JP2020525645A - 合金コーティング鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

合金コーティング鋼板およびその製造方法に関し、鋼板；および前記鋼板上に位置するＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金層；を含み、前記Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金層は、Ａｌ−Ｍｇ合金相からなる合金層内に、Ｍｇ−Ｓｉ合金粒が含まれている形態である、合金コーティング鋼板およびその製造方法を提供することができる。【選択図】 図２

Description

本発明は、合金コーティング鋼板およびその製造方法に関する。

鉄は豊富な資源と優れた特性および割安な価格によって産業的に最も幅広く用いられる金属である。鉄はこのような利点にもかかわらず、大気中で腐食が発生するという欠点がある。鉄の腐食は、鉄と酸素または水とが電気化学的な反応を起こして鉄イオンが溶出する現象で、このような反応が進むと、溶出した部分に鉄の酸化物（ＦｅＯＯＨ）が生成されるが、これをサビと呼ぶ。鉄のサビは多様な化学量論の酸化物および水酸化物からなり、時間の経過とともに持続的に酸化が起こることが鉄の特徴の一つである。鉄は様々な形態に加工して使用されるが、自動車や建築材料および家電製品の場合、冷間圧延された鋼板つまり、冷延鋼板が主に用いられている。

鋼板の腐食を防止するための方法として代表的なものが鋼板の表面に他の金属をメッキすることである。メッキ被膜の種類は、犠牲防食型被膜と遮断防食型被膜とに分けられる。犠牲防食型被膜は、亜鉛やマグネシウム、アルミニウムなどのように鉄より酸化が容易であり、サビが発生しやすい金属を被覆することで被覆した金属が優先して腐食して鋼板を保護する。遮断防食型被膜は、鉛やスズなどの鋼板より腐食しにくい金属で被覆して水と酸素が鉄に到達しないように遮断することである。

今のところ、鋼板の腐食を防止するために最も幅広く行われていることが、亜鉛メッキである。亜鉛メッキ鋼板が開発されて以降、耐食性向上のための多様な努力が進められてきたが、その一つが亜鉛合金を被覆することである。合金を用いた高耐食性物質系としては、Ｚｎ−Ａｌ、Ｚｎ−Ｎｉ、Ｚｎ−Ｆｅ、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇなどがある。このような亜鉛または亜鉛合金メッキ鋼板は、自動車をはじめとして建築材料および家電製品に幅広く用いられている。

アルミニウムも鋼板の腐食防止用に使用されているが、アルミニウムは、亜鉛とは異なってその応用分野がさらに多様である。アルミニウム被膜は、色が美しくて耐食性および耐熱性に優れ、化粧品ケースやアクセサリーなどの装飾用被膜はもちろん、半導体の導電膜、磁性材料や鋼板の保護被膜、温熱系統の家電製品、自動車用マフラなどのコーティングに用いられている。

アルミニウムの被膜は、真空コーティングや電気メッキまたは溶融メッキ方法を利用して製造する。しかし、電気メッキの場合は、その効率が低くて生産性に劣るため、大部分溶融メッキ法と真空コーティング方法を利用している。

アルミニウムメッキ鋼板は、耐食性に優れているのに対し、被膜に欠陥が発生するとその部位で集中的に腐食が発生するという欠点があるが、これは、アルミニウムが亜鉛に比べて犠牲防食性に劣るからである。したがって、溶融アルミニウムメッキ鋼板の場合、メッキ層の厚さを１５ミクロン（μｍ）以上に厚くすることでこれを克服している。溶融アルミニウムメッキ鋼板はまた、高温で工程が行われるので、界面にＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ合金が作られ、加工性が低下するという欠点がある。

真空コーティングを利用したアルミニウム被膜は、大部分の用途では厚さを薄くして応用されており、耐食性コーティングにおいても数ミクロン程度の厚さにコーティングすることが一般的である。アルミニウム被膜の場合、厚さが数ミクロン以下になると、塩水噴霧試験で７２時間程度で赤錆が発生する。したがって、アルミニウムを耐食性コーティングで鋼板に適用するためには、特性の向上が必要である。また、亜鉛に比べて犠牲防食特性が弱いため、一度赤錆が発生すると、短時間に全体に拡散していくという欠点がある。

