(57)【要約】素地鋼板と、界面合金層と、Ｍｇ−Ｓｉ系合金相を含むアルミニウム系めっき層と、を含み、上記アルミニウム系めっき層に含まれるＭｇ−Ｓｉ系合金相の面積率をａとし、上記アルミニウム系めっき層の厚さ方向に下部２０％の領域に含まれるＭｇ−Ｓｉ系合金相の面積率をｂとしたとき、ｂ／ａが１〜５であるアルミニウム系合金めっき鋼板が開示される。
2020504238.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
素地鋼板と、界面合金層と、Ｍｇ−Ｓｉ系合金相を含むアルミニウム系めっき層と、を含み、
前記アルミニウム系めっき層に含まれるＭｇ−Ｓｉ系合金相の面積率をａとし、前記アルミニウム系めっき層の厚さ方向に下部２０％の領域に含まれるＭｇ−Ｓｉ系合金相の面積率をｂとしたとき、ｂ／ａが１〜５である、アルミニウム系合金めっき鋼板。
【請求項２】
前記Ｍｇ−Ｓｉ系合金相の少なくとも一部は、前記界面合金層と接して形成され、前記界面合金層と接して形成されるＭｇ−Ｓｉ系合金相を前記素地鋼板と界面合金層の界面に投影した長さの合計をｃとし、前記素地鋼板と界面合金層の界面の長さをｄとするとき、ｃ／ｄが０．２〜０．８である、請求項１に記載のアルミニウム系合金めっき鋼板。
【請求項３】
前記界面合金層と接して形成されるＭｇ−Ｓｉ系合金相の平均硬度は、４００〜６００Ｈｖである、請求項２に記載のアルミニウム系合金めっき鋼板。
【請求項４】
前記界面合金層と接して形成されるＭｇ−Ｓｉ系合金相を前記素地鋼板と界面合金層の界面に投影した長さの平均をｅとし、前記界面合金層と接して形成されるＭｇ−Ｓｉ系合金相の高さの平均をｆとするとき、ｆ／ｅが０．２〜３である、請求項２に記載のアルミニウム系合金めっき鋼板。
【請求項５】
前記界面合金層と接して形成されるＭｇ−Ｓｉ系合金相の平均間隔をｇとし、前記アルミニウム系めっき層の厚さをｔとするとき、下記式１を満たす、請求項２に記載のアルミニウム系合金めっき鋼板。
［式１］ｔ／５≦ｇ≦ｔ
【請求項６】
前記素地鋼板は５〜３５重量％のＭｎを含む、請求項１に記載のアルミニウム系合金めっき鋼板。
【請求項７】
前記界面合金層は、重量％で、Ａｌ：４０〜７０％、Ｍｎ：３〜１０％、Ｓｉ：２〜１３％、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含む、請求項１に記載のアルミニウム系合金めっき鋼板。
【請求項８】
前記界面合金層は０．１〜１０μｍの厚さを有する、請求項１に記載のアルミニウム系合金めっき鋼板。
【請求項９】
前記アルミニウム系めっき層は、重量％で、Ｓｉ：３〜１５％、Ｍｇ：０．１〜１０％、残部Ａｌ及び不可避不純物を含む、請求項１に記載のアルミニウム系合金めっき鋼板。
【請求項１０】
前記アルミニウム系めっき層は、重量％で、Ｃａ：０．００１〜５％、Ｓｒ：０．００５〜２％、Ｍｎ：０．０１〜２％、Ｃｒ：０．０１〜２％、Ｍｏ：０．０１〜２％、Ｓｎ：０．１〜１０％の１種または２種以上をさらに含む、請求項９に記載のアルミニウム系合金めっき鋼板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、加工部耐食性に優れたアルミニウム系合金めっき鋼板に関し、より詳細には、排気系部材、建材、自動車車体などの構造材の素材として好適に用いることができる加工部耐食性に優れたアルミニウム系合金めっき鋼板に関する。
【背景技術】
【０００２】
