JP2009521596A - 耐食性に優れた高マンガン溶融メッキ鋼板及びその製造方法。 - Google Patents

耐食性に優れた高マンガン溶融メッキ鋼板及びその製造方法。 Download PDF

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Abstract

【課題】本発明は、主に自動車内、外板用に用いられる高延性高強度の高マンガン溶融メッキ鋼板及びその製造方法に関するものである。
【解決手段】重量％でＣ：０．１〜１．５％、Ｍｎ：５〜３５％、残りのＦｅ及びその他不可避な不純物からなる素地鋼板にＺｎ単一の溶融亜鉛メッキ層または重量％で、Ｍｎ：０．１〜１０％、Ｆｅ：５〜１５％で、残りのＺｎ及びその他不可避な不純物で組成された合金化溶融メッキ層が形成された耐食性に優れた高マンガン溶融メッキ鋼板及びその製造方法をその要旨とする。本発明の溶融メッキ鋼板は、強度及び延性に優れている上、優れた耐食性を示す。
【選択図】なし

Description

本発明は、主に自動車用に用いられる高マンガン溶融亜鉛メッキ鋼板及びその製造方法に関するもので、より詳細には高延性及び高強度を有する上、耐食性及び加工性に優れた高マンガン溶融メッキ鋼板及びその製造方法に関するものである。
最近、化石燃料の枯渇及び環境問題による自動車排気ガスの規制が厳しくなり、これを背景に燃費向上のために自動車の車体の軽量化が非常に重要な問題として台頭している。
自動車の車体の軽量化のために、数多い種類の自動車用の高強度鋼板が開発されてきた。しかし、これら鋼板は高強度化により延性が減少し、結果的に部品としての加工に制限を伴うようになる。
上記のような高強度鋼の延性不足問題を画期的に解決しようと多くの研究が行われてきた。その結果として、鋼材にＭｎを７〜３５重量％含有させ、鋼材の塑性変形時、双晶（ＴＷＩＮ）変形が誘起されるようにすることで高強度でありながら、延性を画期的に向上させた技術等（ＷＯ９３／０１３２３３、ＪＰ１９９２−２５９３２５、ＷＯ９９／００１５８５、ＷＯ０２／１０１１０９）が提案された。
一方、Ｍｎはイオン化傾向が大きい元素で、従って、Ｍｎの含量が高い鋼材の場合には一般鋼材に比べ腐食が早く進行される。
従って、Ｍｎの含量が高い鋼材を自動車等に応用するためには、この鋼材が優れた耐腐食性を有するように防食処理をする必要がある。
しかし、Ｍｎを５〜３５重量％程度含有した高マンガン鋼材に優れた耐腐食性を与えるための溶融メッキプロセス及び最適メッキ層に対する開発は行われていない実情である。
本発明は、延性及び強度が優れている上、耐食性及び加工性に優れた高マンガン溶融メッキ鋼板を提供することにその目的がある。
本発明の他の目的は、高マンガン鋼板に溶融メッキを施し延性及び強度が優れている上、耐食性及び加工性に優れた高マンガン溶融メッキ鋼板を製造する方法を提供することにある。
以下、本発明に対して説明する。
本発明は、重量％でＣ：０．１〜１．５％、Ｍｎ：５〜３５％、残りのＦｅ及びその他不可避な不純物からなる素地鋼板にＺｎ単一の溶融亜鉛メッキ層または重量％で、Ｍｎ：０．１〜１０％、Ｆｅ：５〜１５％で、残りのＺｎ及びその他不可避な不純物で組成された合金化溶融メッキ層が形成された耐食性に優れた高マンガン溶融メッキ鋼板に関するものである。
また、本発明は重量％でＣ：０．１〜１．５％、Ｍｎ：５〜３５％、残りのＦｅ及びその他不可避な不純物からなる素地鋼板を溶融亜鉛メッキ浴に浸漬して素地鋼板の表面に溶融亜鉛メッキ層を形成する耐食性に優れた高マンガン溶融メッキ鋼板の製造方法に関するものである。
