくとも鋼板の片面に有し、前記めっき層の表面からめっき層深さ方向に３００Å以上の厚みで、Ａｌ（原子％）／Ｚｎ（原子％）≧０．１０である領域が存在する。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、耐パウダリング性と加工性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板に関するものであり、特に上記各特性が要求される自動車の骨格部材の素材として有用な高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
合金化溶融亜鉛めっき鋼板（以下、「ＧＡ鋼板」と略称することがある）は、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ鋼板）を加熱して素地鋼板中のＦｅをめっき層へ拡散させ、ＦｅとＺｎを合金化することによって得られる。ＧＡ鋼板は、強度、溶接性、塗装後の耐食性などに優れるため、例えば、自動車の骨格部材（衝突時のエネルギーを吸収する役割を担うメンバーなど）などに使用されている。
【０００３】
このようなＧＡ鋼板は、成形時にめっき層が粉状に剥離する、いわゆるパウダリングが問題になることがある。また近年、自動車用鋼板は、軽量化による燃費の向上、かつ衝突安全性の向上のために高張力化が図られている。この高張力化によりプレス時の成形条件が厳しくなるため、めっき層の受けるダメージがさらに大きくなり、パウダリングがより生じ易くなっている。
【０００４】
ＧＡ鋼板の耐パウダリング性を向上させるには、例えばＦｅ−Ｚｎ合金めっき層中の鉄濃度を低くし、もろいΓ相を低減することなどが広く知られている。その他にも例えば特許文献１では、めっき層中のζ相、δ1相およびΓ相の量を調整すると共に、素地鉄（素地鋼板）界面でのΓ相の形成を抑制し、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得ることが開示されている。しかしこれらの手段では、近年の高張力鋼板のめっき層に対して、耐パウダリング性の向上効果がまだ不充分である。
【０００５】
また特許文献２では、プレス成形性（プレス成形時の摺動性）および化成処理性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板として、めっき層表面に厚さ１０ｎｍ（１００Å）以上の酸化物層が形成された平坦部を有し、かつ前記平坦部表層におけるＺｎ／Ａｌ比（原子％）が２．０〜８．０であるものを提示している。しかし特許文献２の発明は、あくまでＧＡのプレス成形性および化成処理性を向上させることを目的としており、該発明は耐パウダリング性を考慮していない。
【０００６】
上記特許文献２の発明において、プレス成形性を向上させる作用を有する厚い「酸化物層」とは、「Ｚｎ、Ｆｅ、Ａｌ及びその他の金属元素の１種以上の酸化物および／または水酸化物などからなる層」を意味し、一方、該発明の「表層におけるＺｎ／Ａｌ比」は、プレス成形性と化成処理性とを両立させるための酸化物層表層の凹凸の指標として用いられている。この発明において、この「Ｚｎ／Ａｌ比」は、あくまでめっき層平坦部における表層の値であり、「酸化物層」全体、即ち酸化物層の最深部までが、この比を有するとは考えられていない。即ち該発明は、「酸化物層」の厚さについては考慮しているが、その特定の「Ｚｎ／Ａｌ比」を有する領域の厚さについては何ら考慮していない。
【０００７】
ところで、自動車用鋼板においては、複雑形状のプレス加工が施されることが多いため、更にＧＡ鋼板には加工性（伸び）にも優れたものであることが要求される。ところが鋼板の強度を高めると、加工性が劣化するため、強度と加工性の両立（強度−延性バランスの向上）が求められている。
【０００８】
溶融亜鉛メッキ鋼板を高強度化した際の加工性を高める技術として、特許文献３には、鋼板の金属組織を、フェライト素地にマルテンサイトを主とする低温変態生成相を含む混合組織にすればよいことが開示されている。しかしこの文献に開示されている鋼板の強度は６００ＭＰａ程度であり、更なる高強度化が求められている。
【０００９】
一方特許文献４には、成型性を高めた強度８００ＭＰａ以上の高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板が記載されている。この文献には、鋼板を高強度化する他、鋼板の金属組織をフェライト・マルテンサイトの二相組織にするために、Ｓｉを０．４％以上添加することが記載されている。しかしＳｉと強度−延性バランスの関係については注目されておらず、強度−延性バランスが劣化することがあった。
【特許文献１】特許第２６９５２５９号公報
【特許文献２】特開２００２−３０２７５３号公報
【特許文献３】特公昭６２−４０４０５号公報
【特許文献４】特開平９−１３１４７号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
本発明はこうした状況の下でなされたものであって、その目的は、耐パウダリング性に優れると共に、良好な強度−延性バランスを発揮し得る高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
前記目的を達成し得た本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板とは、Ｃ：０．０５〜０．３％（「質量％」の意味、化学成分組成について以下同じ）、Ｓｉ：０．５〜３．０％、Ｍｎ：１．０〜３．０％、Ａｌ：０．００５〜２．５％、Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０１％以下（０％を含まない）を夫々含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、金属組織がフェライトとマルテンサイトの混合組織を主体とする複合組織鋼板を素地鋼板とし、該素地鋼板の少なくとも片面にＦｅ−Ｚｎ合金めっき層を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板であり、前記Ｆｅ−Ｚｎ合金めっき層の表面からめっき層深さ方向に３００Å以上の厚みで、Ａｌ（原子％）／Ｚｎ（原子％）≧０．１０である領域が存在することを特徴とする。
【００１２】
本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板においては、めっき層がＳｉ系酸化物を含み、且つ該酸化物中のＳｉ含有量が０．１％以上であることが好ましい。
【００１３】
本発明の上記高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板においては、用いる素地鋼板は、更に他の元素として、（ａ）Ｃｒ：１％以下（０％を含まない）および／またはＭｏ：１％以下（０％を含まない）、（ｂ）Ｔｉ：０．２％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．２％以下（０％を含まない）およびＶ：０．３％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上、（ｃ）Ｃｕ：３％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：３％以下（０％を含まない）、（ｄ）Ｂ：０．０１％以下（０％を含まない）、（ｅ）Ｃａ：０．０１％以下（０％を含まない）、等を含有するものであることも有用であり、含有させる成分に応じて素地鋼板（即ち、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板）の特性が更に改善される。
【００１４】
上記素地鋼板が、更に他の元素として、Ｃｒ：１％以下（０％を含まない）および／またはＭｏ：１％以下（０％を含まない）を含有する場合には、素地鋼板中のＳｉ含有量が下記（１）式を満足するものであることが好ましい。
α−４．１≦［Ｓｉ］≦α−２．４ …（１）
但し、
α＝６．９×（［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／４）1/2
であり、式中、［ ］は、鋼板に含まれる各元素の量（質量％）を示している。
【００１５】
上記素地鋼板が、更に他の元素として、Ｃｒ：１％以下（０％を含まない）および／またはＭｏ：１％以下（０％を含まない）と、Ｔｉ：０．２％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．２％以下（０％を含まない）およびＶ：０．３％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上を含有する場合には、素地鋼板中のＳｉ含有量が下記（２）式を満足するものであることが好ましい。
β−４．１≦［Ｓｉ］≦β−２．４ …（２）
但し、
β＝６．９×（［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／４＋［Ｔｉ］／１５＋［Ｎｂ］／１７＋［Ｖ］／１４）1/2
であり、式中、［ ］は、鋼板に含まれる各元素の量（質量％）を示している。
【００１６】
一方、本発明で用いる素地鋼板は、金属組織が、フェライトとマルテンサイトの混合組織を主体とする複合組織（Ｄｕａｌ−ｐｈａｓｅ：以下「ＤＰ」と略称することがある）鋼板であるが、この複合組織は、フェライト：５〜９０体積％、マルテンサイト：５〜９０体積％であり、フェライトとマルテンサイトの合計量が７０体積％以上であり、且つ残留オーステナイトが１０体積％以下のものが好ましい。
【発明の効果】
【００１７】
合金化溶融亜鉛めっきでは、通常、Ａｌを約０．１質量％含有するＺｎめっき浴を用いるため、形成されためっき層中にはＡｌが含まれる。このめっき層中のＡｌは、めっき層の凝固過程で表層に酸化物として濃化する傾向がある。このＡｌ系酸化物は、通常のＧＡでは、めっき層表層に約１００〜２００Åの厚さで存在し、また表層から深さ方向に進むに従い、その濃度が低下していく。
【００１８】
本発明者らは、このＡｌ系酸化物に着目し、めっき層の特性との関係を鋭意研究した結果、Ａｌ系酸化物を一定量以上含有する領域をめっき層表層に厚く存在させることにより、耐パウダリング性を向上させ得ることを見出した。そして表層のＡｌ（原子％）／Ｚｎ（原子％）≧０．１０である領域（以下、「Ａｌ濃化表層領域」と略称することがある。）を、めっき層の表面からめっき層深さ方向に３００Å以上の厚さで存在させることにより、優れた耐パウダリング性を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができた。
【００１９】
また用いる素地鋼板として上記のようにＳｉ含有量を高めたＤＰ鋼板とすることによって、素地鋼板の強度−延性バランスが良好となり、この素地鋼板の特性がそのまま合金化後も有効に引き継がれ、良好な強度−延性バランスを発揮し得る合金化溶融亜鉛めっき鋼板が実現できた。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２０】
本発明のＧＡ鋼板は、めっき層の表面からめっき層深さ方向に３００Å以上の厚みで、Ａｌ（原子％）／Ｚｎ（原子％）≧０．１０である領域が存在することに要旨がある。Ａｌ濃化表層領域の厚みは、耐パウダリング性の観点から、好ましくは４００Å以上、より好ましくは５００Å以上である。このＡｌ濃化表層領域は、耐パウダリング性の観点からは厚いほど好ましいが、厚くなり過ぎるとめっき鋼板の化成処理性や溶接性などが低下するおそれがあるため、該領域の厚みは、好ましくは１５００Å以下、より好ましくは１０００Å以下である。
【００２１】
同様に耐パウダリング性および化成処理性などを考慮して、Ａｌ（原子％）／Ｚｎ（原子％）は、好ましくは０．１５以上、より好ましくは０．２０以上であり、好ましくは０．４０以下、より好ましくは０．３０以下である。
【００２２】
本発明のＧＡ鋼板は、厚さ３００Å以上のＡｌ濃化表層領域を有するＦｅ−Ｚｎ合金めっき層を、少なくとも素地鋼板の片面に有する。本発明において、めっき付着量には、特に限定はない。但し、めっき付着量が少ないほうが、Ａｌ濃化表層領域を厚く有するめっき鋼板と、そうでない鋼板との耐パウダリング性の違いが明確に表れる。一方、めっき付着量があまりにも少ないと耐食性が不充分になる。このような観点から、めっき付着量は、好ましくは２０ｇ／ｍ2以上、より好ましくは４０ｇ／ｍ2以上であり、好ましくは８０ｇ／ｍ2以下、より好ましくは６０ｇ／ｍ2以下である。
【００２３】
Ａｌ濃化表層領域を厚くすることにより耐パウダリング性が向上するメカニズムは明らかではないが、以下のように推定することができる。但し本発明は、以下の推定メカニズムに限定されない。
【００２４】
Ａｌ系酸化物は硬いため、これが表層に厚く存在することにより、成形時の摺動抵抗が低下してめっき層が受けるせん断応力が低減される結果、めっきの剥離（パウダリング）が抑えられることが考えられる。さらにパウダリングの原因となるクラックが発生しても、該クラックは、硬いＡｌ系酸化物を含有するＡｌ濃化表層領域に主として伝播し、めっき層の深さ方向への伝播が低減される結果、素地鋼板界面からのめっきの剥離が抑えられることが考えられる。
【００２５】
Ａｌ濃化表層領域が３００Å以上である本発明のＧＡ鋼板は、まず酸化帯で鋼板表面を加熱酸化し、次いでこれを還元帯で還元焼鈍した後、鋼板をＺｎめっき浴中に浸漬する方法（以下、「酸化還元めっき法」と略称することがある。）において、酸化還元条件を調節することにより製造することができる。また生産性の観点から、酸化還元めっき法を、連続亜鉛めっきライン（ＣＧＬ）で行うことが好ましい。
【００２６】