自動車の燃費向上のために、自動車車体の軽量化が非常に重要な問題として台頭している。かかるニーズに応えるために、多くの種類の自動車用高強度鋼が開発されてきている。大部分の鋼板は、強度が増加すると延性が低下するという逆比例関係にあり、その結果、加工に多くの制約及びコストの上昇を伴うようになる。そこで、高強度鋼の延性を向上させるための多くの研究が行われ、鋼にマンガンを５〜３５％で構成し、塑性変形での双晶（ＴＷＩＮ）が誘起されるようにして、延性を画期的に向上させたオーステナイト系ＴＷＩＰ鋼（Ｔｗｉｎｎｉｎｇ  Ｉｎｄｕｃｅｄ  Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ、双晶誘起焼成鋼）が提案されている。
【０００３】
ところが、マンガンは、イオン化傾向が大きい元素であって、マンガンの含有量が高い鋼材の場合には、一般の鋼材に比べて腐食が速く進行する。腐食から保護する様々な方法のうち鋼材を保護する効果的な方法として金属めっきが挙げられる。
【０００４】
これと関連して、特許文献１には、高マンガン鋼材の表面に溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層を形成した高マンガン溶融亜鉛系めっき鋼板が開示されている。ところが、かかる高マンガン溶融亜鉛系めっき鋼板の場合には、点溶接での熱影響部（Ｈｅａｔ  Ａｆｆｅｃｔｅｄ  Ｚｏｎｅ；ＨＡＺ）において液状の溶融亜鉛が素地である高マンガン鋼の結晶粒界に浸透して亀裂を発生させ、脆性破壊である液状金属脆化（ＬＭＥ、Ｌｉｑｕｉｄ  Ｍｅｔａｌ  Ｅｍｂｒｉｔｔｌｅｍｅｎｔ）が起こるようになる。
【０００５】
かかる溶接性の低下の問題を解決するために、高マンガン鋼材の表面にアルミニウム系めっき層を形成する試みが続いているが、アルミニウム系めっきの場合、犠牲防食性の不在によってクラックやスクラッチなどが発生し、外部に露出する素地鉄を保護することができないという問題があり、依然として商用化には至っていない。参考として、特許文献２には、めっき層にＭｇを添加し、Ｍｇ２Ｓｉ相を形成させる場合には、加工部耐食性を向上させることができると開示されているが、この技術も加工変形が高い高マンガン鋼材の保護には不十分であるのが実情である。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】韓国公開特許第１０−２００７−００６７５９３号公報
【特許文献２】特開２０００−２８２２０４号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
本発明のいくつかの目的の一つは、加工部耐食性に優れたアルミニウム系合金めっき鋼板を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明の一側面は、素地鋼板と、界面合金層と、Ｍｇ−Ｓｉ系合金相を含むアルミニウム系めっき層と、を含み、上記アルミニウム系めっき層に含まれるＭｇ−Ｓｉ系合金相の面積率をａとし、上記アルミニウム系めっき層の厚さ方向に下部２０％の領域に含まれるＭｇ−Ｓｉ系合金相の面積率をｂとしたとき、ｂ／ａが１〜５であるアルミニウム系合金めっき鋼板を提供する。
【発明の効果】
【０００９】
本発明のいくつかの効果の一つとして、本発明によるアルミニウム系合金めっき鋼板は、加工部耐食性に優れるため、排気系部材、建材、自動車車体などの構造材の素材として好適に用いることができることが挙げられる。
【００１０】
本発明の様々且つ有意義な長所及び効果は、上述の内容に限定されず、本発明の具体的な実施形態を説明する過程でより詳細に理解されることができる。
【図面の簡単な説明】
【００１１】
【図１】図１は、本発明のアルミニウム系合金めっき鋼板の断面模式図である。