そこで、上記の問題を解決するための研究が急務である。

本発明の一実施形態は、鋼板上に犠牲防食型合金被膜を形成して、薄い厚さでも高耐食性特性を有する合金コーティング鋼板およびその製造方法を提供しようとする。

本発明による合金コーティング鋼板は、鋼板；および前記鋼板上に位置するＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金層；を含み、前記Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金層は、Ａｌ−Ｍｇ合金相からなる合金層内に、Ｍｇ−Ｓｉ合金粒が含まれている形態である。

前記鋼板と前記Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金層との間に位置するＡｌ−Ｓｉ合金層；をさらに含むものであってもよい。

前記Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金層は、合金層内のＭｇ含有量の勾配（ｇｒａｄｉｅｎｔ）が存在し得る。

前記Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金層内のＭｇ含有量は、前記Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金層の総量１００重量％に対して、１５重量％以上、９０重量％以下であってもよい。

前記Ａｌ−Ｍｇ合金相は、Ａｌ_３Ｍｇ_２、Ａｌ_１２Ｍｇ_１７を含むものであってもよい。

前記Ａｌ−Ｍｇ合金相は、Ａｌ_３Ｍｇ_２、Ａｌ_１２Ｍｇ_１７以外のＡｌおよび前記Ａｌに固溶したＭｇを含むものであってもよい。

前記Ｍｇ−Ｓｉ合金粒は、Ｍｇ_２Ｓｉを含むものであってもよい。

前記Ｍｇ−Ｓｉ合金粒は、不定形であってもよい。

前記Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金層内のＭｇ−Ｓｉ合金粒の含有量は、前記Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金層の総量１００重量％に対して、１重量％以上、および７０重量％以下であってもよい。

前記鋼板、および前記Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金層の間に位置するＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ合金層をさらに含むものであってもよい。

前記Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金層上に位置するＭｇ層またはＡｌ−Ｍｇ合金層をさらに含むものであってもよい。

本発明による合金コーティング鋼板の製造方法は、Ａｌ、およびＳｉが含まれているメッキ層を含むアルミニウムメッキ鋼板を準備する段階；前記アルミニウムメッキ鋼板上にＭｇをコーティングしてＭｇコーティング層を形成する段階；およびＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金層が形成されるように、前記Ｍｇがコーティングされたアルミニウムメッキ鋼板を熱処理してＭｇを前記メッキ層に拡散させる段階；を含み、前記Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金層は、Ａｌ−Ｍｇ合金相からなる合金層内に、Ｍｇ−Ｓｉ合金粒が含まれている形態である。

前記Ｍｇがコーティングされたアルミニウムメッキ鋼板を熱処理してＭｇを前記メッキ層に拡散させる段階では、３００℃〜４５０℃の温度で熱処理するものであってもよい。

前記Ｍｇがコーティングされたアルミニウムメッキ鋼板を熱処理してＭｇを前記メッキ層に拡散させる段階では、５秒〜６００秒間熱処理するものであってもよい。

前記Ｍｇがコーティングされたアルミニウムメッキ鋼板を熱処理してＭｇを前記メッキ層に拡散させる段階では、前記Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金層で前記Ａｌ−Ｍｇ合金相が生成され、前記Ａｌ−Ｍｇ合金相は、Ａｌ_３Ｍｇ_２、Ａｌ_１２Ｍｇ_１７を含むものであってもよい。

前記Ｍｇがコーティングされたアルミニウムメッキ鋼板を熱処理してＭｇを前記メッキ層に拡散させる段階では、前記Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金層で前記Ｍｇ−Ｓｉ合金粒が生成され、前記Ｍｇ−Ｓｉ合金粒は、Ｍｇ_２Ｓｉを含むものであってもよい。