酸化還元めっき法では、還元により、鋼板表面に表面積が大きいポーラスなＦｅ層が生ずる。このようなポーラスなＦｅ層が厚く形成した鋼板は、その表面積が大きいため、Ｚｎめっき浴中に約０．１質量％程度でしか存在しないＡｌとも多く反応して、Ｆｅ−Ａｌ系金属間化合物を多量に形成することができる。その結果、めっき層中に多量のＡｌが取り込まれ、この多量のＡｌがめっき凝固過程で表面に濃化して酸化するので、厚いＡｌ濃化表層領域を有するＧＡを製造することができる。
【００２７】
多量のＡｌを取り込ませるだけなら、単に、Ｚｎめっき浴中のＡｌ量を増大させることも考えられる。しかしＺｎめっき浴中のＡｌ量を増大させると、めっき層と素地鋼板との界面にＦｅ−Ａｌ系金属間化合物が厚く形成され、これが、めっき後のＦｅ−Ｚｎ合金化を妨げるバリア層として作用し得るので好ましくない。
【００２８】
よって合金化の際にバリア層として悪影響を及ぼす厚いＦｅ−Ａｌ系金属間化合物の形成を避けつつ、薄いＦｅ−Ａｌ系金属間化合物を多量に形成させて、厚いＡｌ濃化表層領域を形成させるためには、Ｚｎめっき浴中のＡｌ量を約０．１質量％程度に保ちながら、酸化還元条件を調節して、ポーラスで厚いＦｅ層を形成させることが好ましい。そのためには、まず酸化工程でＦｅ系酸化物層を厚く形成させる必要がある。具体的には、厚さが３０００Å以上のＦｅ系酸化物層を形成することが好ましい。
【００２９】
ＣＧＬでの酸化還元めっき法により、厚いＦｅ系酸化物層を形成させるためには、酸化炉（ＯＦ）で、鋼板に直接火炎照射して急速酸化を行うことが好ましい。従来のＣＧＬで代表的な、空燃比を低く抑えた弱酸化性雰囲気下の無酸化炉（ＮＯＦ）で酸化を行う方法でも厚いＦｅ系酸化物層を形成することはできる。具体的には、ＮＯＦの長さを延長する、またはライン速度を遅くすることにより、酸化帯であるＮＯＦでの鋼板滞留時間を長くすれば、厚いＦｅ系酸化物層が形成されると考えられる。しかし生産性を考慮すると、厚さ３，０００Å以上のＦｅ系酸化物層が形成されるほどＮＯＦを延長する、またはライン速度を低下させることは、実際上困難である。
【００３０】
火炎照射は、鋼板の上面および下面にノズルを向けて配置されたバーナー、特に鋼板の幅方向に伸びたスリットバーナーによる直火方式が好ましい。火炎の酸化領域に鋼板を通過させる際のＦｅ系酸化物層の成長速度（１秒あたりに層厚が増大する速度）を、好ましくは２００〜２０００Å／秒に調整する。成長速度が２００Å／秒未満であると、充分な厚さのＦｅ系酸化物層を速やかに形成することができず、逆に２０００Å／秒を超えると、Ｆｅ系酸化物層の厚みの制御が難しくなり、均一な層を形成することができなくなるおそれがある。
【００３１】
火炎照射による酸化の前に、素地鋼板を、無酸化帯または還元帯、具体的には空燃比を抑えたＮＯＦで６００℃以上の温度に加熱することが好ましい。鋼板温度を徐々に上げて酸化させると、Ｆｅ系酸化物層が徐々に成長して酸素の拡散が妨げられる。そこで高温に到達してから酸化させることにより、酸素の拡散が阻害される前に、Ｆｅ系酸化物層を、速やかに厚く形成させることができる。ＯＦでの酸化は、ＯＦに入る鋼板温度が６００℃以上であり、ＯＦから出る鋼板温度を７１０℃以上に加熱する条件で行うことが好ましい。
【００３２】
バーナーによる火炎照射で鋼板を酸化する場合、必要に応じて、バーナーの燃焼空気に、酸素および／または水蒸気を投入して、Ｆｅ系酸化物層の成長速度を向上させることができる。但し、酸素および／または水蒸気を過剰に投入しても、その効果は飽和し、またこれらの投入にはユーティリティ費用がかかるため、好ましくは燃焼空気量に対して、酸素を２０体積％以下、水蒸気を４０体積％以下の流量で投入する。
【００３３】
更に、厚いＦｅ系酸化物層を急速かつ均一に形成させるために、ＮＯＦにおいて、０．９≦ｒ１＜１．００（ｒ１はＮＯＦ中での空燃比を表す。）および４５０≦ｔ１≦１７５０−１０００×ｒ１（ｔ１は、ＮＯＦ中での鋼板の到達温度（℃）を表す。）の条件下で鋼板を加熱してから、火炎照射を行うＯＦにおいて、１．００≦ｒ２≦１．３５（ｒ２はＯＦ中での空燃比を表す。）で鋼板を酸化させることが好ましい。
【００３４】
本発明のＧＡ鋼板を製造するための好ましいＣＧＬの一態様は、例えば図１に示されるようなものである。まず予熱装置１、次いで無酸化炉（ＮＯＦ）２で加熱した素地鋼板Ｓを、酸化炉（ＯＦ）３で火炎照射に供することによりＦｅ系酸化物層を形成させる。このＦｅ系酸化物層を、還元帯に相当する還元焼鈍炉（ＲＦ）４で、比表面積の高いポーラスなＦｅ層に還元する。次いで鋼板を冷却装置５で冷却してから、溶融亜鉛めっき装置６にてＺｎめっき浴に浸漬させて、溶融亜鉛めっき鋼板Ｐを得る。この亜鉛めっき溶融鋼板Ｐを、合金化炉（図示せず）にて加熱することにより、めっき層を合金化させて、合金化溶融めっき鋼板（ＧＡ鋼板）を得ることができる。本発明のＧＡ鋼板を得るには、厚いＦｅ系酸化物層を形成させるために先に詳細に記載した条件が重要であり、その他のＣＧＬ条件は、該技術分野で一般的なものを使用することができる。
【００３５】
本発明のＧＡ鋼板の中でも、めっき層表層がδ1相であり、実質的にζ相が存在しないものが好ましい。δ1相に比べて軟らかいζ相が表層に存在すると、Ａｌ系酸化物が硬いことに起因する効果が、軟らかいζ相のために相対的に損なわれ、その結果として、Ａｌ濃化表層領域が硬いことによる成形時の摺動抵抗を低減する効果、およびクラックが硬いＡｌ濃化表層領域に主に伝播して、深さ方向へのクラック伝播を低減する効果も、相対的に損なわれ得ると考えられる。
【００３６】
めっき表層をζ相が実質的に無いδ1相のみにするためには、めっき層の合金化を促進して、Ｆｅ−Ｚｎ合金めっき層中のＦｅ量を増やせばよい。まためっき層中のＦｅ濃度勾配を減らすことも有効である。そのための手段の具体例として、Ｓｉ含有鋼板を使用し、合金化温度を上げることが挙げられる。Ｓｉ含有鋼板めっきの高温による合金化では、素地鋼板からめっき層へのＦｅ拡散に比べて、めっき下層から上層へのＦｅ拡散が速いため、めっき層中のＦｅ濃度勾配が小さくなる。
【００３７】
また本発明のＧＡ鋼板の中でも、めっき層中にＳｉ系酸化物が存在するものが、より良好な耐パウダリング性を示すために好ましい。Ｓｉ系酸化物による耐パウダリング性の向上効果のメカニズムは不明であるが、Ｓｉ系酸化物は硬いので、Ａｌ系酸化物と同様に成形時の摺動抵抗を下げること、および成形時に発生したクラックの伝播がＳｉ系酸化物で止まり、めっき層の剥離が抑制されることが考えられる。
【００３８】
Ｓｉ系酸化物を形成し得るめっき層中のＳｉ含有量は、耐パウダリング性の観点から多いことが望ましい。しかしめっき層中のＳｉ含有量が多すぎても耐パウダリング性の向上効果は飽和し、またＳｉ含有量を増やそうとすると素地鋼板表面のＳｉ濃度が増えてめっき濡れ性に悪影響を及ぼすことがある。よってめっき層中のＳｉ含有量は、好ましくは０．１％以上、より好ましくは０．２％以上、さらに好ましくは０．３％以上であり、好ましくは０．８％以下、より好ましくは０．６％以下、さらに好ましくは０．４％以下である。
【００３９】
合金化溶融亜鉛めっき層が、Ｓｉ系酸化物を含み、かつＳｉを０．１％以上含むようにさせるためには、Ｓｉ含有鋼板、好ましくはＳｉを０．５〜３．０％以上含有する鋼板を、酸化還元めっき法によりめっきしてから、合金化を行えばよい。酸化還元めっき法では、酸化によりＳｉ系酸化物がまず形成される。これは、酸化還元めっき法で通常採用されるＮ2−１５体積％Ｈ2程度の還元雰囲気では還元されず、鋼板中にＳｉ系酸化物のままで残る。そしてこのＳｉ系酸化物が合金化の際に、素地鋼板からめっき層に拡散する。よって通常の条件で酸化還元めっき法を行ってから、合金化した場合、めっき層中に含まれるＳｉは、全て酸化物の形態で存在すると考えられる。
【００４０】
また酸化還元めっき法でＦｅ系酸化物層をあまりに厚く形成させると、めっき層中のＳｉ含有量が低下する傾向がある。よってめっき層にＳｉ系酸化物を存在させるためには、Ｆｅ系酸化物層が厚くなり過ぎないように調整することが好ましい。めっき層で充分なＳｉ含有量を確保するためには、Ｆｅ系酸化物層の厚さを、好ましくは１３０００Å以下、より好ましくは１００００Å以下に調整することが推奨される。これは、例えばＯＦの空燃比や鋼板温度を抑えることなどにより達成することができる。更に、通常の酸化還元法における還元雰囲気下ではＳｉ系酸化物は還元されず逆に酸化されるので、還元温度を上昇させることによって、Ｓｉ系酸化物を表面濃化（選択酸化）させることができる。その結果、めっき層中のＳｉ含有量も上昇させることができる。
【００４１】
本発明のＧＡ鋼板は、めっき層の組織にも特徴を有するものであり、こうした構成を採用することによって耐パウダリング性が良好になるのであるが、めっきに供する素地鋼板として加工性の観点から下記の構成のものを使用するのが良い。こうした素地鋼板（ＤＰ鋼板）を使用することによって、強度−延性バランスに優れたＧＡ鋼板が実現できる。
【００４２】
本発明で用いる素地鋼板は、Ｓｉを０．５〜３．０％の範囲で含有するものである。Ｓｉは、固溶強化能が大きく、強度を高めるのに作用する元素である。またＳｉ含有量が増加すると、フェライト分率が増大すると共に、低温変態生成相のうちベイナイト変態が抑制され、マルテンサイト組織が得られ易くなる。従って鋼板の金属組織が、フェライトとマルテンサイトの複合組織となり、高強度化と良好な伸び（加工性）を達成できる。Ｓｉは０．５％以上であり、好ましくは０．６％以上、より好ましくは０．７％以上である。しかし過剰に含有すると、熱間圧延の際にＳｉスケールを発生し、鋼板の表面性状を劣化させ、しかも鋼板の化成処理性やめっき付着性も低下させ、不めっきが発生する。またＳｉ含有量が過剰になると、焼鈍の際にオーステナイト相が得られ難くなるため、フェライトとマルテンサイトの混合組織が生成し難くなる。従ってＳｉ含有量は３．０％以下とする必要があり、好ましくは２．５％以下、より好ましくは２．３％以下である。
【００４３】
本発明で用いる素地鋼板は、Ｓｉを０．５〜３．０％の範囲で含有するものであるが、本発明では、Ｓｉ含有量を、Ｓｉ以外の合金元素の含有量のうちマルテンサイト相の生成に影響を及ぼす合金元素の含有量に応じて制御することも好ましい。本発明者らが化学成分の異なる鋼板を種々作成し、鋼板の化学成分と機械的特性（即ち、強度−延性バランス）の関係について検討を重ねたところ、鋼中に含まれるＳｉ含有量とマルテンサイト相の生成に影響を及ぼす合金元素の含有量とのバランスを適切に制御すれば、鋼板の機械的特性を向上させることができることが判明した。
【００４４】
マルテンサイト相の生成に影響を及ぼす合金元素とは、Ｃ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖであり、素地鋼板がＴｉ，ＮｂおよびＶよりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有しない場合（即ち、基本成分としてＣ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｍｏを含有する場合）は、鋼中のＳｉ含有量が下記（１）式を満足することが好ましく、鋼板がＣｒ，Ｍｏと共に、Ｔｉ，ＮｂおよびＶよりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有する場合は、鋼中のＳｉ含有量が下記（２）式を満足することが好ましい。
α−４．１≦［Ｓｉ］≦α−２．４ …（１）
β−４．１≦［Ｓｉ］≦β−２．４ …（２）
但し、
α＝６．９×（［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／４）1/2
β＝６．９×（［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／４＋［Ｔｉ］／１５＋［Ｎｂ］／１７＋［Ｖ］／１４）1/2
であり、式中、［ ］は、鋼板に含まれる各元素の量（質量％）を示している。
【００４５】
上記Ｃ，Ｍｎ，ＣｒおよびＭｏは、マルテンサイト相の生成に影響を及ぼす元素であるが、Ｃ，Ｍｎ，ＣｒおよびＭｏ含有量に対してＳｉ含有量が少ないとＳｉの添加効果が発揮されず、一方Ｓｉ含有量が多いとＳｉの添加効果が飽和し、何れの場合も機械的特性（強度−延性バランス）が劣化する傾向を示す。
【００４６】
また、上記Ｔｉ，ＮｂおよびＶは、低温変態生成相のなかでも、中間段階変態組織（例えば、ベイナイトや擬似パーライト）の生成を抑制し、マルテンサイト相を生成させるのに作用する元素であるが、Ｔｉ，ＮｂおよびＶ含有量に対してＳｉ含有量が少ないとＳｉの添加効果が発揮されず、一方Ｓｉ含有量が多いとＳｉの添加効果が飽和し、何れの場合も機械的特性（強度−伸びバランス）が劣化する傾向を示す。
【００４７】
上記（１）式の下限は、好ましくは下記（１ａ）式であり、より好ましくは下記（１ｂ）式である。一方、上記（１）式の上限は、好ましくは下記（１ｃ）式であり、より好ましくは下記（１ｄ）式である。
α−４．０≦［Ｓｉ］ …（１ａ）
α−３．６５≦［Ｓｉ］ …（１ｂ）
［Ｓｉ］≦α−２．５５ …（１ｃ）
［Ｓｉ］≦α−２．６０ …（１ｄ）
【００４８】
上記（２）式の下限は、好ましくは下記（２ａ）式であり、より好ましくは下記（２ｂ）式である。一方、上記（２）式の上限は、好ましくは下記（２ｃ）式であり、より好ましくは下記（２ｄ）式である。
β−４．０≦［Ｓｉ］ …（２ａ）
β−３．８≦［Ｓｉ］ …（２ｂ）
［Ｓｉ］≦β−２．５５ …（２ｃ）
［Ｓｉ］≦β−２．６０ …（２ｄ）
【００４９】
本発明で用いる素地鋼板は、Ｓｉ以外の基本元素として、Ｃ，Ｍｎ，Ａｌ，ＰおよびＳを含有するものである。各元素の適切な範囲とその限定理由は、以下の通りである。
【００５０】
［Ｃ：０．０３〜０．３％］
Ｃは、鋼板の強度（引張強度ＴＳ）を５９０ＭＰａ以上に確保するために必要な元素であり、またＣは鋼板のマルテンサイト相の生成や形態に影響を与え、伸びに影響を与え、伸びを向上させる元素である。これらの効果を発揮させるためには、Ｃ含有量は０．０３％以上含有させることが必要であり、好ましくは０．０４％以上である。しかしながら、Ｃ含有量が過剰になると溶接性が低下するので、０．３％以下とする必要があり、好ましくは０．２５％以下である。