【図２】図２は、発明例１によるアルミニウム系合金めっき鋼板のＳＥＭ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ  Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）画像である。
【図３】図３は、図２のＡ領域を拡大して示すＳＥＭ画像である。
【発明を実施するための形態】
【００１２】
本発明者らは、高マンガン鋼を素地とするアルミニウム系合金めっき鋼板の加工部耐食性を最大限にするために深く研究している中、アルミニウム系めっき層にＭｇ及びＳｉを添加してＭｇ−Ｓｉ系合金相を形成させ、且つＭｇ−Ｓｉ系合金相の分布、位置、硬度などを適切に制御する場合、加工部耐食性を大幅に向上させることができることを認識し、本発明を完成するに至った。
【００１３】
図１は本発明のアルミニウム系合金めっき鋼板の断面模式図である。以下、図１を参照して、本発明の一側面である加工部耐食性に優れたアルミニウム系合金めっき鋼板について詳細に説明する。後述する各部分の寸法は、めっき鋼板を厚さ方向に切断し、断面をＳＥＭを用いて観察することによって把握することができる。
【００１４】
本発明のアルミニウム系合金めっき鋼板は、素地鋼板１０と、界面合金層２０と、Ｍｇ−Ｓｉ系合金相３５を含むアルミニウム系めっき層３０と、を含む。ここで、制限されない一例によると、Ｍｇ−Ｓｉ系合金相３５は、Ｍｇ２Ｓｉ相を意味することができる。
【００１５】
一般に、溶融アルミニウム系めっき浴にＭｇ及びＳｉを適量添加する場合には、めっき層の凝固過程でめっき層内のＭｇ−Ｓｉ系合金相が形成されると知られている。かかるＭｇ−Ｓｉ系合金相は様々なサイズを有し、特別な位置分布を示さないまま、めっき層内で不規則に散布して存在すると知られている。
【００１６】
これとは異なり、本発明では、Ｍｇ−Ｓｉ系合金相の大部分が界面合金層２０と接触するか、或いは界面合金層２０の近くに存在することを主な特徴とする。より具体的には、アルミニウム系めっき層に含まれるＭｇ−Ｓｉ系合金相の面積率をａとし、アルミニウム系めっき層の厚さ方向に下部２０％の領域に含まれるＭｇ−Ｓｉ系合金相の面積率をｂとしたとき、ｂ／ａが１〜５であることを特徴とする。
【００１７】
本発明者らの研究では、ｂ／ａが適正レベル以上に管理される場合、クラックやスクラッチの発生などにより素地鋼板が外部に露出するとき、素地鋼板の露出部の近くに位置するＭｇ−Ｓｉ系合金相が直ちに溶解し、素地鋼板の露出部を保護する。これにより、素地鋼板の露出部の腐食が抑制される。本発明では、かかる効果を得るために、ｂ／ａを１以上、より好ましくは１．１以上に管理する必要がある。一方、ｂ／ａの値が大きいほど、加工部耐食性の向上に有利であるが、過度に大きい場合には、その効果が飽和するだけでなく、Ｍｇ−Ｓｉ系合金相は周囲組織に比べて硬度が大きいため、めっき層の剥離が起こるおそれがある。これを考慮すると、ｂ／ａは５以下に管理する必要がある。一方、図１を参照すると、ａとは、９個のＭｇ−Ｓｉ系合金相３５の面積の合計をｔ×（Ｗ１＋Ｓ１＋Ｗ２＋Ｓ２＋Ｗ３＋Ｓ３＋Ｗ４＋Ｓ４＋Ｗ５）で割った値を意味し、ｂとは、点線下端に５個のＭｇ−Ｓｉ系合金相の面積、及び点線に位置する１個のＭｇ−Ｓｉ系合金相のうち、点線下端に位置する部分の面積の合計を（ｔ／５）×（Ｗ１＋Ｓ１＋Ｗ２＋Ｓ２＋Ｗ３＋Ｓ３＋Ｗ４＋Ｓ４＋Ｗ５）で割った値を意味することができる。
【００１８】