また、本発明は重量％で、Ｃ：０．１〜１．５％、Ｍｎ：５〜３５％、残りのＦｅ及びその他不可避な不純物からなる素地鋼板を溶融亜鉛メッキ浴に浸漬して素地鋼板の表面に溶融亜鉛メッキ層を形成した後、合金化熱処理して素地鋼板の表面に重量％で、Ｍｎ：０．１〜１０％、Ｆｅ：５〜１５％で、残りのＺｎ及びその他不可避な不純物で組成された合金化溶融メッキ層を形成する耐食性に優れた高マンガン溶融メッキ鋼板の製造方法に関するものである。
上述のように、本発明は高マンガン鋼板に溶融亜鉛メッキ層またはＺｎ−Ｆｅ−Ｍｎの合金化溶融メッキ層を形成することにより高延性高強度でありながら耐食性が既存の溶融メッキ鋼板より遥かに優れた溶融メッキ鋼板を提供することができる効果がある。
以下、本発明に対して詳細に説明する。
先ず、本発明の溶融メッキ鋼板の素地鋼板に対して説明する。
本発明に附合する素地鋼板としては重量％で、Ｃ：０．１〜１．５％、Ｍｎ：５〜３５％、残りのＦｅ及びその他不可避な不純物からなる熱延鋼板
または冷延鋼板を用いることができる。（第１素地鋼板）
上記第１素地鋼板には、０．０１〜３％のＡｌがさらに添加されることができる。（第２素地鋼板）
また、上記第１素地鋼板または第２素地鋼板には、Ｓｉ：３％以下、Ｃｒ:９％以下、Ｃｕ:５％以下、Ｎｉ：４％以下、Ｍｏ:１％以下、Ｎｂ:１％以下、Ｖ：０．５％以下及びＮ：０．０４％以下からなるグループのうち、選ばれた１種または２種以上がさらに添加されることができる。（第３素地鋼板）
また、上記第１素地鋼板、第２素地鋼板または第３素地鋼板には、Ｓｎ:０．００５〜０．０５％、Ｓｂ：０．００５〜０．０５％、Ａｓ：０．００５〜０．０５％及びＴｅ:０．００５〜０．０５％のうち、１種或いは２種以上が添加されることができる。（第４素地鋼板）
また、上記第１素地鋼板、第２素地鋼板、第３素地鋼板または第４素地鋼板には、Ｂ：０．０００５〜０．０４０％、Ｚｒ：０．０００５〜０．１％、Ｔｉ：０．０００５〜０．１％、Ｌａ：０．０００５〜０．０４０％、Ｃｅ：０．０００５〜０．０４０％及びＣａ：０．０００５〜０．０３０％からなるグループのうち、選ばれた１種または２種以上が添加されることができる。（第５素地鋼板）
以下、素地鋼板の成分選定及び成分範囲の限定理由に対して説明する。
上記Ｃ（炭素）はオーステナイト相の安定化に寄与する成分で、その含量が増加するほど有利で、添加効果を達成するためには０．１％以上添加することが好ましい。
しかし、Ｃの含量が１．５％を超える場合にはオーステナイト相の安定度が大きく増加しスリップ(slip)変形による変形挙動の遷移で加工性が低くなる。従って、炭素の上限含量は１．５％に限定することが好ましい。
上記Ｍｎ（マンガン）もオーステナイト相を安定化させることに必須成分である上、メッキ後の合金化熱処理過程においてメッキ層のＭｎ供給源として作用する重要な成分である。
Ｍｎの含量が５％未満である場合には亜鉛メッキ後、合金化熱処理時素地鋼板からメッキ層へのＭｎ拡散が急激に減少するため、Ｍｎは５％以上添加する。
そして、Ｍｎの含量が３５％を超える場合には、鋼材の熱間圧延のための再加熱工程において多量のＭｎ含量により鋼材の表面で高温酸化が急激に進行され最終製品の表面品質を阻害するようになり、またＭｎの多量添加で鋼板製造の原価が増加するため、Ｍｎの含量は３５％以下に制限する。
上記Ａｌ（アルミニウム）は通常鋼の脱酸のために添加されるが、本発明でＡｌは延性向上のために添加される。
即ち、Ａｌはフェライト相を安定化させる成分であるが、鋼のスリップ(slip)面で積層欠陥エネルギー（ｓｔａｃｋｉｎｇ ｆａｕｌｔ ｅｎｅｒｇｙ）を増加させε−マルテンサイト相の生成を抑えて延性を向上させる上、Ａｌは低いＭｎ含量の場合にもε-マルテンサイト相の生成を抑えるため、Ｍｎ添加量を最小化し加工性を向上させることに大きく寄与する。