【００５１】
［Ｍｎ：１．０〜３．０％］
Ｍｎは、鋼板の強度確保のために有効な元素であり、この効果を発揮させるためには、１．０％以上含有させる必要があり、好ましくは１．５％以上である。しかしながら、３．０％を超えて過剰に含有させると、延性（伸び）が劣化することになる。より好ましくは２．８％以下とするのが良い。
【００５２】
［Ａｌ：０．００５〜０．１５％］
Ａｌは、脱酸のために少なくとも０．００５％以上含有させる必要がある。好ましくは、０．０１％以上含有させるのが良い。しかしながら、Ａｌ含有量が過剰になると、コストアップを招くため、０．１５％以下とする必要があり、好ましくは０．１３％以下である。
【００５３】
［Ｐ：０．０３％％以下（０％を含まない）］
Ｐは、過剰に含有されると、溶接性が劣化するので、０．０３％以下に抑制する必要がある。
【００５４】
［Ｓ：０．０１％％以下（０％を含まない）］
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ため、０．０１％以下に抑制する必要がある。
【００５５】
素地鋼板の好ましい基本成分は、上記の通りであり、残部は鉄および不可避不純物である。不可避不純物としては、例えばＮ、Ｏ、トランプ元素など（例えば、Ｓｎ，Ａｓ，Ｓｂ等）が挙げられる。ＮやＯの好ましい範囲は、以下の通りである。
【００５６】
［Ｎ：０．０１％以下（０％を含まない）］
Ｎは、鋼中に窒化物を析出させて鋼を強化する元素であるが、Ｎが過剰に存在すると、窒化物が多量に析出し、却って延性の劣化を引き起こす恐れがある。従ってＮは０．０１％以下であることが好ましい。
【００５７】
［Ｏ：０．０１％％以下（０％を含まない）］
Ｏは、過剰に含有されると、介在物が増大して延性の劣化を引き起こす恐れがある。従ってＯは０．０１％以下であることが好ましい。
【００５８】
本発明で用いる素地鋼板は、上記基本元素以外に、必要に応じて、更に他の元素として、（ａ）Ｃｒ：１％以下（０％を含まない）および／またはＭｏ：１％以下（０％を含まない）、（ｂ）Ｔｉ：０．２％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．２％以下（０％を含まない）およびＶ：０．３％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上、（ｃ）Ｃｕ：３％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：３％以下（０％を含まない）、（ｄ）Ｂ：０．０１％以下（０％を含まない）、（ｅ）Ｃａ：０．０１％以下（０％を含まない）、等を含有するものであることも有用であり、含有させる成分に応じて素地鋼板（即ち、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板）の特性が更に改善される。これらの元素を含有する場合の好ましい範囲とその限定理由は、次の通りである。
【００５９】
［Ｃｒ：１％以下（０％を含まない）および／またはＭｏ：１％以下（０％を含まない）］
ＣｒおよびＭｏは、鋼板の焼入れ性を高め、低温変態生成相のうちマルテンサイトの生成を促進する元素であり、鋼板の高強度化に有効に作用する。こうした効果はその含有量が増加するにつれて増大するが、過剰に含有させてもその効果が飽和し、コスト高となる。従って、ＣｒおよびＭｏは、いずれも１．０％以下（より好ましくは０．５％以下）とするのが良い。
【００６０】
［Ｔｉ：０．２％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．２％以下（０％を含まない）およびＶ：０．３％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上］
Ｔｉ，ＮｂおよびＶは、いずれも中間段階変態組織の生成を抑制する元素である。特にＴｉは、鋼中に炭化物や窒化物等の析出物を形成して鋼を強化する元素でもある。またＴｉは結晶粒を微細化して降伏強度を高めるのにも有効に作用する。しかしＴｉを過剰に含有させると、炭化物が粒界上に多く析出し、局所伸びが低下する。従ってＴｉは０．２％以下、好ましくは０．１５％以下、より好ましくは０．１３％以下とする。尚、Ｔｉは鋼中に固溶して冷却過程で中間段階変態組織の生成を抑制し、鋼板の強度−延性バランスを高める効果も有する。
【００６１】
ＮｂとＶ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強度を高める。これらの元素は、上記Ｔｉと同様に、鋼中に固溶して冷却過程で中間段階変態組織の生成を抑制し、鋼板の強度−延性バランスを高める効果も有する。しかし過剰に含有させてもその効果が飽和し、コスト高となる。従ってＮｂは０．２％以下、好ましくは０．１５％以下、より好ましくは０．１３％以下であり、Ｖは０．３％以下、好ましくは０．２５％以下、より好ましくは０．２％以下である。尚、Ｔｉ，ＮｂおよびＶは、夫々単独で含有してもよいし、複数を組み合わせて含有してもよい。
【００６２】
［Ｃｕ：３％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：３％以下（０％を含まない）］
Ｃｕと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作用を有する元素である。また、鋼板の耐食性も向上させる元素である。しかしＣｕを３％、Ｎｉを３％を超えて含有してもその効果は飽和し、コスト高となる。従ってＣｕは３％以下であることが好ましく、より好ましくは２．５％以下、更に好ましくは２．０％以下である。Ｎｉは３．０％以下であることが好ましく、より好ましくは２．５％以下、更に好ましくは２．０％以下である。ＣｕとＮｉは、夫々単独で、或いは併用して含有してもよい。尚、ＣｕとＮｉは、低温変態生成相のうちマルテンサイトの生成を促進する元素であるが、ＣｕとＮｉが上記範囲内であれば、その効果は軽微なため、上述した最適Ｓｉ量には影響しない。
【００６３】
［Ｂ：０．０１％以下（０％を含まない）］
Ｂは、焼入れ性を高める元素であり、鋼板の強度を向上させる。またＭｏと併せて含有させることにより圧延後の加速冷却時における焼入れ性が制御されて、鋼板の強度−靭性バランスを最適化する。但し、Ｂは、中間段階変態組織の生成には殆ど影響せず、上述した最適Ｓｉ量には影響しない。しかし過剰に含有すると鋼板の靭性が劣化するため、Ｂは０．０１％以下であることが好ましい。より好ましくは０．００５％以下である。Ｂの下限は特に限定されないが、好ましくは０．０００５％以上である。
【００６４】
［Ｃａ：０．０１％以下（０％を含まない）］
Ｃａは、鋼中硫化物の形態を球状化して、加工性を向上させる元素である。しかし０．０１％を超えて含有しても効果が飽和し、経済的に無駄である。従ってＣａは０．０１％以下であることが好ましく、より好ましくは０．００５％以下である。Ｃａの下限は特に限定されないが、好ましくは０．０００５％以上である。
【００６５】
本発明で用いる素地鋼板の金属組織は、フェライトとマルテンサイトの混合組織を主体とするものであればよく、金属組織に占めるフェライト分率とマルテンサイトの夫々の分率は特に限定されず、鋼板に要求される強度と伸びのバランスに応じて定めればよい。即ち、フェライト分率（体積率）が高くなると、強度が低下する反面、伸びが向上する傾向があり、マルテンサイトの分率（体積率）が高くなると、強度が向上する反面、伸びが低下する傾向がある。これらの分率として、延性の観点からは、フェライトが５〜９０体積％、マルテンサイトが５〜９０体積％で、且つフェライトとマルテンサイトの合計量が７０％以上であることが好ましく、更に１０体積％以下の残留オーステナイト（残留γ）が含まれていても特性が劣化することはない。尚、素地鋼板の金属組織は、板厚の中央部を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて、倍率３０００倍で観察すればよい。
【００６６】
本発明で用いる素地鋼板は、上記で規定する要件を満足するものであり、その製造条件は特に限定されないが、例えば下記に示す条件を採用すればよい。
【００６７】
上記成分組成を有するスラブを熱間圧延し、７００℃以下で巻き取った後、必要に応じて酸洗し、次いで冷間圧延後、焼鈍ラインまたは連続式溶融亜鉛メッキラインにてＡｃ１点以上の温度で均熱処理後、平均冷却速度１℃／秒以上で冷却すればよい。
【００６８】
熱間圧延は常法に従って行えばよいが、仕上げ温度を確保し、またオーステナイト粒の粗大化を防止するために、加熱温度は１０００〜１３００℃程度とすればよい。熱間圧延の仕上げ温度は加工性を阻害する集合組織を形成させないように８００〜９５０℃とし、仕上げ圧延後、巻取り開始温度までの平均冷却速度はパーライトの生成を抑制するために３０〜１２０℃／秒とすれば良い。
【００６９】
巻き取り温度は７００℃以下とするのがよい。この温度を超えると、鋼板表面に形成されるスケールが厚くなり、酸洗性が劣化する。尚、巻き取り温度の下限は特に限定されないが、低過ぎると低温変態生成相が過剰に生成し、鋼板が硬くなり過ぎて冷間圧延性を低下させる。従って巻き取り温度の下限は２５０℃とするのがよく、より好ましくは４００℃である。
【００７０】
熱間圧延後は、必要に応じて常法に従って酸洗した後、冷間圧延する。圧下率は１５％以上とするのがよい。圧下率を１５％未満とするには、熱間圧延工程で鋼板の板厚を薄くしなければならず、熱間圧延工程で薄くすると鋼板長さが長くなるため、酸洗に時間がかかり生産性が低下する。
【００７１】
冷間圧延後は、鋼板を連続焼鈍ラインまたは連続式溶融亜鉛メッキラインにて、Ａｃ１点以上のフェライト−オーステナイト二相域、もしくはオーステナイト単相域に加熱保持し、均熱処理すれば良い。
【００７２】
均熱処理温度はＡｃ１点以上とすればよいが、加熱時の金属組織をフェライトとオーステナイトの混合組織とし、マルテンサイトを確実に生成させて加工性を高めるには、Ａｃ１点より５０℃程度以上の高い温度で均熱処理することが好ましい。具体的には７８０℃程度以上である。均熱処理温度の上限は特に限定されないが、オーステナイト粒の粗大化を防止する観点から９００℃以下とする。
【００７３】
均熱処理時の保持時間も特に限定されず、例えば１０秒程度以上であればよい。均熱処理後は、常温までの平均冷却速度を１℃／秒以上で冷却すれば高強度鋼板（冷延鋼板）を得ることができる。平均冷却速度が１℃／秒未満では冷却中にパーライト組織が生成し、これが最終組織として残って加工性（伸び）を劣化する原因となる。平均冷却速度は５℃／秒以上とすることが好ましい。平均冷却速度の上限は特に規定されないが、鋼板温度の制御のし易さや、設備コストを考えると５０℃／秒程度とするのがよい。
【００７４】
上記のような素地鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっきを形成したＧＡ鋼板を製造するには、下記の手順で行えば良い。まず連続式溶融亜鉛めっきラインにて上記条件で均熱処理した後、めっき浴温度（４００〜５００℃、好ましくは４４０〜４７０℃）まで平均冷却速度１℃／秒以上で冷却した後、溶融亜鉛めっきをすればよい。平均冷却速度が１℃／秒未満では冷却中にパーライト組織が生成し、これが最終組織として残って加工性（伸び）が劣化する原因となる。平均冷却速度は５℃／秒以上とすることが好ましい。平均冷却速度の上限は特に規定されないが、鋼板温度の制御のし易さや、設備コストを考えると５０℃／秒程度とするのがよい。
【００７５】
このときのめっき浴の組成は特に限定されず、公知の溶融亜鉛めっき浴を用いればよい。なお、めっき浴中のＡｌ含有量は０．０５〜０．２％とすることが好ましい。Ａｌは溶融亜鉛メッキ層の合金化速度を制御するのに作用する元素であり、Ａｌを含有する溶融亜鉛めっき浴中に鋼板を浸漬すると、鋼板の表面（即ち、鋼板と溶融亜鉛めっき層との界面）にＦｅ−Ａｌ金属層が形成され、鋼板と亜鉛が直ちに合金化するのを防止することができる。ところがＡｌが０．０５％未満では、Ｆｅ−Ａｌ合金層が薄すぎるため、鋼板をめっき浴に浸漬すると、鋼板と亜鉛との合金化が直ちに進み易い。そのため合金化処理工程においてメッキ表面まで合金化が完了する前に、Γ相が大きく成長してしまい、耐パウダリング性（耐メッキ剥離性）が低下する。Ａｌ含有量はより好ましくは０．０７％以上である。しかしＡｌ含有量が０．２％を超えると、Ｆｅ−Ａｌ合金層が厚くなり過ぎるため、合金化処理工程においてＦｅとＺｎの合金化が阻害され、溶融亜鉛めっき層の合金化が遅延する。従って合金化を進行させるには、合金化ラインを長くしたり、高温下での合金化処理を別途行う必要が生じる。Ａｌ含有量はより好ましくは０．１８％以下である。
【００７６】
溶融亜鉛めっき後は、常温まで平均冷却速度１℃／秒以上で冷却することで、鋼板中のオーステナイトをマルテンサイトに変態させ、フェライトとマルテンサイトを主体とする混合組織を得ることができる。冷却速度が１℃／秒未満では、マルテンサイトが生成し難く、パーライトや中間段階変態組織が生成するおそれがある。平均冷却速度は１０℃／秒以上とすることが好ましい。
【００７７】
上記素地鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっきを形成した合金化溶融亜鉛メッキ高強度鋼板を製造するには、上記条件で溶融亜鉛メッキした後、４００〜７５０℃程度（好ましくは５００℃〜６００℃程度）に加熱して合金化処理すればよい。合金化処理を行う場合の加熱手段は特に限定されず、慣用の種々の方法（例えば、ガス加熱やインダクションヒーター加熱など）を利用できる。
【００７８】
合金化処理後は、常温まで平均冷却速度１℃／秒以上で冷却することで、フェライトとマルテンサイトを主体とする混合組織を得ることができる。
【００７９】