前記アルミニウムメッキ鋼板上にＭｇをコーティングしてＭｇコーティング層を形成する段階では、物理気相蒸着（ＰＶＤ）で行われるものであってもよい。

合金コーティング鋼板の製造に使用可能な連続コーティング装置の概略的な模式図である。 本発明の第１実施形態による合金コーティング鋼板の模式図である。 本発明の第２実施形態による合金コーティング鋼板の模式図である。 実施例２のＭｇをコーティングした溶融アルミニウムメッキ鋼板の熱処理前と熱処理後の走査電子顕微鏡（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ、ＳＥＭ）写真である。 実施例４の合金コーティング鋼板に対する走査電子顕微鏡（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ、ＳＥＭ）写真である。 実施例５の合金コーティング鋼板に対するグロー放電分光器（Ｇｌｏｗ Ｄｉｓｃｈａｒｇｅ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｅｒ）分析結果である。 実施例６の合金コーティング鋼板に対するグロー放電分光器（Ｇｌｏｗ Ｄｉｓｃｈａｒｇｅ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｅｒ）分析結果である。 熱処理前のコーティング層、４００℃で１２０、３００、６００秒間熱処理したコーティング層の断面に対する走査電子顕微鏡（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ、ＳＥＭ）写真である。 コーティング層の表面における熱処理時間によるＡｌ、Ｍｇ、Ｓｉの３つの元素の拡散を観察した走査電子顕微鏡（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ、ＳＥＭ）写真である。 実施例７の合金コーティング鋼板に対する透過電子顕微鏡（Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ、ＴＥＭ）写真である。 実施例８の合金コーティング鋼板に対する透過電子顕微鏡（Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ、ＴＥＭ）写真である。 実施例９の合金コーティング鋼板に対する透過電子顕微鏡（Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ、ＴＥＭ）写真である。 比較例４の合金コーティング鋼板に対する透過電子顕微鏡（Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ、ＴＥＭ）写真である。 約４００℃の温度での熱処理時間による合金コーティング鋼板の各相に対するＶｏｌｕｍｅ Ｆｒａｃｔｉｏｎを示す結果である。 実施例７、実施例８、実施例９、および比較例４の合金コーティング鋼板に対するＸ−Ｒａｙ回折分析結果である。 実施例７の合金コーティング鋼板に対するグロー放電分光器（Ｇｌｏｗ Ｄｉｓｃｈａｒｇｅ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｅｒ）分析結果である。 実施例８の合金コーティング鋼板に対するグロー放電分光器（Ｇｌｏｗ Ｄｉｓｃｈａｒｇｅ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｅｒ）分析結果である。 実施例９の合金コーティング鋼板に対するグロー放電分光器（Ｇｌｏｗ Ｄｉｓｃｈａｒｇｅ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｅｒ）分析結果である。 比較例４の合金コーティング鋼板に対するグロー放電分光器（Ｇｌｏｗ Ｄｉｓｃｈａｒｇｅ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｅｒ）分析結果である。 実施例７（Ｔｙｐｅ−１）、実施例８（Ｔｙｐｅ−２）、実施例９（Ｔｙｐｅ−３）、および比較例４（ＮＨＴ）の初期赤錆発生時間を基準として表面耐食性を評価した結果である。

以下、本発明の実施形態を詳しく説明する。ただし、これは例として提示されるものであり、これによって本発明が制限されず、本発明は後述する請求範囲の範疇によって定義される。

別の定義がなければ、本明細書で使用されるすべての用語（技術および科学的用語を含む）は、本発明の属する技術分野における通常の知識を有する者に共通して理解できる意味で使用されるであろう。明細書全体において、ある部分がある構成要素を「含む」とする時、これは、特に反対の記載がない限り、他の構成要素を除くのではなく、他の構成要素をさらに包含できることを意味する。また、単数形は、文章で特に言及しない限り、複数形も含む。

また、図面に示された各構成の大きさおよび厚さは、説明の便宜のために任意に示したので、本発明が必ずしも図示のところに限定されない。

明細書全体において、層、膜、領域、板などの部分が他の部分の「上部」にあるとするか、「〜上」にあるとする時、これは、他の部分の「真上に」ある場合だけでなく、その中間にさらに他の部分がある場合も含む。

明細書全体において、層、膜、領域、板などの部分が他の部分の「上部」にあるとするか、「〜上」にあるとする時、これは、対象部分の上または下に位置することを意味するものであり、必ずしも重力方向を基準として上側に位置することを意味するものではない。

明細書全体において、特別な定義がない限り、「Ａ層」は、当該層がＡのみからなる場合だけでなく、Ａを含む場合も含む。

明細書全体において、特別な定義がない限り、「Ａ−Ｂ合金層」は、当該層がＡ−Ｂ合金のみからなる場合だけでなく、Ａ−Ｂ合金を含む場合も含む。

明細書全体において、特別な定義がない限り、「Ａ−Ｂ−Ｃ合金層」は、当該層がＡ−Ｂ−Ｃ合金のみからなる場合だけでなく、Ａ−Ｂ−Ｃ合金を含む場合も含む。

最近、上記の背景技術で述べた溶融アルミニウムメッキ鋼板が有する問題点を解決するために、シリコンが含まれている溶融アルミニウムメッキ鋼板にマグネシウムを添加して、耐食性と共に犠牲防食性を向上させようとする研究が進められている。