従って、その含量が０．０１％未満である場合にはε-マルテンサイトが生成され強度は増加するが、延性が急激に減少するため、Ａｌは０．０１％以上添加する。
しかし、Ａｌ含量が３％を超える場合には双晶発生を抑えて延性を減少させる上、連続鋳造時鋳造性を悪くし、熱間圧延時表面酸化が酷く製品の表面品質を低下させるため、Ａｌ含量の上限値は３．０％にする。
上記Ｓｉ（シリコン）は、通常過多に添加される場合表面にシリコン酸化層を形成して溶融メッキ性を落とすと知られている。
しかし、Ｍｎを多量に含む鋼では、適切な量のＳｉが添加される場合表面に極膜のＳｉ酸化層が形成され大気中での酸化を抑えるため、冷延鋼板で圧延後形成される厚いＭｎ酸化層を防ぐことができ、焼鈍後冷延鋼板で進行される腐食を防ぎ、優れた表面品質を維持することができる。
そして、溶融メッキ時、厚いＭｎ酸化層が生成されることを抑えるため、溶融メッキ特性が大きく改善される上、材質の側面では引張強度も伸び率も増加する。
しかし、Ｓｉの含量が増加すると熱間圧延をする時、鋼板表面にＳｉ酸化物が形成され酸洗い性を悪くするため、熱延鋼板の表面品質が悪くなる。
また、Ｓｉは連続焼鈍工程と連続溶融メッキ工程において高温焼鈍時に鋼板表面に濃化され、溶融メッキをする時に鋼板表面に対する溶融亜鉛の濡れ性を減少させるため、メッキ性を減少させる上、多量のＳｉ添加は鋼の溶接性を大きく低下させる。従って、Ｓｉ含量の上限値は３％に制限する。
上記Ｃｒ（クロム）は、Ｓｉと同様に大気中で不動態皮膜を形成して腐食を抑える成分で、高温熱間圧延時、鋼中の炭素の脱炭を防いで鋼板の表面でα’−マルテンサイト相の生成を抑えて鋼の成形性を向上させる。
しかし、フェライト安定化元素であるＣｒの含量が増加するとα’−マルテンサイト相の生成を促進して鋼の延性を減少させるため、Ｃｒ含量の上限値は９．０％に制限する。
上記Ｃｕ（銅）は耐食性の向上及び強度増加のために添加される成分で、その含量が５％を超える場合には赤熱脆性を発生させ熱間加工性を害するため、上記Ｃｕの含量は５．０％以下に限定することが好ましい。
上記Ｎｉ（ニッケル）は、オーステナイト相の安定度を高める成分で、Ｎｉが添加されると成形性を害するα’−マルテンサイト相の生成が抑えられる。
上記Ｎｉの添加効果を達成するためには０．１％以上添加することが好ましい。
しかし、Ｎｉが過多添加されると、結晶粒界に従って内部酸化が急激に進行され熱間圧延時、クラックが発生することができ、原価が増加するため、Ｎｉ含量の上限値は４．０％に制限することが好ましい。
上記Ｍｏ（モリブデン）は、耐２次加工脆性及びメッキ性を改善させるために添加される成分で、その含量が１．０％を超える場合には改善効果が減少される上、経済的にも不利であるため、その添加量は１．０％以下に制限する。
上記Ｎｂ（ニオビウム）及びＶ（バナジウム）は、強度増加のために添加される成分で、Ｎｂの添加量が１．０％を超える場合には熱間加工時亀裂を発生させ、上記Ｖの添加量が０．５％を超える場合には低融点化合物を生成させ熱間加工性を害するため、上記Ｎｂ及びＶの添加量は夫々１．０％以下及び０．５％以下に限定することが好ましい。
上記Ｎ（窒素）は、オーステナイト結晶粒内で凝固過程でＡｌと作用し微細な窒化物を析出させ双晶発生を促進するため、鋼板の成形時強度と延性を向上させるが、その含量が０．０４％を超える場合には窒化物が過多に析出され熱間加工性及び伸び率を低下させるため、Ｎの含量は０．０４０％以下に制限する。
一般的に、Ｐ（リン）とＳ（硫黄）は、鋼の製造時不可避に含有される元素であるため、その添加範囲を０．０３％以下に制限する。