上述のように、上記Ｍｇ−Ｓｉ系合金相の少なくとも一部は、上記界面合金層と接して形成される。一例によると、上記界面合金層と接して形成されるＭｇ−Ｓｉ系合金相を上記素地鋼板と界面合金層の界面に投影した長さの合計をｃとし、上記素地鋼板と界面合金層の界面の長さをｄとするとき、ｃ／ｄが０．２〜０．８であることができる。ｃ／ｄが０．２未満の場合には、Ｍｇ−Ｓｉ系合金相が素地鋼板と過度に遠く離れる場合であって、保護効果が十分でない可能性がある。これに対し、０．８を超えると、その効果が飽和し、追加的な防食特性の向上効果を期待することができないだけでなく、Ｍｇ−Ｓｉ系合金相がめっき亀裂を伝播する役割を果たすこととなり、めっき密着性を劣化させるおそれがる。一方、図１を参照すると、ｃとは、（Ｗ１＋Ｗ２＋Ｗ３＋Ｗ４＋Ｗ５）を意味し、ｄとは、（Ｗ１＋Ｓ１＋Ｗ２＋Ｓ２＋Ｗ３＋Ｓ３＋Ｗ４＋Ｓ４＋Ｗ５）を意味することができる。
【００１９】
一例によると、上記界面合金層と接して形成されるＭｇ−Ｓｉ系合金相の平均硬度は４００〜６００Ｈｖであることができる。アルミニウム系めっき層３０の基地組織であるＡｌ組織は、硬度が低く、界面合金層の硬度は非常に高いため、加工での亀裂は、界面合金層２０からアルミニウム系めっき層３０に伝播される。このとき、界面合金層と接して形成されるＭｇ−Ｓｉ系合金相は、中間の緩衝の役割を果たすことにより亀裂の伝播を抑制することができる。界面合金層と接して形成されるＭｇ−Ｓｉ系合金相の平均硬度が４００Ｈｖ未満の場合には緩衝の役割が不十分である可能性があり、これに対し、６００Ｈｖを超えると、逆に亀裂発生点として作用するおそれがある。
【００２０】
一例によると、上記界面合金層と接して形成されるＭｇ−Ｓｉ系合金相を上記素地鋼板と界面合金層の界面に投影した長さの平均をｅとし、上記界面合金層と接して形成されるＭｇ−Ｓｉ系合金相の高さの平均をｆとするとき、ｆ／ｅが０．２〜３であることができる。ｆ／ｅが０．２未満の場合には、長期的な防食効果を期待することが難しい可能性があり、これに対し、３を超えると、界面合金層と接して形成されるＭｇ−Ｓｉ系合金相がめっき亀裂を伝播する経路として作用するおそれがある。一方、図１を参照すると、ｅとは、（Ｗ１＋Ｗ２＋Ｗ３＋Ｗ４＋Ｗ５）／５を意味し、ｆとは、（ｈ１＋ｈ２＋ｈ３＋ｈ４＋ｈ５）／５を意味することができる。
【００２１】
一例によると、上記界面合金層と接して形成されるＭｇ−Ｓｉ系合金相の平均間隔をｇとし、上記アルミニウム系めっき層の平均厚さをｔとするとき、下記式１を満たすことができる。界面合金層と接して形成されるＭｇ−Ｓｉ系合金相が均一且つ細かく分布する場合には、加工部耐食性の向上にも効果的であり得る。また、ｇがｔよりも大きい場合には、素地鋼板の加工部を効果的に保護することができないおそれがあり、これに対し、ｇがｔ／５よりも小さい場合には、めっき亀裂を伝播する経路として作用するおそれがある。図１を参照すると、ｇとは、（Ｓ１＋Ｓ２＋Ｓ３＋Ｓ４）／４を意味することができる。
［式１］ｔ／５≦ｇ≦ｔ
【００２２】
上述した本発明のアルミニウム系合金めっき鋼板をなす素地鋼板１０、界面合金層２０、及びアルミニウム系めっき層３０はそれぞれ、様々な組成及び厚さを有することができる。したがって、合金成分及びその含有量範囲ならびにその厚さは特に制限されない。但し、好ましい一例として、次のような合金成分及び含有量範囲ならびに厚さを有することができる。後述する各成分の含有量は、特に言及しない限り、すべて重量基準であることを予め明らかにしておく。
【００２３】
素地鋼板１０は、５〜３５重量％のＭｎを含むことができる。
【００２４】