一例として、溶融メッキでＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉメッキ鋼板を製造して耐食性に優れたコーティング鋼板を製造しようとする研究がある。しかし、溶融メッキ方式で製造する場合、Ｍｇ含有量の制御に限界があり、２０ｇ／ｍ^２以下の薄メッキの場合、耐食性が急激に低下するという欠点がある。また、Ｍｇ_２Ｓｉ合金相が耐食性向上の役割を果たすことが知られているが、この場合、Ｍｇが６％前後の狭い範囲でのみ特性が向上する問題がある。Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉメッキ鋼板は、Ｍｇ_２Ｓｉ相がメッキ層に形成されて優れた耐食性を有することが知られている。Ｍｇ_２Ｓｉ相は、メッキ層内に面積比で０．５％以上、および３０％以下、Ｍｇ_２Ｓｉ相の長径は１０μｍ以下の時、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉメッキ鋼板の耐食性が向上すると報告されている。

しかし、溶融メッキ方法で製作されるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉメッキ鋼板は、製作工程上、Ｍｇ含有量の調節に限界があるため、一定含有量以上のＭｇ含有量（約１５％以上）を有するＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉメッキ鋼板を製作することが容易でない。Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉメッキ鋼板のＭｇ含有量の限界と高い工程温度で金属間化合物であるＭｇ_２Ｓｉ相以外のＡｌ_３Ｍｇ_２相またはＡｌ_１２Ｍｇ_１７相は、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金層内で形成されにくい。

他の例として、アルミニウムがコーティングされた基板を真空中で３５０℃以上、および５００℃以下に加熱した状態でＭｇを蒸着してＡｌ−Ｍｇ合金層を形成する方法と、溶融アルミニウムメッキ鋼板に物理気相蒸着でＭｇをコーティングした後に熱処理する方法に関する研究がある。しかし、これらの方法は、真空中で高温に加熱された基板にＭｇを蒸着するので、蒸気の損失が発生することがあり、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ層に対しては金属間化合物の生成または金属間化合物による特性変化資料を提示していない。

本発明は、上述した溶融アルミニウムメッキ鋼板が有する問題点および、Ａｌ−Ｍｇ合金鋼板の問題点を解決するためになされたものであり、本発明は、Ｍｇを溶融アルミニウムメッキ鋼板上に物理気相蒸着方法でコーティングするため、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉコーティング層のＭｇ含有量の制御に限界がなく、多様なコーティング層の構造を製作することが可能である。

具体的には、シリコンが含まれている溶融アルミニウムメッキ鋼板にマグネシウムを蒸着して熱処理により多層型の合金被膜を形成して、犠牲防食性を付与すると同時に、薄い厚さでも高耐食性特性を有する合金コーティング鋼板を提供することができる。

以下、本発明の一実施形態による合金コーティング鋼板の製造方法および、製造された合金コーティング鋼板について説明する。

本発明の一実施形態は、鋼板上に位置するＡｌ、およびＳｉを含むメッキ層を含むアルミニウムメッキ鋼板を準備する段階；前記アルミニウムメッキ鋼板上にＭｇをコーティングしてＭｇコーティング層を形成する段階；および前記Ｍｇがコーティングされたアルミニウムメッキ鋼板を熱処理してＭｇを前記メッキ層に拡散させる段階；を含む合金コーティング鋼板の製造方法を提供する。

前記鋼板は、冷延鋼板であってもよい。ただし、これに限定するものではない。

前記アルミニウムメッキ鋼板は、溶融アルミニウムメッキ鋼板であってもよいし、具体的には、メッキ層の総量１００重量％に対して、Ｓｉ：８重量％以上、および１０重量％以下；Ａｌ：８８重量％以上、９０重量％以下；および残部のＦｅからなるものであってもよい。