特に、Ｐは偏析が生じ鋼の加工性を減少させ、Ｓは粗大なマンガン硫化物（ＭｎＳ）を形成してフランジクラックのような欠陥を発生させ、鋼板の孔広げ性を減少させるため、その含量を最大限抑えなければならない。
上記Ｂ（ボロン）は、１０００℃以上で柱状晶粒界に固溶され空孔の生成と移動を抑え柱状晶粒界を強化させる成分である。
しかし、その含量が０．０００５％未満である場合には添加効果がなく、０．０４０％を超えると炭化物と窒化物を多量発生させ窒化アルミニウム析出の核として作用し粗大な窒化アルミニウム析出を助長して粒界を脆化させる。従って、Ｂの含量は０．０００５〜０．０４０％に限定することが好ましい。
上記Ｔｉ（チタニウム）とＺｒ（ジルコニウム）は、柱状晶粒界に固溶され、Ａｌが濃化した低融点化合物の溶融温度を高め、１３００℃以下で液状膜の形成を防ぐ。さらにはＮとの親和力が高く、窒化物を形成し、柱状晶粒界脆化の原因である結晶粒界での粗大な窒化アルミニウムの成長を防ぎ、柱状晶粒界を強化させる。
しかし、Ｔｉ及びＺｒの夫々の含量が０．００５％未満である場合には添加効果がなく、０．１０％を超えると過量のＴｉ及びＺｒが結晶粒界に偏析し粒界の脆化を生じさせるため、Ｔｉ及びＺｒの夫々の添加量は０．０００５〜０．１０％に限定する。
上記Ｌａ（ランタン）及びＣｅ（セリウム）は希土類元素で溶鋼の凝固時樹枝状晶組織の核生成の役割をし、樹枝状晶の大きさを微細化させることにより柱状晶組織の成長を押さえ等軸晶組織の生成を促進させる。
即ち、Ｌａ及びＣｅは、粒界の脆化の問題となっている柱状晶の大きさと量を減少させ高温延性に優れた等軸晶量を増加させ鋳造組織の熱間加工性を向上させ、また、粒界に偏析され粒界の破断強度を低下させるＰ及びＳと化合物を作りＰ及びＳの悪影響を減少させる。
しかし、上記Ｌａ及びＣｅの含量が夫々０．０００５％未満である場合にはその添加効果がなく、０．０４０％を超える場合には添加効果が飽和されるため、上記Ｌａ及びＣｅの夫々の含量は０．０００５〜０．０４０％に制限することが好ましい。
上記Ｃａ（カルシウム）は、溶鋼中のＡｌ2Ｏ３、ＭｎＯ、ＭｎＳ等の非金属介在物と化合物を作り非金属介在物を球状化させ柱状晶粒界の破断強度を高める上、鋼板のフランジクラック発生の敏感性を緩和させ、鋼板の孔広げ性を高める。
しかし、その含量が０．０００５％未満である場合にはその添加効果がなく、その含量が０．０３０％を超えるとその添加効果が飽和されるため、Ｃａの含量は０．０００５〜０．０３０％に限定する。
上記Ｓｂ（アンチモン）、Ｓｎ（錫）、Ａｓ（砒素）、Ｔｅ（テルリウム）は高温でそれ自体が酸化皮膜を形成はしないが、素地鋼板に含有されたＡｌ、Ｓｉ、Ｍｎ等のような易酸化性元素が表面に拡散され酸化物を形成することを抑え未メッキを効果的に防ぎ、メッキの均一性を増大させる効果がある。
上記Ｓｂ、Ｓｎ、Ａｓ及びＴｅの夫々の含量が０．００５％未満である場合にはその添加効果が明確でなく、０．０５％を超える場合にはその添加効果が飽和されるため、Ｓｂ、Ｓｎ、Ａｓ及びＴｅの夫々の含量は０．００５％〜０．０５％に限定することが好ましい。
以下、本発明の素地鋼板を製造する工程のうち、好ましい例について説明する。
上記のように組成された高マンガン鋼（高マンガン鋼スラブ）を１０５０〜１３００℃で加熱して均質化処理を行った後、８５０〜９５０℃の仕上げ熱間圧延条件で熱間圧延を行った後、６５０℃以下で巻取し素地鋼板である熱延鋼板を製造、またはこの熱延鋼板を必要によって冷間圧延及び焼鈍し素地鋼板である冷延鋼板を製造する。
上記加熱温度の上限を１３００℃に限定した理由は柱状晶粒界を強化させる合金元素を微量添加し柱状晶粒界の低融点化合物の融点が１３００℃辺りで高くなったため、１３００℃以上で加熱すると鋼スラブの柱状晶粒界に液相膜が生じ、熱間圧延時亀裂が発生するためである。