Ｍｎは、オーステナイト相の安定化による塑性変形において双晶が誘起されるようにすることで、強度を増加させるとともに、延性を画期的に向上させる高マンガン鋼材において必須の元素であり、素地鋼板とめっき層の間に生成される界面合金層の形成過程でマンガン（Ｍｎ）の供給源として作用する。かかる効果を得るために、少なくとも５％以上添加することが有利である。しかし、Ｍｎの添加量が３５％を超えると、高温延性を低下させて鋳造工程においてクラックを発生させるとともに、熱間圧延のための再加熱工程で高温酸化が急激に起こり製品の表面品質を低下させ、さらには、大量のＭｎ添加によって製造コストが増加するため、Ｍｎの添加量を３５％以下に限定する。
【００２５】
一方、素地鋼板は、製造工程及び物性の向上などという多様なニーズにより、Ｃ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｖ、Ｂ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｓｂ、Ｓｎなどの合金元素を含むことができる。これら合金元素は、Ｍｇ−Ｓｉ系合金相の形成及び分布にほとんど影響を及ぼさないことから、本発明では、これらの合金元素の含有量範囲については特に限定しない。一方、上記組成の他に、残部はＦｅ及び不可避不純物からなる。
【００２６】
アルミニウム系めっき層３０は、重量％で、Ｓｉ：３〜１５％、Ｍｇ：０．１〜１０％、残部Ａｌ及び不可避不純物を含むことができる。
【００２７】
Ｓｉ：３〜１５％
Ｓｉは、加工性及び耐酸化性を向上させる役割を果たす。本発明では、かかる効果を得るために、Ｓｉ含有量を３％以上に制御することが好ましい。但し、その含有量が１５％を超えると、めっき浴温度の過度な上昇がもたらされるか、または粗大なＳｉ初晶が晶出するという問題がある。
【００２８】
Ｍｇ：０．１〜１０％
Ｍｇは、耐食性を向上させ、未めっきを減少させる役割を果たす。本発明では、かかる効果を得るために、Ｍｇ含有量を０．１％以上に制御することが好ましい。但し、その含有量が１０％を超えると、その効果が飽和するだけでなく、コストが急増するため好ましくない。
【００２９】
上記組成の他に、残部はＡｌである。但し、通常の製造過程では、原料や周囲の環境から意図しない不可避不純物が必然的に混入されることがあるため、これを排除することはできない。かかる不純物は、該当技術分野において通常の知識を有する者であれば誰でも分かるものであるため、そのすべての内容を本明細書で特に言及することはしない。一方、上記組成の他に、有効な成分の添加が排除されるわけではなく、例えば、Ｃａ：０．００１〜５％、Ｓｒ：０．００５〜２％、Ｍｎ：０．０１〜２％、Ｃｒ：０．０１〜２％、Ｍｏ：０．０１〜２％、Ｓｎ：０．１〜１０％のうち１種以上の元素をさらに含むことができる。この場合、アルミニウム系合金めっき鋼板の耐食性をさらに向上させることができる。
【００３０】
本発明では、アルミニウム系めっき層３０の厚さまたは付着量については、特に限定しない。アルミニウム系めっき層３０の付着量が増加するほど長期間の耐食性には有利であるが、界面合金層の厚さが増加して加工性には不利となり、原料コストが増加して製造コストが増加することから、このような点を考慮して、その厚さまたは付着量を適切に決定することができる。
【００３１】
界面合金層２０は、素地鋼板１０とアルミニウム系めっき層３０の界面に形成され、重量％で、Ａｌ：４０〜７０％、Ｍｎ：３〜１０％、Ｓｉ：２〜１３％、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含むことができる。参考として、界面合金層の組成は、ＥＰＭＡ、ＳＥＭ−ＥＤＸ、湿式溶解後のＩＣＰなどの元素分析などを通じて簡便に同定（ｉｄｅｎｔｉｆｙ）することができる。
【００３２】