上記のような複合組織鋼板を素地鋼板として用いた合金化溶融亜鉛めっき鋼板では、素地鋼板の引張強度（ＴＳ）が５９０〜１２７０ＭＰａになる共に、強度と延性のバランスが良好なため、その特性が反映されて合金化溶融亜鉛めっき鋼板も強度と延性のバランスも良好なものとなり、その用途としては自動車の構造部品が適しており、フロントやリア部サイドメンバやクラッシュボックスなどの正突部品をはじめ、センターピラーレインホース（ＲＦ）などのピラー類、ルーフレールＲＦ、サイドシル、フロアメンバー、キック部などの車体構成部品、バンパーＲＦやドアインパクトビームなどの耐衝撃吸収部品として使用できる。
【実施例】
【００８０】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより以下の実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記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も勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
【００８１】
［実施例１］
下記表１は、転炉により溶製した鋼材の化学成分組成を示す。これらは、連続鋳造してスラブとし、１２５０℃に加熱保持後、仕上げ温度９００℃、圧下率：約９９％で熱間圧延し、次いで平均冷却速度：５０℃／秒で冷却した後、５００℃で巻取り、厚さ：２．４ｍｍの熱延鋼板を得た。更に、得られた熱延鋼板を酸洗後、冷間圧延し、厚さ：１．６ｍｍの冷延鋼板を得た。得られた冷延鋼板を、ＣＧＬで下記の処理を施し、均熱処理した合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得た。
【００８２】
【表１】
【００８３】
１．合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ鋼板）の製造
ＣＧＬにて、以下に示す条件、および表２に示す酸化炉（ＯＦ）の鋼板温度でＧＡを製造した。
（１）ライン速度：４０ｍ／秒
（２）無酸化炉（ＮＯＦ）
直火火炎バーナー設置タイプ
空燃比（ｒ１）：０．９５
滞留時間：２８秒
（３）酸化炉（ＯＦ）
直火火炎バーナー設置タイプ
空燃比（ｒ２）：１．３０
滞留時間：６秒
（４）還元炉
雰囲気：Ｎ2−１５体積％Ｈ2
鋼板温度：８００〜９００℃
滞留時間：５０秒
（５）めっき浴
浴組成：Ｚｎ−０．１０質量％Ａｌ（Ａｌ：有効濃度）
浴温：４６０℃
侵入鋼板温度：４６０℃
滞留時間：３．８秒
（６）合金化炉
直火加熱タイプ
合金化炉温度：８５０〜１１００℃
滞留時間：２０秒
【００８４】
２．合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）の評価
前記のようにして得られたＧＡ鋼板について、以下のものを評価した。
（１）Ａｌ（原子％）／Ｚｎ（原子％）≧０．１０である領域の厚さ
ＥＳＣＡ（Ｘ線電子分光法）により、めっき層表面から５０Å／分の速度でＡｒイオンエッチングしながら、５０Å間隔でＡｌおよびＺｎの原子割合を測定し、Ａｌ（原子％）／Ｚｎ（原子％）≧０．１０である領域の厚さを測定した。
（２）めっき層表層
めっき層表層が、δ1相またはζ相のいずれであるかを、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）により、めっき層を断面観察して判断した。
（３）めっき層中のＳｉ系酸化物
めっき層中にＳｉ系酸化物が存在するか否かを、ＥＰＭＡ（電子線マイクロアナリシス）により、めっき層を断面観察して判断した。
（４）めっき層中のＦｅおよびＳｉ量
めっき層中のＦｅおよびＳｉ量を、めっき層を塩酸で溶解させて、ＩＣＰ（誘導結合高周波プラズマ発光分光分析）により定量した。
（５）耐パウダリング性
ＧＡを、以下の条件でビード付きＵ曲げビード成形し、成形品の側壁外側にテープ剥離試験を行った。次いで剥離しためっき層を塩酸に溶解させて、ＩＣＰによりめっき剥離量を定量し、以下の基準で評価した。
【００８５】
（ｉ）成形条件
プレスの種類：クランクプレス
供試ＧＡの大きさ：幅４０ｍｍ×長さ２５０ｍｍ
金型：ビードｒ：５ｍｍ（半丸ビード）、パンチ肩半径：５ｍｍ、ダイ肩半径：５ｍｍ、成形高さ：６５ｍｍ
【００８６】
（ｉｉ）評価基準
めっき剥離量： ４ｇ／ｍ2未満：◎
４ｇ／ｍ2以上１０ｇ／ｍ2未満：○
１０ｇ／ｍ2以上１５ｇ／ｍ2未満：△
１５ｇ／ｍ2以上 ：×
【００８７】
これらの結果を、素地鋼板のＳｉ含有量およびＯＦでの鋼板温度（入温度、出温度）と共に、下記表２に示す。
【００８８】
【表２】
【００８９】
表２の結果から分かるように、Ｆｅ系酸化物層を厚く形成させるためにＯＦの鋼板温度を高く設定して製造したＧＡ鋼板Ｎｏ．１、２、４〜１４、１６、１８〜２６、２８（ＯＦの入温度：６００℃以上、出温度：７１０℃以上）は、３００Å以上のＡｌ濃化表層領域（Ａｌ（原子%）／Ｚｎ（原子%） ≧０．１０）が形成され、Ａｌ濃化表層領域が３００Å未満のものに比べて、耐パウダリング性が良好である。また、めっき層中にＳｉ系酸化物を含み、且つＳｉ含有量が０．１％以上のものは、さらに良好な耐パウダリング性を示すこともわかる。
【００９０】
前記のようにして得られたＧＡ鋼板について、母材（素地鋼板）特性の観点から、金属組織、機械的性質を下記の方法によって調査した。
【００９１】
［金属組織］
各鋼板の板厚中央部を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）にて倍率：３０００倍で観察し、フェライトとマルテンサイトの体積率を求めた。また残留γ量については、飽和磁化測定法（Ｒ＆Ｄ 神戸製鋼技報 Ｖｏｌ．５２、Ｎｏ．３を参照）で体積率を測定した。
【００９２】
［機械的特性］
上記ＧＡ鋼板からＪＩＳ Ｚ２２０１の５号試験片を切り出し、引張試験（歪速度：１０ｍｍ／秒）を行って引張強さ（ＴＳ）、伸び（ＥＬ）および強度−延性バランス（ＴＳ×ＥＬ）を測定した。このときの伸び（ＥＬ）の評価基準は下記の通りである。
【００９３】
［伸びの評価基準］
（ａ）５９０ＭＰａ級（５９０ＭＰａ≦ＴＳ＜７８０ＭＰａ） ：ＥＬ≧２８％
（ｂ）７８０ＭＰａ級（７８０ＭＰａ≦ＴＳ＜９８０ＭＰａ） ：ＥＬ≧２０％
（ｃ）９８０ＭＰａ級（９８０ＭＰａ≦ＴＳ＜１１８０ＭＰａ） ：ＥＬ≧１５％
（ｄ）１１８０ＭＰａ級（１１８０ＭＰａ≦ＴＳ＜１２７０ＭＰａ）：ＥＬ≧９％
【００９４】
これらの結果を、（１）式または（２）式の適正範囲および鋼板中のＳｉ含有量と共に下記表３に示す。
【００９５】
【表３】
【００９６】
表３から明らかなように、ＧＡ鋼板Ｎｏ．１〜２０のいずれの鋼板も、フェライトとマルテンサイトを主体とする複合組織で構成されており、良好な伸び（ＥＬ）を示していることが分かる。
【００９７】
しかしながら、化学成分が本発明で規定される範囲から外れるもの（ＧＡ鋼板Ｎｏ．２１〜２８）では、強度（ＴＳ）若しくは伸び（ＥＬ）のいずれかの値が低く、強度−延性バランス（ＴＳ×ＥＬ）が悪くなっている。
【００９８】
ＧＡ鋼板Ｎｏ．２１，２２は、Ｃ含有量が少ない例であり、十分な強度を確保できていない。ＧＡ鋼板Ｎｏ．２３，２４は、Ｓｉ含有量が多い例であり、フェライト分率が高くなり過ぎて、十分な強度が得られていない。
【００９９】
ＧＡ鋼板Ｎｏ．２５，２６は、Ｍｎ含有量が少ない例であり、固溶量が少なくなって強度が低くなっている。ＧＡ鋼板Ｎｏ．２７，２８は、Ｍｎ含有量が多い例であり、強度は十分に高いが、伸びが著しく低くなっている。
【０１００】
また、上記ＧＡ鋼板Ｎｏ．１〜２０のなかで、フェライトとマルテンサイトの合計量が７０体積％以上のもの、より良好な伸び（ＥＬ）を示していることがわかる。更に、Ｓｉ含有量が（１）式または（２）式の適正範囲を満足するものでは、伸び（ＥＬ）が更に改善されることが分かる。
【図面の簡単な説明】
【０１０１】
【図１】本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ鋼板）を製造するための溶融亜鉛めっき設備の一態様を示す概略図である。
【符号の説明】
【０１０２】
１ 予熱装置
２ 無酸化炉（ＮＯＦ）
３ 酸化炉（ＯＦ）
４ 還元焼鈍炉（ＲＦ）
５ 冷却装置
６ 溶融亜鉛めっき装置（めっき浴）
Ｓ 素地鋼板
Ｐ 溶融亜鉛めっき鋼板
【技術分野】
【０００１】
本発明は、耐パウダリング性と加工性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板に関するものであり、特に上記各特性が要求される自動車の骨格部材の素材として有用な高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
合金化溶融亜鉛めっき鋼板（以下、「ＧＡ鋼板」と略称することがある）は、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ鋼板）を加熱して素地鋼板中のＦｅをめっき層へ拡散させ、ＦｅとＺｎを合金化することによって得られる。ＧＡ鋼板は、強度、溶接性、塗装後の耐食性などに優れるため、例えば、自動車の骨格部材（衝突時のエネルギーを吸収する役割を担うメンバーなど）などに使用されている。
【０００３】
このようなＧＡ鋼板は、成形時にめっき層が粉状に剥離する、いわゆるパウダリングが問題になることがある。また近年、自動車用鋼板は、軽量化による燃費の向上、かつ衝突安全性の向上のために高張力化が図られている。この高張力化によりプレス時の成形条件が厳しくなるため、めっき層の受けるダメージがさらに大きくなり、パウダリングがより生じ易くなっている。
【０００４】
ＧＡ鋼板の耐パウダリング性を向上させるには、例えばＦｅ−Ｚｎ合金めっき層中の鉄濃度を低くし、もろいΓ相を低減することなどが広く知られている。その他にも例えば特許文献１では、めっき層中のζ相、δ1相およびΓ相の量を調整すると共に、素地鉄（素地鋼板）界面でのΓ相の形成を抑制し、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得ることが開示されている。しかしこれらの手段では、近年の高張力鋼板のめっき層に対して、耐パウダリング性の向上効果がまだ不充分である。
【０００５】
また特許文献２では、プレス成形性（プレス成形時の摺動性）および化成処理性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板として、めっき層表面に厚さ１０ｎｍ（１００Å）以上の酸化物層が形成された平坦部を有し、かつ前記平坦部表層におけるＺｎ／Ａｌ比（原子％）が２．０〜８．０であるものを提示している。しかし特許文献２の発明は、あくまでＧＡのプレス成形性および化成処理性を向上させることを目的としており、該発明は耐パウダリング性を考慮していない。
【０００６】
上記特許文献２の発明において、プレス成形性を向上させる作用を有する厚い「酸化物層」とは、「Ｚｎ、Ｆｅ、Ａｌ及びその他の金属元素の１種以上の酸化物および／または水酸化物などからなる層」を意味し、一方、該発明の「表層におけるＺｎ／Ａｌ比」は、プレス成形性と化成処理性とを両立させるための酸化物層表層の凹凸の指標として用いられている。この発明において、この「Ｚｎ／Ａｌ比」は、あくまでめっき層平坦部における表層の値であり、「酸化物層」全体、即ち酸化物層の最深部までが、この比を有するとは考えられていない。即ち該発明は、「酸化物層」の厚さについては考慮しているが、その特定の「Ｚｎ／Ａｌ比」を有する領域の厚さについては何ら考慮していない。
【０００７】
ところで、自動車用鋼板においては、複雑形状のプレス加工が施されることが多いため、更にＧＡ鋼板には加工性（伸び）にも優れたものであることが要求される。ところが鋼板の強度を高めると、加工性が劣化するため、強度と加工性の両立（強度−延性バランスの向上）が求められている。
【０００８】
溶融亜鉛メッキ鋼板を高強度化した際の加工性を高める技術として、特許文献３には、鋼板の金属組織を、フェライト素地にマルテンサイトを主とする低温変態生成相を含む混合組織にすればよいことが開示されている。しかしこの文献に開示されている鋼板の強度は６００ＭＰａ程度であり、更なる高強度化が求められている。
【０００９】
一方特許文献４には、成型性を高めた強度８００ＭＰａ以上の高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板が記載されている。この文献には、鋼板を高強度化する他、鋼板の金属組織をフェライト・マルテンサイトの二相組織にするために、Ｓｉを０．４％以上添加することが記載されている。しかしＳｉと強度−延性バランスの関係については注目されておらず、強度−延性バランスが劣化することがあった。
【特許文献１】特許第２６９５２５９号公報
【特許文献２】特開２００２−３０２７５３号公報
【特許文献３】特公昭６２−４０４０５号公報
【特許文献４】特開平９−１３１４７号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
本発明はこうした状況の下でなされたものであって、その目的は、耐パウダリング性に優れると共に、良好な強度−延性バランスを発揮し得る高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
前記目的を達成し得た本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板とは、Ｃ：０．０５〜０．３％（「質量％」の意味、化学成分組成について以下同じ）、Ｓｉ：０．５〜３．０％、Ｍｎ：１．０〜３．０％、Ａｌ：０．００５〜２．５％、Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０１％以下（０％を含まない）を夫々含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、金属組織がフェライトとマルテンサイトの混合組織を主体とする複合組織鋼板を素地鋼板とし、該素地鋼板の少なくとも片面にＦｅ−Ｚｎ合金めっき層を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板であり、前記Ｆｅ−Ｚｎ合金めっき層の表面からめっき層深さ方向に３００Å以上の厚みで、Ａｌ（原子％）／Ｚｎ（原子％）≧０．１０である領域が存在することを特徴とする。