また、加熱温度の下限を１０５０℃に限定した理由は、加熱温度が低いと仕上げ圧延温度までの温度間隔が狭く所定の厚さまで充分に圧延をすることができないためである。
即ち、通常の仕上げ圧延温度は、熱延工程で９００℃程度であるため、仕上げ圧延温度を低くすると圧延荷重が高くなり圧延機に無理がかかる上、鋼板内部の品質にも悪い影響を及ぼすようになる。
熱延巻取温度が高すぎると、熱延鋼板表面に厚い酸化膜と内部酸化が生じるため、酸洗い過程で酸化層が簡単に除去されない。従って、熱延鋼板の巻取温度は７００℃以下に限定することが好ましい。
上記のように熱間圧延された熱延鋼板の表面に形成された酸化スケールを取り除くためにＨＣｌ溶液等で酸洗い処理するか、または酸洗い処理後、必要によって鋼板形状と厚さを合わせるために冷間圧延を行う。
熱延鋼板を冷間圧延する場合、冷延鋼板は６００℃以上で連続焼鈍を行う。
冷延鋼板を６００℃以上で焼鈍することが好ましい理由は、焼鈍温度が低すぎると、充分な加工性を確保しにくく、低温でオーステナイト相を維持することができるほどオーステナイトへの変態が充分に起こらないためである。
本発明の素地鋼板は、相変態が起こらないオーステナイト鋼であるため、再結晶温度以上で加熱すると、充分に加工性を確保することができるため、通常の焼鈍条件で焼鈍を行って製造する。
以下、本発明の溶融メッキ工程に対して説明する。
上記のように熱間圧延後、酸洗いして表面酸化物を取り除いた熱延鋼板または冷間圧延後６００℃以上で再結晶焼鈍した鋼板を素地鋼板にし溶融メッキ処理して溶融メッキ層を生成する。
即ち、上記のように製造された熱延鋼板または冷延鋼板を溶融亜鉛メッキ浴に浸漬して鋼板表面に均一な溶融亜鉛メッキ層を生成することにより耐食性に優れた高マンガン溶融メッキ鋼板が製造される。
上記溶融亜鉛メッキ浴としては、Ｚｎ−Ａｌを基本とする通常の溶融亜鉛メッキ浴を用いることができる。
また、本発明では上記のように製造された熱延鋼板または冷延鋼板を溶融亜鉛メッキ浴に浸漬して鋼板表面に均一な溶融亜鉛メッキ層を形成した後、４４０〜５８０℃の温度範囲で合金化熱処理して合金化溶融メッキ層を形成することにより耐食性に優れた高マンガン溶融メッキ鋼板が製造される。
上記合金化溶融メッキ層は、合金化熱処理中、素地鋼板に含まれているＺｎ、Ｆｅ及びその他成分が拡散され溶融亜鉛メッキ層中のＺｎと反応して生成される。
上記合金化溶融メッキ層は、重量％で、Ｍｎ：０．１〜１０％、Ｆｅ：５〜１５％、残りのＺｎ及びその他不可避な不純物から組成される。
上記その他不可避な不純物としては、メッキ過程で素地鋼板から流入された微量の成分を挙げることができる。
本発明に附合する合金化溶融メッキ層のＭｎの含量が０．１％未満である場合には耐食性向上の効果を期待することが困難で、１０％を超える場合にはメッキ層の機械的な靭性が阻害されるため、Ｍｎの含量は０．１〜１０％に制限することが好ましい。
また、Ｆｅの含量が５％未満である場合には純亜鉛層がメッキ層表面に残存してメッキ層の強靭性が阻害され、１５％を超える場合にはメッキ層がパウダーリングが生じやすいという問題点があるため、Ｆｅの含量は５〜１５％に制限することが好ましい。
以下、実施例を通じて本発明をより具体的に説明する。
下記表１のように組成される鋼スラブを製造した。
下記表１で鋼種Ｎｏ．１〜１１は本発明の成分範囲に該当する発明鋼で、鋼種Ｎｏ．１２〜１５は本発明の範囲から外れる比較鋼である。