Ａｌ：４０〜７０％
界面合金層を形成するとき、素地鋼板中のアルミニウムとめっき中のアルミニウムとの反応に参加するようになる。素地鋼板中のアルミニウム含有量が高いほど、界面合金層中のアルミニウム含有量が高い傾向がある。界面合金層中のアルミニウム含有量は、少ないほど加工性に有利であり、高いほど界面合金層の均一性がよい。したがって、界面合金層の均一性を考慮して、４０％以上とし、加工性の観点から７０％以下に制限する。
【００３３】
Ｍｎ：３〜１０％
界面合金層を形成するとき、反応に参加するマンガンは、素地鋼板中に含有されるマンガンであって、鉄とマンガンの反応は、鉄−アルミニウム反応よりも遅い傾向を示す。界面合金層中のマンガン含有量は、素地鋼板中のマンガン含有量の変化に鈍感に変化する傾向がある。界面合金層中のマンガン含有量が高いほど、加工性には有利である。但し、高すぎると、加工に不利な相が生成されるためよくない。したがって、少なくとも界面合金層中のマンガン含有量は、加工性を考慮して、３％以上１０％以下に制限する。
【００３４】
Ｓｉ：２〜１３％
Ｓｉは、界面合金層の成長を抑制することを目的にアルミニウム系めっき浴中に添加されるものであって、３〜１５％添加する。合金層を形成するとき、鉄−シリコンの反応で鉄−アルミニウム反応を抑制する役割を果たすことで、めっき浴中のＳｉ含有量がめっき層の加工性に影響を与えるようになる。界面合金層中のＳｉ含有量は、めっき浴中のＳｉ含有量、反応温度及び時間などの影響を受ける。したがって、界面合金層が効果的に抑制された場合、Ｓｉ含有量は２％以上であり、１３％を超えてもそれ以上の追加的な効果を得ることができないため、１３％に限定する。
【００３５】
上記組成の他に、残部はＦｅである。但し、通常の製造過程では、原料や周囲の環境から意図しない不純物が必然的に混入される可能性があるため、これを排除することはできない。これらの不純物は、通常の製造過程における技術者であれば誰でも分かるものであるため、そのすべての内容を具体的に言及することはしない。
【００３６】
本発明において、界面合金層２０の厚さについては特に限定しない。但し、界面合金層２０の厚さが過度に薄い場合には、めっき密着性の観点で不利となる可能性があり、これに対し、過度に厚い場合には、加工性の観点で不利となるおそれがある。これを考慮すると、界面合金層２０の厚さは０．１〜１０μｍであることができる。一方、図１を参照すると、界面合金層２０の厚さとは、界面合金層の面積を（Ｗ１＋Ｓ１＋Ｗ２＋Ｓ２＋Ｗ３＋Ｓ３＋Ｗ４＋Ｓ４＋Ｗ５）で割った値を意味することができる。
【００３７】
上述した本発明のアルミニウム系合金めっき鋼板は様々な方法で製造することができるが、その製造方法は特に制限されない。但し、好ましい一例として、次のような方法により製造することができる。
【００３８】
本発明者らの研究結果によると、Ｍｇ−Ｓｉ系合金相の大部分が界面合金層２０と接触するか、或いは界面合金層２０の近くに存在するように形成するためには、界面合金層２０の成分、界面合金層２０の粗さ、めっき後の冷却速度などの制御が要求される。
【００３９】
（１）界面合金層の成分
界面合金層の成分のうちＭｎ含有量の適切な制御が要求される。Ｍｎは、Ｆｅと同様の性質を有する金属であって、素地鋼板と溶融アルミニウム系めっき液が反応したとき、界面合金相の成長を促進するものと考えられる。界面合金層中のＭｎ含有量は、素地鋼板内のＭｎ含有量を調節するか、めっき層内のＭｎを微量添加することにより制御することができる。界面合金層中のＭｎの好ましい含有量範囲は、上述したとおりである。
【００４０】
（２）界面合金層の粗さ