また、前記アルミニウムメッキ鋼板のメッキ層は、アルミニウムメッキ時に形成されたＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ合金層、およびＡｌ−Ｓｉ合金層を含むことができ、前記合金層は、鋼板上にＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ合金層、およびＡｌ−Ｓｉ合金層の順に形成される。前記Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ合金層は、Ａｌメッキ鋼板の製造時、鋼板内のＦｅがＡｌ−Ｓｉメッキ層内に拡散して形成されたものであってもよい。

前記アルミニウムメッキ鋼板上にＭｇをコーティングする段階のコーティングは、物理気相蒸着（ＰＶＤ）で行われるものであってもよい。より具体的には、電磁気浮上物理気相蒸着（ＥＭＬ−ＰＶＤ）で行われるものであってもよい。ただし、これに限定するものではなく、電子ビーム蒸発装置、熱蒸発装置、スパッタリングソース、陰極アークソースなどの物理的な方法でＭｇ蒸着が可能であれば、多様な方法を採用してＭｇをコーティングすることができる。

前記熱処理段階での熱処理方法は、誘導加熱装置によってもよいが、これに限定するものではなく、適切な他の熱処理手段を採用可能である。また、誘導加熱方式以外の方式で熱処理を実施すれば、熱処理方法によって熱処理温度が異なる。本発明において、熱処理温度は３００〜４５０℃、熱処理時間は５〜６００秒の範囲であってもよい。具体的には、熱処理温度は３２０〜４３０℃、３４０〜４１０℃、３６０〜３９０℃であってもよい。具体的には、熱処理時間は４０〜５５０秒、１００〜５００秒、１５０〜４５０秒、２００〜４００秒、２５０〜３５０秒であってもよい。

前記Ｍｇがコーティングされたアルミニウムメッキ鋼板を熱処理してＭｇを前記メッキ層に拡散させる段階では、３００℃〜４５０℃の温度で熱処理することができる。

熱処理温度が３００℃未満の場合、熱処理工程に多くの時間がかかって製造効率が低くなり、熱処理によるＡｌ−ＭｇおよびＭｇ−Ｓｉ合金相が十分に生成されず、耐食性向上効果が低くなることがあり、４５０℃を超える場合、メッキ層に空隙が生成され、メッキ層の表面の粗さが増加して耐食性が低下し、メッキ層の色が暗くなって商品性が低下することがある。また、Ｍｇ−Ｓｉ合金相がＡｌ−Ｍｇ合金相より多くなって犠牲防食性が増加して、全体的な耐食性減少の可能性がある。したがって、熱処理温度は３００℃〜４５０℃に制御することが妥当である。

前記Ｍｇがコーティングされたアルミニウムメッキ鋼板を熱処理してＭｇを前記メッキ層に拡散させる段階では、５秒〜６００秒間熱処理することができる。

熱処理時間が５秒未満の場合、Ａｌ−ＭｇおよびＭｇ−Ｓｉ合金相が十分に生成されず、耐食性向上効果が低くなることがあり、熱処理時間が６００秒を超える場合、メッキ層に空隙および表面粗さが増加し、Ｍｇ−Ｓｉ合金相の増加で犠牲防食性が高すぎて耐食性が低下することがある。したがって、熱処理時間は５秒〜６００秒に制御することが妥当である。

前記Ｍｇがコーティングされたアルミニウムメッキ鋼板を熱処理してＭｇを前記メッキ層に拡散させる段階において、熱処理時間が６０秒以上経過するにつれ、前記Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金層で前記Ａｌ−Ｍｇ合金相が生成され、前記Ａｌ−Ｍｇ合金相は、Ａｌ_３Ｍｇ_２、Ａｌ_１２Ｍｇ_１７を含むことができる。

一方、熱処理時間が２００秒以上経過するにつれ、前記Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金層で前記Ｍｇ−Ｓｉ合金粒が生成され、前記Ｍｇ−Ｓｉ合金粒は、Ｍｇ_２Ｓｉを含むことができる。

熱処理時間が２００秒以上になるにつれ、Ｍｇ_２Ｓｉを含むＭｇ−Ｓｉ合金相が生成され、これによってＡｌ−Ｍｇ合金相とＭｇ−Ｓｉ合金相がすべて形成されるため、合金コーティング鋼板の耐食性が向上できる。