上記鋼スラブを１２００℃の温度範囲で加熱し熱間圧延を行い８６０℃で熱間仕上げ圧延を行った後、６２０℃で巻取し空冷してから、ＨＣｌ溶液で鋼板表面の酸化物を取り除いた後、７０％の圧下率で冷間圧延し冷間圧延鋼板を製造した。
上記冷間圧延鋼板を６２０〜８８０℃のＮ２−１０％Ｈ２雰囲気で９０秒間焼鈍熱処理した後、４６０℃に維持されるＺｎ−０．０１３％Ａｌ浴に浸漬し鋼板表面に溶融亜鉛メッキ層を形成した。
上記のように形成された溶融亜鉛メッキ層に対するメッキ欠陥の存在の可否を観察した結果、発明鋼１〜１１の鋼板表面に形成された溶融亜鉛メッキ層にはメッキ欠陥が存在しないことを確認することができた。
一方、Ｓｉの含量が３％を越える比較鋼１２の鋼板表面に形成された溶融亜鉛メッキ層では未メッキ及びブリスタ（Ｂｌｉｓｔｅｒ）等のメッキ欠陥が観察され、Ｍｎ含量が２％以下で、Ｓｉ含量が１％を超える比較鋼１３の鋼板表面に形成された溶融亜鉛メッキ層では未メッキ部位が観察された。
上記のようにその表面に溶融亜鉛メッキ層が形成された鋼板に対して５４０℃で合金化熱処理を行い下記表２のような組成を有するＺｎ−Ｆｅ−Ｍｎの合金化溶融メッキ層を形成し、メッキ層の特性、メッキ性及び耐腐食性を測定し、その結果を下記表２に示した。
下記表２でメッキ性は以下のように評価した。
優秀：未メッキが全くない。
不良：メッキ層に直径０．５ｍｍ未満のＳｐｏｔ型未メッキがある状態。
非常に不良：メッキ層に０．５ｍｍ以上の未メッキがある状態。
また、下記表２で塩水噴霧試験（ＳＳＴ）は５％ＮａＣｌ溶液を用いて行い、その結果は次のように評価した。
◎：塗膜ブリスタの幅３ｍｍ未満
○：塗膜ブリスタの幅３〜５ｍｍ
△：塗膜ブリスタの幅５ｍｍ超過〜７ｍｍ
Ｘ：塗膜ブリスタの幅７ｍｍ超過
また、下記表２で複合腐食試験（ＣＣＴ）は５％ＮａＣｌ溶液を用いて行い、その結果は次のように評価した。
◎：塗膜ブリスタの幅２ｍｍ未満
○：塗膜ブリスタの幅３〜４ｍｍ
△：塗膜ブリスタの幅４ｍｍ超過〜６ｍｍ
Ｘ：塗膜ブリスタの幅６ｍｍ超過
Figure 2009521596
Figure 2009521596
上記表２に示したように、本発明に附合する発明鋼（１−１１）の場合には本発明から外れる比較鋼（１２−１５）の場合に比べ耐腐食特性が非常に優れていることが分かる。
上記から明らかなように、高マンガン鋼板に溶融亜鉛メッキ層またはＺｎ−Ｆｅ−Ｍｎの合金化溶融メッキ層を形成されており、この本発明によると高延性高強度でありながら耐食性が既存の溶融メッキ鋼板より遥かに優れた溶融メッキ鋼板を提供することができる。

Claims (24)

  1. 重量％でＣ：０．１〜１．５％、Ｍｎ：５〜３５％、残りのＦｅ及びその他不可避な不純物からなる素地鋼板にＺｎ単一の溶融亜鉛メッキ層または重量％で、Ｍｎ：０．１〜１０％、Ｆｅ：５〜１５％で、残りのＺｎ及びその他不可避な不純物で組成された合金化溶融メッキ層が形成されたものであることを特徴とする耐食性に優れた高マンガン溶融メッキ鋼板。
  2. 前記素地鋼板は、０．０１〜３％のＡｌをさらに含むことを特徴とする請求項１に記載の耐食性に優れた高マンガン溶融メッキ鋼板。
  3. 前記素地鋼板は、Ｓｉ：３％以下、Ｃｒ:９％以下、Ｃｕ:５％以下、Ｎｉ：４％以下、Ｍｏ:１％以下、Ｎｂ:１％以下、Ｖ：０．５％以下及びＮ：０．０４％以下からなるグループのうち、選ばれた１種または２種以上をさらに含むことを特徴とする請求項１または請求項２に記載の耐食性に優れた高マンガン溶融メッキ鋼板。
  4. 前記素地鋼板は、Ｓｎ:０．００５〜０．０５％、Ｓｂ：０．００５〜０．０５％、Ａｓ：０．００５〜０．０５％及びＴｅ:０．００５〜０．０５％のうち、１種或いは２種以上をさらに含むことを特徴とする請求項１または請求項２に記載の耐食性に優れた高マンガン溶融メッキ鋼板。