界面合金層上に凹凸が形成される場合、Ｍｇ−Ｓｉ系合金相の核が界面合金層の近くで優先的に生成される。これは、界面合金層上に凹凸が形成される場合には、アルミニウム系めっき層の熱を素地鋼板にさらに簡単に且つ多く伝達させるためであると考えられる。
【００４１】
本発明では、界面合金層上に凹凸を形成する具体的な方法については特に限定しないが、例えば、めっき前の素地鋼板の表面に微細凹凸を形成することにより、不均一核生成（ｈｅｔｅｒｏｇｅｎｅｏｕｓ  ｎｕｃｌｅａｔｉｏｎ）を促進するか、めっき前の素地鋼板の表面に異物を不均一に分布させるか、またはめっき浴の浸漬直前の素地鋼板の温度をめっき浴に対してやや低い温度に制御することで界面合金層を急激に形成する方法などが挙げられる。
【００４２】
もし、微細凹凸を形成して不均一核生成を促進させようとする場合には、核の生成位置が非常に小さいことを考慮して、表面粗さを０．１〜０．５μｍに制御する方法が効果的であることができる。
【００４３】
めっき前の素地鋼板の表面に異物を不均一に分布させる方法としては、Ｎｉ、Ｚｎ、Ｆｅなどの元素を極めて短い時間の間極少量めっき処理する方法が挙げられる。これらの付着量が約１０〜１００ｍｇ／ｍ２であるとき、微細凹凸の形成の効果を得るのに効果的であり得る。
【００４４】
めっき浴の浸漬直前の素地鋼板の温度がめっき浴の温度よりも低い場合には、めっき浴に導入された素地鋼板の表面において溶融アルミニウムとの合金化反応が急激に起こるようになる。これにより、界面合金層上に微細凹凸が形成されるようになる。これらの間の温度差が約１０〜２０℃である場合には、微細凹凸の形成効果を得るのに効果的であり得る。
【００４５】
（３）めっき後の冷却速度
めっき後の冷却速度は、Ｍｇ−Ｓｉ系合金相の位置分布に大きな影響を与える。本発明で目標とする組織を確保するためには、Ｍｇ−Ｓｉ系合金相の晶出温度範囲に限って徐冷を行うことによりＭｇ−Ｓｉ系合金相のめっき層の表層部の形成を防止する必要がある。この場合、Ｍｇ−Ｓｉ系合金相の晶出温度範囲外では、比較的急冷を行うことにより、比較的温度の低いめっき層の表層部における残留液相のめっき層の凝固を誘導する必要がある。Ｍｇ−Ｓｉ系合金相の晶出温度範囲は、組成系に応じて異なり、約５５６℃〜１０８５℃である。本発明の組成範囲内では、約５５６℃〜６４０℃である。本発明者らの研究結果では、Ｍｇ−Ｓｉ系合金相の晶出温度が６４０℃である場合には、６４０℃から６１０℃までの温度範囲（すなわち、晶出温度から約２０〜４０℃程度低い温度までの範囲）では５℃／ｓｅｃ以下の速度で徐冷し、それ以降の温度範囲では１０℃／ｓｅｃ以上の速度で急冷する場合、目標とするＭｇ−Ｓｉ系合金相の位置分布を確保するのに有利であることが確認できる。
【実施例】
【００４６】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。但し、下記の実施例は、本発明を例示してより詳細に説明するためのものであり、本発明の権利範囲を限定するためのものではないという点に留意する必要がある。本発明の権利範囲は、特許請求の範囲に記載された事項とそれから合理的に類推される事項によって決定されるものである。
【００４７】
（実施例）