熱処理時間による合金コーティング鋼板の耐食性に及ぼす影響は、下記の実施例および比較例を通じて確認することとする。

図１の装置は、合金コーティング鋼板の製造に使用可能な連続コーティング装置の模式図である。ただし、これは、製造方法の一例に過ぎず、これに限定するものではない。

前記装置は、大気中で溶融アルミニウムメッキ鋼板１７を供給する鋼板供給装置１１と、真空中で鋼板を前処理可能な逆マグネトロンスパッタリングソース（Ｉｎｖｅｒｓｅ Ｍａｇｎｅｔｒｏｎ Ｓｐｕｔｔｅｒｉｎｇ Ｓｏｕｒｃｅ）１２と、前処理後にＭｇをコーティングする物理気相蒸着（ｐｈｙｓｉｃａｌ ｖａｐｏｒ ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ：ＰＶＤ）装置１３と、大気中に排出された鋼板を熱処理可能な誘導加熱装置１４と、熱処理されたコーティング鋼板を再び巻き戻す鋼板排出装置１５とから構成されている。物理気相蒸着装置１３は、電磁気浮上（ｅｌｅｃｔｒｏｍａｇｎｅｔｉｃ ｌｅｖｉｔａｔｉｏｎ；ＥＭＬ）ソースであってもよい。逆マグネトロンスパッタリングソース１２と物理気相蒸着装置１３は、真空容器１６内に設けられて運用される。

前記装置を用いる例示的な合金コーティング鋼板の製造方法は次の通りである。まず、溶融アルミニウムメッキ鋼板１７を準備し、前記鋼板の表面上に付いている防錆油のような残留オイルを除去するためにアルカリ脱脂を実施できる。

この後、前記鋼板を鋼板供給装置１１を介して移送させながら真空容器１６に供給する。その後、真空容器１６内に設けられた逆マグネトロンスパッタリングソース１２に電力を印加して鋼板表面の清浄を実施できる。

清浄を完了した後、続いて鋼板を移送させながら、真空容器１６内に設けられた電磁気浮上ソース１３を通してＡｌメッキ層上にＭｇを真空コーティングすることができる。

コーティングが完了した後、続いて鋼板を移送させて大気中に排出した後、大気中で誘導加熱装置１４を用いて一定の温度および時間で熱処理することができる。

熱処理が完了した後、続いて鋼板を移送させて、製造された合金コーティング鋼板を得ることができる。

以下、上述した製造方法により製造された鋼板について説明する。本発明により明らかになったコーティング鋼板の特徴は大きく４つに分かれ、本明細書において、これらを本発明の第１実施形態〜第４実施形態という。以下、本発明の第１〜第４実施形態について詳しく説明する。

第１実施形態
図２は、本発明の第１実施形態による合金コーティング鋼板の模式図である。これを参照して説明すれば、前記製造方法により製造された本発明の第１実施形態による合金コーティング鋼板は、鋼板２１；および前記鋼板２１上に位置するＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金層２３；を含み、前記Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金層２３は、Ａｌ−Ｍｇ合金相２４からなる合金層内に、Ｍｇ−Ｓｉ合金粒２５が含まれている形態であってもよい。

前記Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金層２３は、前記Ｍｇ−Ｓｉ合金粒２５が前記Ａｌ−Ｍｇ合金相２４で囲まれた混合組織が含まれている形態であってもよい。

前記合金コーティング鋼板は、溶融アルミニウムメッキ鋼板上に物理気相蒸着方法でマグネシウムをコーティングして製造されるため、既存の溶融メッキ方法より高いマグネシウム含有量のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉコーティング層の製作が可能である。溶融メッキ方法でＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉメッキ鋼板を製造する場合、工程上、マグネシウム含有量の調節に限界があって、一定含有量以上のマグネシウム（約１５％以上）を有するＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉメッキ鋼板の製作が難しい。このため、メッキ層の構造がアルミニウムメッキ層の内部にＭｇ−Ｓｉ合金相が粒形態で存在する。よって、粒形態のＭｇ−Ｓｉ合金相は、アルミニウムメッキ層の内部に均一に分散分布しにくいため、メッキ層の耐食性の向上に限界がある。また、溶融メッキ工程はＭｇ含有量が制限的であるため、Ａｌ−Ｍｇ合金相の生成が十分に発生せず、Ｍｇ−Ｓｉ合金相の生成位置を制御しにくい問題がある。