  5. 前記素地鋼板は、Ｓｎ:０．００５〜０．０５％、Ｓｂ：０．００５〜０．０５％、Ａｓ：０．００５〜０．０５％及びＴｅ:０．００５〜０．０５％のうち、１種或いは２種以上をさらに含むことを特徴とする請求項３に記載の耐食性に優れた高マンガン溶融メッキ鋼板。
  6. 前記素地鋼板は、Ｂ：０．０００５〜０．０４０％、Ｚｒ：０．０００５〜０．１％、Ｔｉ：０．０００５〜０．１％、Ｌａ：０．０００５〜０．０４０％、Ｃｅ：０．０００５〜０．０４０％及びＣａ：０．０００５〜０．０３０％からなるグループのうち、選ばれた１種または２種以上をさらに含むことを特徴とする請求項１または請求項２に記載の耐食性に優れた高マンガン溶融メッキ鋼板。
  7. 前記素地鋼板は、Ｂ：０．０００５〜０．０４０％、Ｚｒ：０．０００５〜０．１％、Ｔｉ：０．０００５〜０．１％、Ｌａ：０．０００５〜０．０４０％、Ｃｅ：０．０００５〜０．０４０％及びＣａ：０．０００５〜０．０３０％からなるグループのうち、選ばれた１種または２種以上をさらに含むことを特徴とする請求項３に記載の耐食性に優れた高マンガン溶融メッキ鋼板。
  8. 前記素地鋼板は、Ｂ：０．０００５〜０．０４０％、Ｚｒ：０．０００５〜０．１％、Ｔｉ：０．０００５〜０．１％、Ｌａ：０．０００５〜０．０４０％、Ｃｅ：０．０００５〜０．０４０％及びＣａ：０．０００５〜０．０３０％からなるグループのうち、選ばれた１種または２種以上をさらに含むことを特徴とする請求項４に記載の耐食性に優れた高マンガン溶融メッキ鋼板。
  9. 重量％でＣ：０．１〜１．５％、Ｍｎ：５〜３５％、残りのＦｅ及びその他不可避な不純物からなる素地鋼板を溶融亜鉛メッキ浴に浸漬して素地鋼板の表面に溶融亜鉛メッキ層を形成することを特徴とする耐食性に優れた高マンガン溶融メッキ鋼板の製造方法。
  10. 前記素地鋼板は、０．０１〜３％のＡｌをさらに含むことを特徴とする請求項９に記載の耐食性に優れた高マンガン溶融メッキ鋼板の製造方法。
  11. 前記素地鋼板は、Ｓｉ：３％以下、Ｃｒ:９％以下、Ｃｕ:５％以下、Ｎｉ：４％以下、Ｍｏ:１％以下、Ｎｂ:１％以下、Ｖ：０．５％以下及びＮ：０．０４％以下からなるグループのうち、選ばれた１種または２種以上をさらに含むことを特徴とする請求項９または請求項１０に記載の耐食性に優れた高マンガン溶融メッキ鋼板の製造方法。
  12. 前記素地鋼板は、Ｓｎ:０．００５〜０．０５％、Ｓｂ：０．００５〜０．０５％、Ａｓ：０．００５〜０．０５％及びＴｅ:０．００５〜０．０５％のうち、１種或いは２種以上をさらに含むことを特徴とする請求項９または請求項１０に記載の耐食性に優れた高マンガン溶融メッキ鋼板の製造方法。
  13. 前記素地鋼板は、Ｓｎ:０．００５〜０．０５％、Ｓｂ：０．００５〜０．０５％、Ａｓ：０．００５〜０．０５％及びＴｅ:０．００５〜０．０５％のうち、１種或いは２種以上をさらに含むことを特徴とする請求項１１に記載の耐食性に優れた高マンガン溶融メッキ鋼板の製造方法。
  14. 前記素地鋼板は、Ｂ：０．０００５〜０．０４０％、Ｚｒ：０．０００５〜０．１％、Ｔｉ：０．０００５〜０．１％、Ｌａ：０．０００５〜０．０４０％、Ｃｅ：０．０００５〜０．０４０％及びＣａ：０．０００５〜０．０３０％からなるグループのうち、選ばれた１種または２種以上をさらに含むことを特徴とする請求項９または請求項１０に記載の耐食性に優れた高マンガン溶融メッキ鋼板の製造方法。
  15. 前記素地鋼板は、Ｂ：０．０００５〜０．０４０％、Ｚｒ：０．０００５〜０．１％、Ｔｉ：０．０００５〜０．１％、Ｌａ：０．０００５〜０．０４０％、Ｃｅ：０．０００５〜０．０４０％及びＣａ：０．０００５〜０．０３０％からなるグループのうち、選ばれた１種または２種以上をさらに含むことを特徴とする請求項１１に記載の耐食性に優れた高マンガン溶融メッキ鋼板の製造方法。