【００１２】
本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板においては、めっき層がＳｉ系酸化物を含み、且つ該酸化物中のＳｉ含有量が０．１％以上であることが好ましい。
【００１３】
本発明の上記高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板においては、用いる素地鋼板は、更に他の元素として、（ａ）Ｃｒ：１％以下（０％を含まない）および／またはＭｏ：１％以下（０％を含まない）、（ｂ）Ｔｉ：０．２％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．２％以下（０％を含まない）およびＶ：０．３％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上、（ｃ）Ｃｕ：３％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：３％以下（０％を含まない）、（ｄ）Ｂ：０．０１％以下（０％を含まない）、（ｅ）Ｃａ：０．０１％以下（０％を含まない）、等を含有するものであることも有用であり、含有させる成分に応じて素地鋼板（即ち、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板）の特性が更に改善される。
【００１４】
上記素地鋼板が、更に他の元素として、Ｃｒ：１％以下（０％を含まない）および／またはＭｏ：１％以下（０％を含まない）を含有する場合には、素地鋼板中のＳｉ含有量が下記（１）式を満足するものであることが好ましい。
α−４．１≦［Ｓｉ］≦α−２．４ …（１）
但し、
α＝６．９×（［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／４）1/2
であり、式中、［ ］は、鋼板に含まれる各元素の量（質量％）を示している。
【００１５】
上記素地鋼板が、更に他の元素として、Ｃｒ：１％以下（０％を含まない）および／またはＭｏ：１％以下（０％を含まない）と、Ｔｉ：０．２％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．２％以下（０％を含まない）およびＶ：０．３％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上を含有する場合には、素地鋼板中のＳｉ含有量が下記（２）式を満足するものであることが好ましい。
β−４．１≦［Ｓｉ］≦β−２．４ …（２）
但し、
β＝６．９×（［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／４＋［Ｔｉ］／１５＋［Ｎｂ］／１７＋［Ｖ］／１４）1/2
であり、式中、［ ］は、鋼板に含まれる各元素の量（質量％）を示している。
【００１６】
一方、本発明で用いる素地鋼板は、金属組織が、フェライトとマルテンサイトの混合組織を主体とする複合組織（Ｄｕａｌ−ｐｈａｓｅ：以下「ＤＰ」と略称することがある）鋼板であるが、この複合組織は、フェライト：５〜９０体積％、マルテンサイト：５〜９０体積％であり、フェライトとマルテンサイトの合計量が７０体積％以上であり、且つ残留オーステナイトが１０体積％以下のものが好ましい。
【発明の効果】
【００１７】
合金化溶融亜鉛めっきでは、通常、Ａｌを約０．１質量％含有するＺｎめっき浴を用いるため、形成されためっき層中にはＡｌが含まれる。このめっき層中のＡｌは、めっき層の凝固過程で表層に酸化物として濃化する傾向がある。このＡｌ系酸化物は、通常のＧＡでは、めっき層表層に約１００〜２００Åの厚さで存在し、また表層から深さ方向に進むに従い、その濃度が低下していく。
【００１８】
本発明者らは、このＡｌ系酸化物に着目し、めっき層の特性との関係を鋭意研究した結果、Ａｌ系酸化物を一定量以上含有する領域をめっき層表層に厚く存在させることにより、耐パウダリング性を向上させ得ることを見出した。そして表層のＡｌ（原子％）／Ｚｎ（原子％）≧０．１０である領域（以下、「Ａｌ濃化表層領域」と略称することがある。）を、めっき層の表面からめっき層深さ方向に３００Å以上の厚さで存在させることにより、優れた耐パウダリング性を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができた。
【００１９】
また用いる素地鋼板として上記のようにＳｉ含有量を高めたＤＰ鋼板とすることによって、素地鋼板の強度−延性バランスが良好となり、この素地鋼板の特性がそのまま合金化後も有効に引き継がれ、良好な強度−延性バランスを発揮し得る合金化溶融亜鉛めっき鋼板が実現できた。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２０】
本発明のＧＡ鋼板は、めっき層の表面からめっき層深さ方向に３００Å以上の厚みで、Ａｌ（原子％）／Ｚｎ（原子％）≧０．１０である領域が存在することに要旨がある。Ａｌ濃化表層領域の厚みは、耐パウダリング性の観点から、好ましくは４００Å以上、より好ましくは５００Å以上である。このＡｌ濃化表層領域は、耐パウダリング性の観点からは厚いほど好ましいが、厚くなり過ぎるとめっき鋼板の化成処理性や溶接性などが低下するおそれがあるため、該領域の厚みは、好ましくは１５００Å以下、より好ましくは１０００Å以下である。
【００２１】
同様に耐パウダリング性および化成処理性などを考慮して、Ａｌ（原子％）／Ｚｎ（原子％）は、好ましくは０．１５以上、より好ましくは０．２０以上であり、好ましくは０．４０以下、より好ましくは０．３０以下である。
【００２２】
本発明のＧＡ鋼板は、厚さ３００Å以上のＡｌ濃化表層領域を有するＦｅ−Ｚｎ合金めっき層を、少なくとも素地鋼板の片面に有する。本発明において、めっき付着量には、特に限定はない。但し、めっき付着量が少ないほうが、Ａｌ濃化表層領域を厚く有するめっき鋼板と、そうでない鋼板との耐パウダリング性の違いが明確に表れる。一方、めっき付着量があまりにも少ないと耐食性が不充分になる。このような観点から、めっき付着量は、好ましくは２０ｇ／ｍ2以上、より好ましくは４０ｇ／ｍ2以上であり、好ましくは８０ｇ／ｍ2以下、より好ましくは６０ｇ／ｍ2以下である。
【００２３】
Ａｌ濃化表層領域を厚くすることにより耐パウダリング性が向上するメカニズムは明らかではないが、以下のように推定することができる。但し本発明は、以下の推定メカニズムに限定されない。
【００２４】
Ａｌ系酸化物は硬いため、これが表層に厚く存在することにより、成形時の摺動抵抗が低下してめっき層が受けるせん断応力が低減される結果、めっきの剥離（パウダリング）が抑えられることが考えられる。さらにパウダリングの原因となるクラックが発生しても、該クラックは、硬いＡｌ系酸化物を含有するＡｌ濃化表層領域に主として伝播し、めっき層の深さ方向への伝播が低減される結果、素地鋼板界面からのめっきの剥離が抑えられることが考えられる。
【００２５】
Ａｌ濃化表層領域が３００Å以上である本発明のＧＡ鋼板は、まず酸化帯で鋼板表面を加熱酸化し、次いでこれを還元帯で還元焼鈍した後、鋼板をＺｎめっき浴中に浸漬する方法（以下、「酸化還元めっき法」と略称することがある。）において、酸化還元条件を調節することにより製造することができる。また生産性の観点から、酸化還元めっき法を、連続亜鉛めっきライン（ＣＧＬ）で行うことが好ましい。
【００２６】
酸化還元めっき法では、還元により、鋼板表面に表面積が大きいポーラスなＦｅ層が生ずる。このようなポーラスなＦｅ層が厚く形成した鋼板は、その表面積が大きいため、Ｚｎめっき浴中に約０．１質量％程度でしか存在しないＡｌとも多く反応して、Ｆｅ−Ａｌ系金属間化合物を多量に形成することができる。その結果、めっき層中に多量のＡｌが取り込まれ、この多量のＡｌがめっき凝固過程で表面に濃化して酸化するので、厚いＡｌ濃化表層領域を有するＧＡを製造することができる。
【００２７】
多量のＡｌを取り込ませるだけなら、単に、Ｚｎめっき浴中のＡｌ量を増大させることも考えられる。しかしＺｎめっき浴中のＡｌ量を増大させると、めっき層と素地鋼板との界面にＦｅ−Ａｌ系金属間化合物が厚く形成され、これが、めっき後のＦｅ−Ｚｎ合金化を妨げるバリア層として作用し得るので好ましくない。
【００２８】
よって合金化の際にバリア層として悪影響を及ぼす厚いＦｅ−Ａｌ系金属間化合物の形成を避けつつ、薄いＦｅ−Ａｌ系金属間化合物を多量に形成させて、厚いＡｌ濃化表層領域を形成させるためには、Ｚｎめっき浴中のＡｌ量を約０．１質量％程度に保ちながら、酸化還元条件を調節して、ポーラスで厚いＦｅ層を形成させることが好ましい。そのためには、まず酸化工程でＦｅ系酸化物層を厚く形成させる必要がある。具体的には、厚さが３０００Å以上のＦｅ系酸化物層を形成することが好ましい。
【００２９】
ＣＧＬでの酸化還元めっき法により、厚いＦｅ系酸化物層を形成させるためには、酸化炉（ＯＦ）で、鋼板に直接火炎照射して急速酸化を行うことが好ましい。従来のＣＧＬで代表的な、空燃比を低く抑えた弱酸化性雰囲気下の無酸化炉（ＮＯＦ）で酸化を行う方法でも厚いＦｅ系酸化物層を形成することはできる。具体的には、ＮＯＦの長さを延長する、またはライン速度を遅くすることにより、酸化帯であるＮＯＦでの鋼板滞留時間を長くすれば、厚いＦｅ系酸化物層が形成されると考えられる。しかし生産性を考慮すると、厚さ３，０００Å以上のＦｅ系酸化物層が形成されるほどＮＯＦを延長する、またはライン速度を低下させることは、実際上困難である。
【００３０】
火炎照射は、鋼板の上面および下面にノズルを向けて配置されたバーナー、特に鋼板の幅方向に伸びたスリットバーナーによる直火方式が好ましい。火炎の酸化領域に鋼板を通過させる際のＦｅ系酸化物層の成長速度（１秒あたりに層厚が増大する速度）を、好ましくは２００〜２０００Å／秒に調整する。成長速度が２００Å／秒未満であると、充分な厚さのＦｅ系酸化物層を速やかに形成することができず、逆に２０００Å／秒を超えると、Ｆｅ系酸化物層の厚みの制御が難しくなり、均一な層を形成することができなくなるおそれがある。
【００３１】
火炎照射による酸化の前に、素地鋼板を、無酸化帯または還元帯、具体的には空燃比を抑えたＮＯＦで６００℃以上の温度に加熱することが好ましい。鋼板温度を徐々に上げて酸化させると、Ｆｅ系酸化物層が徐々に成長して酸素の拡散が妨げられる。そこで高温に到達してから酸化させることにより、酸素の拡散が阻害される前に、Ｆｅ系酸化物層を、速やかに厚く形成させることができる。ＯＦでの酸化は、ＯＦに入る鋼板温度が６００℃以上であり、ＯＦから出る鋼板温度を７１０℃以上に加熱する条件で行うことが好ましい。
【００３２】
バーナーによる火炎照射で鋼板を酸化する場合、必要に応じて、バーナーの燃焼空気に、酸素および／または水蒸気を投入して、Ｆｅ系酸化物層の成長速度を向上させることができる。但し、酸素および／または水蒸気を過剰に投入しても、その効果は飽和し、またこれらの投入にはユーティリティ費用がかかるため、好ましくは燃焼空気量に対して、酸素を２０体積％以下、水蒸気を４０体積％以下の流量で投入する。
【００３３】
更に、厚いＦｅ系酸化物層を急速かつ均一に形成させるために、ＮＯＦにおいて、０．９≦ｒ１＜１．００（ｒ１はＮＯＦ中での空燃比を表す。）および４５０≦ｔ１≦１７５０−１０００×ｒ１（ｔ１は、ＮＯＦ中での鋼板の到達温度（℃）を表す。）の条件下で鋼板を加熱してから、火炎照射を行うＯＦにおいて、１．００≦ｒ２≦１．３５（ｒ２はＯＦ中での空燃比を表す。）で鋼板を酸化させることが好ましい。
【００３４】
本発明のＧＡ鋼板を製造するための好ましいＣＧＬの一態様は、例えば図１に示されるようなものである。まず予熱装置１、次いで無酸化炉（ＮＯＦ）２で加熱した素地鋼板Ｓを、酸化炉（ＯＦ）３で火炎照射に供することによりＦｅ系酸化物層を形成させる。このＦｅ系酸化物層を、還元帯に相当する還元焼鈍炉（ＲＦ）４で、比表面積の高いポーラスなＦｅ層に還元する。次いで鋼板を冷却装置５で冷却してから、溶融亜鉛めっき装置６にてＺｎめっき浴に浸漬させて、溶融亜鉛めっき鋼板Ｐを得る。この亜鉛めっき溶融鋼板Ｐを、合金化炉（図示せず）にて加熱することにより、めっき層を合金化させて、合金化溶融めっき鋼板（ＧＡ鋼板）を得ることができる。本発明のＧＡ鋼板を得るには、厚いＦｅ系酸化物層を形成させるために先に詳細に記載した条件が重要であり、その他のＣＧＬ条件は、該技術分野で一般的なものを使用することができる。
【００３５】
本発明のＧＡ鋼板の中でも、めっき層表層がδ1相であり、実質的にζ相が存在しないものが好ましい。δ1相に比べて軟らかいζ相が表層に存在すると、Ａｌ系酸化物が硬いことに起因する効果が、軟らかいζ相のために相対的に損なわれ、その結果として、Ａｌ濃化表層領域が硬いことによる成形時の摺動抵抗を低減する効果、およびクラックが硬いＡｌ濃化表層領域に主に伝播して、深さ方向へのクラック伝播を低減する効果も、相対的に損なわれ得ると考えられる。
【００３６】
めっき表層をζ相が実質的に無いδ1相のみにするためには、めっき層の合金化を促進して、Ｆｅ−Ｚｎ合金めっき層中のＦｅ量を増やせばよい。まためっき層中のＦｅ濃度勾配を減らすことも有効である。そのための手段の具体例として、Ｓｉ含有鋼板を使用し、合金化温度を上げることが挙げられる。Ｓｉ含有鋼板めっきの高温による合金化では、素地鋼板からめっき層へのＦｅ拡散に比べて、めっき下層から上層へのＦｅ拡散が速いため、めっき層中のＦｅ濃度勾配が小さくなる。
【００３７】