下記表１のようなＭｎ含有量を有する鋼スラブ（すべてのスラブにおいてＭｎ以外には、Ｃ：０．７６％、Ｓｉ：０．６５％、Ｐ：０．０１３％、Ｓ：０．００５０％、Ｃｒ：０．２５％、Ａｌ：２．２８％、Ｔｉ：０．０８％を含み、各成分の含有量範囲は大差がないように調節した）を設けた。次に、鋼スラブを１２００℃の温度範囲で加熱してから熱間圧延を行い、特に８６０℃で熱間仕上げ圧延を行った後、６２０℃で巻取りし、空冷した。その後、ＨＣｌ溶液で鋼板表面の酸化物を除去した後、７０％の圧下率で冷間圧延して１．２ｍｍの冷延鋼板を製造した。続いて、冷延鋼板を脱脂し、サンドペーパーでその表面を研磨することにより、粗さを０．３μｍに調節した後、８００℃のＮ２−１０ｖｏｌ％、Ｈ２雰囲気下で９０秒間焼鈍熱処理し、その後、６００〜６８０℃で維持されるＳｉ：９重量％、Ｍｇ：５重量％を含むアルミニウム系めっき浴に浸漬して冷延鋼板の表面にアルミニウム系めっき層を形成した。このとき、アルミニウム系めっき浴に浸漬される冷延鋼板の温度はめっき浴に対して１５℃以下の温度で管理した。その後、各成分系のＭｇ−Ｓｉ系合金相晶出温度に対して３０℃以下の温度までは３℃／ｓｅｃの速度、それ以降の温度では１５℃／ｓｅｃの速度で冷却を行った。
【００４８】
その後、製造されたそれぞれのめっき鋼板を切断して、界面合金層の組成、厚さなどを測定し、Ｍｇ−Ｓｉ系合金相の分布などを観察し、その結果をそれぞれ表１及び表２に示した。このとき、界面合金層の組成は、ＳＥＭ−ＥＤＳで点分析を３回実施した平均値であり、界面合金層の厚さは、光学顕微鏡ｘ１０００倍視野で３回を測定した平均値である。
【００４９】
その後、製造されたそれぞれのめっき鋼板のめっき性及び加工部耐食性を評価した。具体的な評価方法及び評価基準は以下のとおりである。その結果を下記表２に示した。
【００５０】
めっき性は、０Ｔ曲げ試験後の曲げ外圏部をテーピングテストし、めっき層の剥離程度を測定して評価した。測定の結果、めっき剥離のない場合を○、５〜１０面積％の剥離が発生した場合を△、１０面積％を超えて剥離が発生した場合をＸとして評価した。
【００５１】
加工部耐食性は、ドロービーズ加工材をＳＳＴ  ４８０時間維持した後、腐食減量を測定して評価し、測定の結果、赤青発生のない場合を○、赤青発生面積が５％以下の場合を△、赤青発生面積が５％を超過した場合を×として評価した。
【００５２】
【表１】
2020504238.tif 000003
【００５３】
【表２】
2020504238.tif 000004
【００５４】
表２を参照すると、発明例１〜３は、Ｍｇ−Ｓｉ系合金相の分布が適切に制御され、めっき性及び加工部耐食性に非常に優れて示されることが分かる。これに対し、本発明の主要条件を満たす比較例１〜比較例４は、Ｍｇ−Ｓｉ系合金相の分布が本発明が制御する範囲を超えてめっき性及び加工部耐食性が劣ることになった。
【００５５】
図２は発明例１によるアルミニウム系合金めっき鋼板のＳＥＭ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ  Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）画像であり、図３は図２のＡ領域を拡大して示したＳＥＭ画像である。図面上の合金相分布から、本願発明の主なパラメータを満たすことが確認できた。
【００５６】
以上、本発明の実施例について詳細に説明したが、本発明の権利範囲はこれに限定されず、特許請求の範囲に記載された本発明の技術的思想から外れない範囲内で多様な修正及び変形が可能であるということは、当技術分野の通常の知識を有する者には明らかである。
【図１】
2020504238.tif 000005
【図２】
2020504238.tif 000006
【図３】
2020504238.tif 000007
【国際調査報告】
2020504238.tif 000008
2020504238.tif 000009
2020504238.tif 000010
2020504238.tif 000011