  16. 前記素地鋼板は、Ｂ：０．０００５〜０．０４０％、Ｚｒ：０．０００５〜０．１％、Ｔｉ：０．０００５〜０．１％、Ｌａ：０．０００５〜０．０４０％、Ｃｅ：０．０００５〜０．０４０％及びＣａ：０．０００５〜０．０３０％からなるグループのうち、選ばれた１種または２種以上をさらに含むことを特徴とする請求項１２に記載の耐食性に優れた高マンガン溶融メッキ鋼板の製造方法。
  17. 重量％で、Ｃ：０．１〜１．５％、Ｍｎ：５〜３５％、残りのＦｅ及びその他不可避な不純物からなる素地鋼板を溶融亜鉛メッキ浴に浸漬して素地鋼板の表面に溶融亜鉛メッキ層を形成した後、合金化熱処理して素地鋼板の表面に重量％で、Ｍｎ：０．１〜１０％、Ｆｅ：５〜１５％で、残りのＺｎ及びその他不可避な不純物で組成された合金化溶融メッキ層を形成することを特徴とする耐食性に優れた高マンガン溶融メッキ鋼板の製造方法。
  18. 前記素地鋼板は、０．０１〜３％のＡｌをさらに含むことを特徴とする請求項１７に記載の耐食性に優れた高マンガン溶融メッキ鋼板の製造方法。
  19. 前記素地鋼板は、Ｓｉ：３％以下、Ｃｒ:９％以下、Ｃｕ:５％以下、Ｎｉ：４％以下、Ｍｏ:１％以下、Ｎｂ:１％以下、Ｖ：０．５％以下及びＮ：０．０４％以下からなるグループのうち、選ばれた１種または２種以上をさらに含むことを特徴とする請求項１７または請求項１８に記載の耐食性に優れた高マンガン溶融メッキ鋼板の製造方法。
  20. 前記素地鋼板は、Ｓｎ:０．００５〜０．０５％、Ｓｂ：０．００５〜０．０５％、Ａｓ：０．００５〜０．０５％及びＴｅ:０．００５〜０．０５％のうち、１種或いは２種以上をさらに含むことを特徴とする請求項１７または請求項１８に記載の耐食性に優れた高マンガン溶融メッキ鋼板の製造方法。
  21. 前記素地鋼板は、Ｓｎ:０．００５〜０．０５％、Ｓｂ：０．００５〜０．０５％、Ａｓ：０．００５〜０．０５％及びＴｅ:０．００５〜０．０５％のうち、１種或いは２種以上をさらに含むことを特徴とする請求項１９に記載の耐食性に優れた高マンガン溶融メッキ鋼板の製造方法。
  22. 前記素地鋼板は、Ｂ：０．０００５〜０．０４０％、Ｚｒ：０．０００５〜０．１％、Ｔｉ：０．０００５〜０．１％、Ｌａ：０．０００５〜０．０４０％、Ｃｅ：０．０００５〜０．０４０％及びＣａ：０．０００５〜０．０３０％からなるグループのうち、選ばれた１種または２種以上をさらに含むことを特徴とする請求項１７または請求項１８に記載の耐食性に優れた高マンガン溶融メッキ鋼板の製造方法。
  23. 前記素地鋼板は、Ｂ：０．０００５〜０．０４０％、Ｚｒ：０．０００５〜０．１％、Ｔｉ：０．０００５〜０．１％、Ｌａ：０．０００５〜０．０４０％、Ｃｅ：０．０００５〜０．０４０％及びＣａ：０．０００５〜０．０３０％からなるグループのうち、選ばれた１種または２種以上をさらに含むことを特徴とする請求項１９に記載の耐食性に優れた高マンガン溶融メッキ鋼板の製造方法。
  24. 前記素地鋼板は、Ｂ：０．０００５〜０．０４０％、Ｚｒ：０．０００５〜０．１％、Ｔｉ：０．０００５〜０．１％、Ｌａ：０．０００５〜０．０４０％、Ｃｅ：０．０００５〜０．０４０％及びＣａ：０．０００５〜０．０３０％からなるグループのうち、選ばれた１種または２種以上をさらに含むことを特徴とする請求項２０に記載の耐食性に優れた高マンガン溶融メッキ鋼板の製造方法。
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