また本発明のＧＡ鋼板の中でも、めっき層中にＳｉ系酸化物が存在するものが、より良好な耐パウダリング性を示すために好ましい。Ｓｉ系酸化物による耐パウダリング性の向上効果のメカニズムは不明であるが、Ｓｉ系酸化物は硬いので、Ａｌ系酸化物と同様に成形時の摺動抵抗を下げること、および成形時に発生したクラックの伝播がＳｉ系酸化物で止まり、めっき層の剥離が抑制されることが考えられる。
【００３８】
Ｓｉ系酸化物を形成し得るめっき層中のＳｉ含有量は、耐パウダリング性の観点から多いことが望ましい。しかしめっき層中のＳｉ含有量が多すぎても耐パウダリング性の向上効果は飽和し、またＳｉ含有量を増やそうとすると素地鋼板表面のＳｉ濃度が増えてめっき濡れ性に悪影響を及ぼすことがある。よってめっき層中のＳｉ含有量は、好ましくは０．１％以上、より好ましくは０．２％以上、さらに好ましくは０．３％以上であり、好ましくは０．８％以下、より好ましくは０．６％以下、さらに好ましくは０．４％以下である。
【００３９】
合金化溶融亜鉛めっき層が、Ｓｉ系酸化物を含み、かつＳｉを０．１％以上含むようにさせるためには、Ｓｉ含有鋼板、好ましくはＳｉを０．５〜３．０％以上含有する鋼板を、酸化還元めっき法によりめっきしてから、合金化を行えばよい。酸化還元めっき法では、酸化によりＳｉ系酸化物がまず形成される。これは、酸化還元めっき法で通常採用されるＮ2−１５体積％Ｈ2程度の還元雰囲気では還元されず、鋼板中にＳｉ系酸化物のままで残る。そしてこのＳｉ系酸化物が合金化の際に、素地鋼板からめっき層に拡散する。よって通常の条件で酸化還元めっき法を行ってから、合金化した場合、めっき層中に含まれるＳｉは、全て酸化物の形態で存在すると考えられる。
【００４０】
また酸化還元めっき法でＦｅ系酸化物層をあまりに厚く形成させると、めっき層中のＳｉ含有量が低下する傾向がある。よってめっき層にＳｉ系酸化物を存在させるためには、Ｆｅ系酸化物層が厚くなり過ぎないように調整することが好ましい。めっき層で充分なＳｉ含有量を確保するためには、Ｆｅ系酸化物層の厚さを、好ましくは１３０００Å以下、より好ましくは１００００Å以下に調整することが推奨される。これは、例えばＯＦの空燃比や鋼板温度を抑えることなどにより達成することができる。更に、通常の酸化還元法における還元雰囲気下ではＳｉ系酸化物は還元されず逆に酸化されるので、還元温度を上昇させることによって、Ｓｉ系酸化物を表面濃化（選択酸化）させることができる。その結果、めっき層中のＳｉ含有量も上昇させることができる。
【００４１】
本発明のＧＡ鋼板は、めっき層の組織にも特徴を有するものであり、こうした構成を採用することによって耐パウダリング性が良好になるのであるが、めっきに供する素地鋼板として加工性の観点から下記の構成のものを使用するのが良い。こうした素地鋼板（ＤＰ鋼板）を使用することによって、強度−延性バランスに優れたＧＡ鋼板が実現できる。
【００４２】
本発明で用いる素地鋼板は、Ｓｉを０．５〜３．０％の範囲で含有するものである。Ｓｉは、固溶強化能が大きく、強度を高めるのに作用する元素である。またＳｉ含有量が増加すると、フェライト分率が増大すると共に、低温変態生成相のうちベイナイト変態が抑制され、マルテンサイト組織が得られ易くなる。従って鋼板の金属組織が、フェライトとマルテンサイトの複合組織となり、高強度化と良好な伸び（加工性）を達成できる。Ｓｉは０．５％以上であり、好ましくは０．６％以上、より好ましくは０．７％以上である。しかし過剰に含有すると、熱間圧延の際にＳｉスケールを発生し、鋼板の表面性状を劣化させ、しかも鋼板の化成処理性やめっき付着性も低下させ、不めっきが発生する。またＳｉ含有量が過剰になると、焼鈍の際にオーステナイト相が得られ難くなるため、フェライトとマルテンサイトの混合組織が生成し難くなる。従ってＳｉ含有量は３．０％以下とする必要があり、好ましくは２．５％以下、より好ましくは２．３％以下である。
【００４３】
本発明で用いる素地鋼板は、Ｓｉを０．５〜３．０％の範囲で含有するものであるが、本発明では、Ｓｉ含有量を、Ｓｉ以外の合金元素の含有量のうちマルテンサイト相の生成に影響を及ぼす合金元素の含有量に応じて制御することも好ましい。本発明者らが化学成分の異なる鋼板を種々作成し、鋼板の化学成分と機械的特性（即ち、強度−延性バランス）の関係について検討を重ねたところ、鋼中に含まれるＳｉ含有量とマルテンサイト相の生成に影響を及ぼす合金元素の含有量とのバランスを適切に制御すれば、鋼板の機械的特性を向上させることができることが判明した。
【００４４】
マルテンサイト相の生成に影響を及ぼす合金元素とは、Ｃ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖであり、素地鋼板がＴｉ，ＮｂおよびＶよりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有しない場合（即ち、基本成分としてＣ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｍｏを含有する場合）は、鋼中のＳｉ含有量が下記（１）式を満足することが好ましく、鋼板がＣｒ，Ｍｏと共に、Ｔｉ，ＮｂおよびＶよりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有する場合は、鋼中のＳｉ含有量が下記（２）式を満足することが好ましい。
α−４．１≦［Ｓｉ］≦α−２．４ …（１）
β−４．１≦［Ｓｉ］≦β−２．４ …（２）
但し、
α＝６．９×（［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／４）1/2
β＝６．９×（［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／４＋［Ｔｉ］／１５＋［Ｎｂ］／１７＋［Ｖ］／１４）1/2
であり、式中、［ ］は、鋼板に含まれる各元素の量（質量％）を示している。
【００４５】
上記Ｃ，Ｍｎ，ＣｒおよびＭｏは、マルテンサイト相の生成に影響を及ぼす元素であるが、Ｃ，Ｍｎ，ＣｒおよびＭｏ含有量に対してＳｉ含有量が少ないとＳｉの添加効果が発揮されず、一方Ｓｉ含有量が多いとＳｉの添加効果が飽和し、何れの場合も機械的特性（強度−延性バランス）が劣化する傾向を示す。
【００４６】
また、上記Ｔｉ，ＮｂおよびＶは、低温変態生成相のなかでも、中間段階変態組織（例えば、ベイナイトや擬似パーライト）の生成を抑制し、マルテンサイト相を生成させるのに作用する元素であるが、Ｔｉ，ＮｂおよびＶ含有量に対してＳｉ含有量が少ないとＳｉの添加効果が発揮されず、一方Ｓｉ含有量が多いとＳｉの添加効果が飽和し、何れの場合も機械的特性（強度−伸びバランス）が劣化する傾向を示す。
【００４７】
上記（１）式の下限は、好ましくは下記（１ａ）式であり、より好ましくは下記（１ｂ）式である。一方、上記（１）式の上限は、好ましくは下記（１ｃ）式であり、より好ましくは下記（１ｄ）式である。
α−４．０≦［Ｓｉ］ …（１ａ）
α−３．６５≦［Ｓｉ］ …（１ｂ）
［Ｓｉ］≦α−２．５５ …（１ｃ）
［Ｓｉ］≦α−２．６０ …（１ｄ）
【００４８】
上記（２）式の下限は、好ましくは下記（２ａ）式であり、より好ましくは下記（２ｂ）式である。一方、上記（２）式の上限は、好ましくは下記（２ｃ）式であり、より好ましくは下記（２ｄ）式である。
β−４．０≦［Ｓｉ］ …（２ａ）
β−３．８≦［Ｓｉ］ …（２ｂ）
［Ｓｉ］≦β−２．５５ …（２ｃ）
［Ｓｉ］≦β−２．６０ …（２ｄ）
【００４９】
本発明で用いる素地鋼板は、Ｓｉ以外の基本元素として、Ｃ，Ｍｎ，Ａｌ，ＰおよびＳを含有するものである。各元素の適切な範囲とその限定理由は、以下の通りである。
【００５０】
［Ｃ：０．０３〜０．３％］
Ｃは、鋼板の強度（引張強度ＴＳ）を５９０ＭＰａ以上に確保するために必要な元素であり、またＣは鋼板のマルテンサイト相の生成や形態に影響を与え、伸びに影響を与え、伸びを向上させる元素である。これらの効果を発揮させるためには、Ｃ含有量は０．０３％以上含有させることが必要であり、好ましくは０．０４％以上である。しかしながら、Ｃ含有量が過剰になると溶接性が低下するので、０．３％以下とする必要があり、好ましくは０．２５％以下である。
【００５１】
［Ｍｎ：１．０〜３．０％］
Ｍｎは、鋼板の強度確保のために有効な元素であり、この効果を発揮させるためには、１．０％以上含有させる必要があり、好ましくは１．５％以上である。しかしながら、３．０％を超えて過剰に含有させると、延性（伸び）が劣化することになる。より好ましくは２．８％以下とするのが良い。
【００５２】
［Ａｌ：０．００５〜０．１５％］
Ａｌは、脱酸のために少なくとも０．００５％以上含有させる必要がある。好ましくは、０．０１％以上含有させるのが良い。しかしながら、Ａｌ含有量が過剰になると、コストアップを招くため、０．１５％以下とする必要があり、好ましくは０．１３％以下である。
【００５３】
［Ｐ：０．０３％％以下（０％を含まない）］
Ｐは、過剰に含有されると、溶接性が劣化するので、０．０３％以下に抑制する必要がある。
【００５４】
［Ｓ：０．０１％％以下（０％を含まない）］
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ため、０．０１％以下に抑制する必要がある。
【００５５】
素地鋼板の好ましい基本成分は、上記の通りであり、残部は鉄および不可避不純物である。不可避不純物としては、例えばＮ、Ｏ、トランプ元素など（例えば、Ｓｎ，Ａｓ，Ｓｂ等）が挙げられる。ＮやＯの好ましい範囲は、以下の通りである。
【００５６】
［Ｎ：０．０１％以下（０％を含まない）］
Ｎは、鋼中に窒化物を析出させて鋼を強化する元素であるが、Ｎが過剰に存在すると、窒化物が多量に析出し、却って延性の劣化を引き起こす恐れがある。従ってＮは０．０１％以下であることが好ましい。
【００５７】
［Ｏ：０．０１％％以下（０％を含まない）］
Ｏは、過剰に含有されると、介在物が増大して延性の劣化を引き起こす恐れがある。従ってＯは０．０１％以下であることが好ましい。
【００５８】
本発明で用いる素地鋼板は、上記基本元素以外に、必要に応じて、更に他の元素として、（ａ）Ｃｒ：１％以下（０％を含まない）および／またはＭｏ：１％以下（０％を含まない）、（ｂ）Ｔｉ：０．２％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．２％以下（０％を含まない）およびＶ：０．３％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上、（ｃ）Ｃｕ：３％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：３％以下（０％を含まない）、（ｄ）Ｂ：０．０１％以下（０％を含まない）、（ｅ）Ｃａ：０．０１％以下（０％を含まない）、等を含有するものであることも有用であり、含有させる成分に応じて素地鋼板（即ち、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板）の特性が更に改善される。これらの元素を含有する場合の好ましい範囲とその限定理由は、次の通りである。
【００５９】
［Ｃｒ：１％以下（０％を含まない）および／またはＭｏ：１％以下（０％を含まない）］
ＣｒおよびＭｏは、鋼板の焼入れ性を高め、低温変態生成相のうちマルテンサイトの生成を促進する元素であり、鋼板の高強度化に有効に作用する。こうした効果はその含有量が増加するにつれて増大するが、過剰に含有させてもその効果が飽和し、コスト高となる。従って、ＣｒおよびＭｏは、いずれも１．０％以下（より好ましくは０．５％以下）とするのが良い。
【００６０】
［Ｔｉ：０．２％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．２％以下（０％を含まない）およびＶ：０．３％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上］
Ｔｉ，ＮｂおよびＶは、いずれも中間段階変態組織の生成を抑制する元素である。特にＴｉは、鋼中に炭化物や窒化物等の析出物を形成して鋼を強化する元素でもある。またＴｉは結晶粒を微細化して降伏強度を高めるのにも有効に作用する。しかしＴｉを過剰に含有させると、炭化物が粒界上に多く析出し、局所伸びが低下する。従ってＴｉは０．２％以下、好ましくは０．１５％以下、より好ましくは０．１３％以下とする。尚、Ｔｉは鋼中に固溶して冷却過程で中間段階変態組織の生成を抑制し、鋼板の強度−延性バランスを高める効果も有する。
【００６１】
ＮｂとＶ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強度を高める。これらの元素は、上記Ｔｉと同様に、鋼中に固溶して冷却過程で中間段階変態組織の生成を抑制し、鋼板の強度−延性バランスを高める効果も有する。しかし過剰に含有させてもその効果が飽和し、コスト高となる。従ってＮｂは０．２％以下、好ましくは０．１５％以下、より好ましくは０．１３％以下であり、Ｖは０．３％以下、好ましくは０．２５％以下、より好ましくは０．２％以下である。尚、Ｔｉ，ＮｂおよびＶは、夫々単独で含有してもよいし、複数を組み合わせて含有してもよい。
【００６２】
［Ｃｕ：３％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：３％以下（０％を含まない）］
Ｃｕと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作用を有する元素である。また、鋼板の耐食性も向上させる元素である。しかしＣｕを３％、Ｎｉを３％を超えて含有してもその効果は飽和し、コスト高となる。従ってＣｕは３％以下であることが好ましく、より好ましくは２．５％以下、更に好ましくは２．０％以下である。Ｎｉは３．０％以下であることが好ましく、より好ましくは２．５％以下、更に好ましくは２．０％以下である。ＣｕとＮｉは、夫々単独で、或いは併用して含有してもよい。尚、ＣｕとＮｉは、低温変態生成相のうちマルテンサイトの生成を促進する元素であるが、ＣｕとＮｉが上記範囲内であれば、その効果は軽微なため、上述した最適Ｓｉ量には影響しない。
【００６３】
［Ｂ：０．０１％以下（０％を含まない）］
Ｂは、焼入れ性を高める元素であり、鋼板の強度を向上させる。またＭｏと併せて含有させることにより圧延後の加速冷却時における焼入れ性が制御されて、鋼板の強度−靭性バランスを最適化する。但し、Ｂは、中間段階変態組織の生成には殆ど影響せず、上述した最適Ｓｉ量には影響しない。しかし過剰に含有すると鋼板の靭性が劣化するため、Ｂは０．０１％以下であることが好ましい。より好ましくは０．００５％以下である。Ｂの下限は特に限定されないが、好ましくは０．０００５％以上である。
【００６４】
［Ｃａ：０．０１％以下（０％を含まない）］
Ｃａは、鋼中硫化物の形態を球状化して、加工性を向上させる元素である。しかし０．０１％を超えて含有しても効果が飽和し、経済的に無駄である。従ってＣａは０．０１％以下であることが好ましく、より好ましくは０．００５％以下である。Ｃａの下限は特に限定されないが、好ましくは０．０００５％以上である。
【００６５】
本発明で用いる素地鋼板の金属組織は、フェライトとマルテンサイトの混合組織を主体とするものであればよく、金属組織に占めるフェライト分率とマルテンサイトの夫々の分率は特に限定されず、鋼板に要求される強度と伸びのバランスに応じて定めればよい。即ち、フェライト分率（体積率）が高くなると、強度が低下する反面、伸びが向上する傾向があり、マルテンサイトの分率（体積率）が高くなると、強度が向上する反面、伸びが低下する傾向がある。これらの分率として、延性の観点からは、フェライトが５〜９０体積％、マルテンサイトが５〜９０体積％で、且つフェライトとマルテンサイトの合計量が７０％以上であることが好ましく、更に１０体積％以下の残留オーステナイト（残留γ）が含まれていても特性が劣化することはない。尚、素地鋼板の金属組織は、板厚の中央部を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて、倍率３０００倍で観察すればよい。
【００６６】
本発明で用いる素地鋼板は、上記で規定する要件を満足するものであり、その製造条件は特に限定されないが、例えば下記に示す条件を採用すればよい。
【００６７】
上記成分組成を有するスラブを熱間圧延し、７００℃以下で巻き取った後、必要に応じて酸洗し、次いで冷間圧延後、焼鈍ラインまたは連続式溶融亜鉛メッキラインにてＡｃ１点以上の温度で均熱処理後、平均冷却速度１℃／秒以上で冷却すればよい。
【００６８】
熱間圧延は常法に従って行えばよいが、仕上げ温度を確保し、またオーステナイト粒の粗大化を防止するために、加熱温度は１０００〜１３００℃程度とすればよい。熱間圧延の仕上げ温度は加工性を阻害する集合組織を形成させないように８００〜９５０℃とし、仕上げ圧延後、巻取り開始温度までの平均冷却速度はパーライトの生成を抑制するために３０〜１２０℃／秒とすれば良い。
【００６９】
巻き取り温度は７００℃以下とするのがよい。この温度を超えると、鋼板表面に形成されるスケールが厚くなり、酸洗性が劣化する。尚、巻き取り温度の下限は特に限定されないが、低過ぎると低温変態生成相が過剰に生成し、鋼板が硬くなり過ぎて冷間圧延性を低下させる。従って巻き取り温度の下限は２５０℃とするのがよく、より好ましくは４００℃である。
【００７０】
熱間圧延後は、必要に応じて常法に従って酸洗した後、冷間圧延する。圧下率は１５％以上とするのがよい。圧下率を１５％未満とするには、熱間圧延工程で鋼板の板厚を薄くしなければならず、熱間圧延工程で薄くすると鋼板長さが長くなるため、酸洗に時間がかかり生産性が低下する。
【００７１】
冷間圧延後は、鋼板を連続焼鈍ラインまたは連続式溶融亜鉛メッキラインにて、Ａｃ１点以上のフェライト−オーステナイト二相域、もしくはオーステナイト単相域に加熱保持し、均熱処理すれば良い。
【００７２】
均熱処理温度はＡｃ１点以上とすればよいが、加熱時の金属組織をフェライトとオーステナイトの混合組織とし、マルテンサイトを確実に生成させて加工性を高めるには、Ａｃ１点より５０℃程度以上の高い温度で均熱処理することが好ましい。具体的には７８０℃程度以上である。均熱処理温度の上限は特に限定されないが、オーステナイト粒の粗大化を防止する観点から９００℃以下とする。
【００７３】
均熱処理時の保持時間も特に限定されず、例えば１０秒程度以上であればよい。均熱処理後は、常温までの平均冷却速度を１℃／秒以上で冷却すれば高強度鋼板（冷延鋼板）を得ることができる。平均冷却速度が１℃／秒未満では冷却中にパーライト組織が生成し、これが最終組織として残って加工性（伸び）を劣化する原因となる。平均冷却速度は５℃／秒以上とすることが好ましい。平均冷却速度の上限は特に規定されないが、鋼板温度の制御のし易さや、設備コストを考えると５０℃／秒程度とするのがよい。
【００７４】
上記のような素地鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっきを形成したＧＡ鋼板を製造するには、下記の手順で行えば良い。まず連続式溶融亜鉛めっきラインにて上記条件で均熱処理した後、めっき浴温度（４００〜５００℃、好ましくは４４０〜４７０℃）まで平均冷却速度１℃／秒以上で冷却した後、溶融亜鉛めっきをすればよい。平均冷却速度が１℃／秒未満では冷却中にパーライト組織が生成し、これが最終組織として残って加工性（伸び）が劣化する原因となる。平均冷却速度は５℃／秒以上とすることが好ましい。平均冷却速度の上限は特に規定されないが、鋼板温度の制御のし易さや、設備コストを考えると５０℃／秒程度とするのがよい。
【００７５】
このときのめっき浴の組成は特に限定されず、公知の溶融亜鉛めっき浴を用いればよい。なお、めっき浴中のＡｌ含有量は０．０５〜０．２％とすることが好ましい。Ａｌは溶融亜鉛メッキ層の合金化速度を制御するのに作用する元素であり、Ａｌを含有する溶融亜鉛めっき浴中に鋼板を浸漬すると、鋼板の表面（即ち、鋼板と溶融亜鉛めっき層との界面）にＦｅ−Ａｌ金属層が形成され、鋼板と亜鉛が直ちに合金化するのを防止することができる。ところがＡｌが０．０５％未満では、Ｆｅ−Ａｌ合金層が薄すぎるため、鋼板をめっき浴に浸漬すると、鋼板と亜鉛との合金化が直ちに進み易い。そのため合金化処理工程においてメッキ表面まで合金化が完了する前に、Γ相が大きく成長してしまい、耐パウダリング性（耐メッキ剥離性）が低下する。Ａｌ含有量はより好ましくは０．０７％以上である。しかしＡｌ含有量が０．２％を超えると、Ｆｅ−Ａｌ合金層が厚くなり過ぎるため、合金化処理工程においてＦｅとＺｎの合金化が阻害され、溶融亜鉛めっき層の合金化が遅延する。従って合金化を進行させるには、合金化ラインを長くしたり、高温下での合金化処理を別途行う必要が生じる。Ａｌ含有量はより好ましくは０．１８％以下である。
【００７６】
溶融亜鉛めっき後は、常温まで平均冷却速度１℃／秒以上で冷却することで、鋼板中のオーステナイトをマルテンサイトに変態させ、フェライトとマルテンサイトを主体とする混合組織を得ることができる。冷却速度が１℃／秒未満では、マルテンサイトが生成し難く、パーライトや中間段階変態組織が生成するおそれがある。平均冷却速度は１０℃／秒以上とすることが好ましい。
【００７７】
上記素地鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっきを形成した合金化溶融亜鉛メッキ高強度鋼板を製造するには、上記条件で溶融亜鉛メッキした後、４００〜７５０℃程度（好ましくは５００℃〜６００℃程度）に加熱して合金化処理すればよい。合金化処理を行う場合の加熱手段は特に限定されず、慣用の種々の方法（例えば、ガス加熱やインダクションヒーター加熱など）を利用できる。
【００７８】
合金化処理後は、常温まで平均冷却速度１℃／秒以上で冷却することで、フェライトとマルテンサイトを主体とする混合組織を得ることができる。
【００７９】
上記のような複合組織鋼板を素地鋼板として用いた合金化溶融亜鉛めっき鋼板では、素地鋼板の引張強度（ＴＳ）が５９０〜１２７０ＭＰａになる共に、強度と延性のバランスが良好なため、その特性が反映されて合金化溶融亜鉛めっき鋼板も強度と延性のバランスも良好なものとなり、その用途としては自動車の構造部品が適しており、フロントやリア部サイドメンバやクラッシュボックスなどの正突部品をはじめ、センターピラーレインホース（ＲＦ）などのピラー類、ルーフレールＲＦ、サイドシル、フロアメンバー、キック部などの車体構成部品、バンパーＲＦやドアインパクトビームなどの耐衝撃吸収部品として使用できる。
【実施例】
【００８０】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより以下の実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記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も勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
【００８１】
［実施例１］
下記表１は、転炉により溶製した鋼材の化学成分組成を示す。これらは、連続鋳造してスラブとし、１２５０℃に加熱保持後、仕上げ温度９００℃、圧下率：約９９％で熱間圧延し、次いで平均冷却速度：５０℃／秒で冷却した後、５００℃で巻取り、厚さ：２．４ｍｍの熱延鋼板を得た。更に、得られた熱延鋼板を酸洗後、冷間圧延し、厚さ：１．６ｍｍの冷延鋼板を得た。得られた冷延鋼板を、ＣＧＬで下記の処理を施し、均熱処理した合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得た。
【００８２】
【表１】
【００８３】
１．合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ鋼板）の製造
ＣＧＬにて、以下に示す条件、および表２に示す酸化炉（ＯＦ）の鋼板温度でＧＡを製造した。
（１）ライン速度：４０ｍ／秒
（２）無酸化炉（ＮＯＦ）
直火火炎バーナー設置タイプ
空燃比（ｒ１）：０．９５
滞留時間：２８秒
（３）酸化炉（ＯＦ）
直火火炎バーナー設置タイプ
空燃比（ｒ２）：１．３０
滞留時間：６秒
（４）還元炉
雰囲気：Ｎ2−１５体積％Ｈ2
鋼板温度：８００〜９００℃
滞留時間：５０秒
（５）めっき浴
浴組成：Ｚｎ−０．１０質量％Ａｌ（Ａｌ：有効濃度）
浴温：４６０℃
侵入鋼板温度：４６０℃
滞留時間：３．８秒
（６）合金化炉
直火加熱タイプ
合金化炉温度：８５０〜１１００℃
滞留時間：２０秒
【００８４】
２．合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）の評価
前記のようにして得られたＧＡ鋼板について、以下のものを評価した。
（１）Ａｌ（原子％）／Ｚｎ（原子％）≧０．１０である領域の厚さ
ＥＳＣＡ（Ｘ線電子分光法）により、めっき層表面から５０Å／分の速度でＡｒイオンエッチングしながら、５０Å間隔でＡｌおよびＺｎの原子割合を測定し、Ａｌ（原子％）／Ｚｎ（原子％）≧０．１０である領域の厚さを測定した。
（２）めっき層表層
めっき層表層が、δ1相またはζ相のいずれであるかを、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）により、めっき層を断面観察して判断した。
（３）めっき層中のＳｉ系酸化物
めっき層中にＳｉ系酸化物が存在するか否かを、ＥＰＭＡ（電子線マイクロアナリシス）により、めっき層を断面観察して判断した。
（４）めっき層中のＦｅおよびＳｉ量
めっき層中のＦｅおよびＳｉ量を、めっき層を塩酸で溶解させて、ＩＣＰ（誘導結合高周波プラズマ発光分光分析）により定量した。
（５）耐パウダリング性
ＧＡを、以下の条件でビード付きＵ曲げビード成形し、成形品の側壁外側にテープ剥離試験を行った。次いで剥離しためっき層を塩酸に溶解させて、ＩＣＰによりめっき剥離量を定量し、以下の基準で評価した。
【００８５】
（ｉ）成形条件
プレスの種類：クランクプレス
供試ＧＡの大きさ：幅４０ｍｍ×長さ２５０ｍｍ
金型：ビードｒ：５ｍｍ（半丸ビード）、パンチ肩半径：５ｍｍ、ダイ肩半径：５ｍｍ、成形高さ：６５ｍｍ
【００８６】
（ｉｉ）評価基準
めっき剥離量： ４ｇ／ｍ2未満：◎
４ｇ／ｍ2以上１０ｇ／ｍ2未満：○
１０ｇ／ｍ2以上１５ｇ／ｍ2未満：△
１５ｇ／ｍ2以上 ：×
【００８７】
これらの結果を、素地鋼板のＳｉ含有量およびＯＦでの鋼板温度（入温度、出温度）と共に、下記表２に示す。
【００８８】
【表２】
【００８９】
表２の結果から分かるように、Ｆｅ系酸化物層を厚く形成させるためにＯＦの鋼板温度を高く設定して製造したＧＡ鋼板Ｎｏ．１、２、４〜１４、１６、１８〜２６、２８（ＯＦの入温度：６００℃以上、出温度：７１０℃以上）は、３００Å以上のＡｌ濃化表層領域（Ａｌ（原子%）／Ｚｎ（原子%） ≧０．１０）が形成され、Ａｌ濃化表層領域が３００Å未満のものに比べて、耐パウダリング性が良好である。また、めっき層中にＳｉ系酸化物を含み、且つＳｉ含有量が０．１％以上のものは、さらに良好な耐パウダリング性を示すこともわかる。
【００９０】
前記のようにして得られたＧＡ鋼板について、母材（素地鋼板）特性の観点から、金属組織、機械的性質を下記の方法によって調査した。
【００９１】
［金属組織］
各鋼板の板厚中央部を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）にて倍率：３０００倍で観察し、フェライトとマルテンサイトの体積率を求めた。また残留γ量については、飽和磁化測定法（Ｒ＆Ｄ 神戸製鋼技報 Ｖｏｌ．５２、Ｎｏ．３を参照）で体積率を測定した。
【００９２】
［機械的特性］
上記ＧＡ鋼板からＪＩＳ Ｚ２２０１の５号試験片を切り出し、引張試験（歪速度：１０ｍｍ／秒）を行って引張強さ（ＴＳ）、伸び（ＥＬ）および強度−延性バランス（ＴＳ×ＥＬ）を測定した。このときの伸び（ＥＬ）の評価基準は下記の通りである。
【００９３】
［伸びの評価基準］
（ａ）５９０ＭＰａ級（５９０ＭＰａ≦ＴＳ＜７８０ＭＰａ） ：ＥＬ≧２８％
（ｂ）７８０ＭＰａ級（７８０ＭＰａ≦ＴＳ＜９８０ＭＰａ） ：ＥＬ≧２０％
（ｃ）９８０ＭＰａ級（９８０ＭＰａ≦ＴＳ＜１１８０ＭＰａ） ：ＥＬ≧１５％
（ｄ）１１８０ＭＰａ級（１１８０ＭＰａ≦ＴＳ＜１２７０ＭＰａ）：ＥＬ≧９％
【００９４】
これらの結果を、（１）式または（２）式の適正範囲および鋼板中のＳｉ含有量と共に下記表３に示す。
【００９５】
【表３】
【００９６】
表３から明らかなように、ＧＡ鋼板Ｎｏ．１〜２０のいずれの鋼板も、フェライトとマルテンサイトを主体とする複合組織で構成されており、良好な伸び（ＥＬ）を示していることが分かる。
【００９７】
しかしながら、化学成分が本発明で規定される範囲から外れるもの（ＧＡ鋼板Ｎｏ．２１〜２８）では、強度（ＴＳ）若しくは伸び（ＥＬ）のいずれかの値が低く、強度−延性バランス（ＴＳ×ＥＬ）が悪くなっている。
【００９８】
ＧＡ鋼板Ｎｏ．２１，２２は、Ｃ含有量が少ない例であり、十分な強度を確保できていない。ＧＡ鋼板Ｎｏ．２３，２４は、Ｓｉ含有量が多い例であり、フェライト分率が高くなり過ぎて、十分な強度が得られていない。
【００９９】
ＧＡ鋼板Ｎｏ．２５，２６は、Ｍｎ含有量が少ない例であり、固溶量が少なくなって強度が低くなっている。ＧＡ鋼板Ｎｏ．２７，２８は、Ｍｎ含有量が多い例であり、強度は十分に高いが、伸びが著しく低くなっている。
【０１００】
また、上記ＧＡ鋼板Ｎｏ．１〜２０のなかで、フェライトとマルテンサイトの合計量が７０体積％以上のもの、より良好な伸び（ＥＬ）を示していることがわかる。更に、Ｓｉ含有量が（１）式または（２）式の適正範囲を満足するものでは、伸び（ＥＬ）が更に改善されることが分かる。
【図面の簡単な説明】
【０１０１】
【図１】本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ鋼板）を製造するための溶融亜鉛めっき設備の一態様を示す概略図である。
【符号の説明】
【０１０２】
１ 予熱装置
２ 無酸化炉（ＮＯＦ）
３ 酸化炉（ＯＦ）
４ 還元焼鈍炉（ＲＦ）
５ 冷却装置
６ 溶融亜鉛めっき装置（めっき浴）
Ｓ 素地鋼板
Ｐ 溶融亜鉛めっき鋼板
【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．０５〜０．３％（「質量％」の意味、化学成分組成について以下同じ）、Ｓｉ：０．５〜３．０％、Ｍｎ：１．０〜３．０％、Ａｌ：０．００５〜２．５％、Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０１％以下（０％を含まない）を夫々含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、金属組織がフェライトとマルテンサイトの混合組織を主体とする複合組織鋼板を素地鋼板とし、該素地鋼板の少なくとも片面にＦｅ−Ｚｎ合金めっき層を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板であり、
前記Ｆｅ−Ｚｎ合金めっき層の表面からめっき層深さ方向に３００Å以上の厚みで、Ａｌ（原子％）／Ｚｎ（原子％）≧０．１０である領域が存在することを特徴とする耐パウダリング性と加工性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項２】
前記めっき層が、Ｓｉ系酸化物を含み、且つ該酸化物中のＳｉ含有量が０．１％以上である請求項１に記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項３】
前記素地鋼板は、更に他の元素として、Ｃｒ：１％以下（０％を含まない）および／またはＭｏ：１％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１または２に記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項４】
素地鋼板中のＳｉ含有量が下記（１）式を満足するものである請求項３に記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
α−４．１≦［Ｓｉ］≦α−２．４ …（１）
但し、
α＝６．９×（［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／４）1/2
であり、式中、［ ］は、鋼板に含まれる各元素の量（質量％）を示している。
【請求項５】
前記素地鋼板は、更に他の元素として、Ｔｉ：０．２％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．２％以下（０％を含まない）およびＶ：０．３％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上を含有するものである請求項１〜４のいずれかに記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項６】
前記素地鋼板は、更に他の元素として、Ｃｒ：１％以下（０％を含まない）および／またはＭｏ：１％以下（０％を含まない）と、Ｔｉ：０．２％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．２％以下（０％を含まない）およびＶ：０．３％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上を含有し、素地鋼板中のＳｉ含有量が下記（２）式を満足するものである請求項１または２に記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
β−４．１≦［Ｓｉ］≦β−２．４ …（２）
但し、
β＝６．９×（［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／４＋［Ｔｉ］／１５＋［Ｎｂ］／１７＋［Ｖ］／１４）1/2
であり、式中、［ ］は、鋼板に含まれる各元素の量（質量％）を示している。
【請求項７】
前記素地鋼板は、更に他の元素として、Ｃｕ：３％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：３％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１〜６のいずれかに記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項８】
前記素地鋼板は、更に他の元素として、Ｂ：０．０１％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１〜７のいずれかに記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項９】
前記素地鋼板は、更に他の元素として、Ｃａ：０．０１％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１〜８のいずれかに記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項１０】
素地鋼板の金属組織は、フェライト：５〜９０体積％、マルテンサイト：５〜９０体積％であり、フェライトとマルテンサイトの合計量が７０体積％以上であり、且つ残留オーステナイトが１０体積％以下の複合組織を有するものである請求項１〜９のいずれかに記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項１】
Ｃ：０．０５〜０．３％（「質量％」の意味、化学成分組成について以下同じ）、Ｓｉ：０．５〜３．０％、Ｍｎ：１．０〜３．０％、Ａｌ：０．００５〜２．５％、Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０１％以下（０％を含まない）を夫々含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、金属組織がフェライトとマルテンサイトの混合組織を主体とする複合組織鋼板を素地鋼板とし、該素地鋼板の少なくとも片面にＦｅ−Ｚｎ合金めっき層を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板であり、
前記Ｆｅ−Ｚｎ合金めっき層の表面からめっき層深さ方向に３００Å以上の厚みで、Ａｌ（原子％）／Ｚｎ（原子％）≧０．１０である領域が存在することを特徴とする耐パウダリング性と加工性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項２】
前記めっき層が、Ｓｉ系酸化物を含み、且つ該酸化物中のＳｉ含有量が０．１％以上である請求項１に記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項３】
前記素地鋼板は、更に他の元素として、Ｃｒ：１％以下（０％を含まない）および／またはＭｏ：１％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１または２に記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項４】
素地鋼板中のＳｉ含有量が下記（１）式を満足するものである請求項３に記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
α−４．１≦［Ｓｉ］≦α−２．４ …（１）
但し、
α＝６．９×（［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／４）1/2
であり、式中、［ ］は、鋼板に含まれる各元素の量（質量％）を示している。
【請求項５】
前記素地鋼板は、更に他の元素として、Ｔｉ：０．２％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．２％以下（０％を含まない）およびＶ：０．３％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上を含有するものである請求項１〜４のいずれかに記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項６】
前記素地鋼板は、更に他の元素として、Ｃｒ：１％以下（０％を含まない）および／またはＭｏ：１％以下（０％を含まない）と、Ｔｉ：０．２％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．２％以下（０％を含まない）およびＶ：０．３％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上を含有し、素地鋼板中のＳｉ含有量が下記（２）式を満足するものである請求項１または２に記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
β−４．１≦［Ｓｉ］≦β−２．４ …（２）
但し、
β＝６．９×（［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／４＋［Ｔｉ］／１５＋［Ｎｂ］／１７＋［Ｖ］／１４）1/2
であり、式中、［ ］は、鋼板に含まれる各元素の量（質量％）を示している。
【請求項７】
前記素地鋼板は、更に他の元素として、Ｃｕ：３％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：３％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１〜６のいずれかに記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項８】
前記素地鋼板は、更に他の元素として、Ｂ：０．０１％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１〜７のいずれかに記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項９】
前記素地鋼板は、更に他の元素として、Ｃａ：０．０１％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１〜８のいずれかに記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項１０】
素地鋼板の金属組織は、フェライト：５〜９０体積％、マルテンサイト：５〜９０体積％であり、フェライトとマルテンサイトの合計量が７０体積％以上であり、且つ残留オーステナイトが１０体積％以下の複合組織を有するものである請求項１〜９のいずれかに記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【図１】
【公開番号】特開２００８−１２７６３７（Ｐ２００８−１２７６３７Ａ）
【公開日】平成２０年６月５日（２００８．６．５）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２００６−３１４７７６（Ｐ２００６−３１４７７６）
【出願日】平成１８年１１月２１日（２００６．１１．２１）
【出願人】（０００００１１９９）株式会社神戸製鋼所 (5,860)
【Ｆターム（参考）】
【公開日】平成２０年６月５日（２００８．６．５）
【国際特許分類】
【出願日】平成１８年１１月２１日（２００６．１１．２１）
【出願人】（０００００１１９９）株式会社神戸製鋼所 (5,860)
【Ｆターム（参考）】
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