これに対し、前記本発明の第１実施形態による合金コーティング鋼板は、溶融メッキ方法で製作されたメッキ層とは異なってＡｌ−Ｍｇ合金相で形成されたコーティング層内にＭｇ−Ｓｉ合金粒が存在するＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉコーティング層の製作が可能で、後述する実施例に裏付けられるように犠牲防食性および高耐食特性が実現できる。

より具体的には、前記Ａｌ−Ｍｇ合金相は、Ａｌ_３Ｍｇ_２を含むものであり、前記Ｍｇ−Ｓｉ合金粒は、Ｍｇ_２Ｓｉを含むものであってもよい。前記Ａｌ−Ｍｇ合金相は、Ａｌ_１２Ｍｇ_１７相をさらに含むことができる。

前記のようにＡｌ_３Ｍｇ_２相を含む合金層内にＭｇ_２Ｓｉ相の合金粒を含むＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金層が形成されることによって、後述する実施例から裏付けられるように犠牲防食性が増加して、メッキ鋼板の耐食性が向上できる。よって、薄い厚さ範囲でも、高い耐食性を示すことができる。

前記Ａｌ−Ｍｇ合金相は、Ａｌ_３Ｍｇ_２、Ａｌ_１２Ｍｇ_１７以外のＡｌおよび前記Ａｌに固溶したＭｇを含むことができる。これにより、Ａｌ−ＭｇおよびＭｇ−Ｓｉ合金相と共に純粋な金属も耐食性の向上に寄与して、溶融アルミニウムメッキ鋼板の不足する耐食性と犠牲防食性を向上させる効果を期待することができる。

前記Ｍｇ−Ｓｉ合金粒は、不定形であってもよい。不定形のＭｇ−Ｓｉ合金粒は、表面積が広いため、コーティング層内部の密着力向上効果がある。

また、前記Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金層内のＭｇ−Ｓｉ合金粒の含有量は、前記Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金層の総量１００重量％に対して、１重量％以上、および７０重量％以下であってもよい。Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ単一層が形成される場合、Ｍｇの十分な拡散によって合金層内のＭｇ−Ｓｉ合金粒の含有量が高くなる。Ｍｇ−Ｓｉ合金粒の含有量が少なすぎる場合、耐食性の向上がわずかでありうる。Ｍｇ−Ｓｉ合金粒の含有量が多すぎる場合、犠牲防食性が増加して、早い時間にコーティング層が消耗して耐食性が減少する問題が発生することがある。

前記合金コーティング鋼板は、前記鋼板２１、および前記Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金層２３の間に位置するＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ合金層２２をさらに含むものであってもよいし、これは、前述のように、Ａｌメッキ鋼板の製造時、鋼板内のＦｅがＡｌ−Ｓｉメッキ層内に拡散して形成されたものであってもよい。あるいは、Ｍｇコーティング後の熱処理時に、鋼板内のＦｅがＡｌ−Ｓｉメッキ層内に拡散して形成されたものであってもよい。

Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ合金層、およびＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金層が順次方式で腐食を防ぐことができる。その結果、物理的な遮断防食、または犠牲防食性などの単一の方式で腐食を防止する一般的なアルミニウムまたは亜鉛メッキ層より優れた耐腐食特性を示す。

また、前記合金コーティング鋼板は、前記Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金層上に位置するＭｇ層またはＭｇの拡散により形成されたＡｌ−Ｍｇ合金層をさらに含むものであってもよい。よって、順次方式の腐食が強化されて、優れた耐腐食特性を示すことができる。

第２実施形態
図３は、本発明の第２実施形態による合金コーティング鋼板の模式図である。これを参照して説明すれば、前記製造方法により製造された本発明の第２実施形態による合金コーティング鋼板は、鋼板２１；前記鋼板上に位置するＡｌ−Ｓｉ合金層２６；および前記Ａｌ−Ｓｉ合金層２６上に位置するＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金層２３；を含み、前記Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金層２３は、Ａｌ−Ｍｇ合金相２４からなる合金層内に、Ｍｇ−Ｓｉ合金粒２５が含まれている形態であってもよい。

前記Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金層２３は、前記Ｍｇ−Ｓｉ合金粒２５が前記Ａｌ−Ｍｇ合金相２４で囲まれた混合組織が含まれている形態であってもよい。

前記Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金層に関する説明は、前記第１実施形態で説明した通りであるので、省略する。

前記Ａｌ−Ｓｉ合金層は、前記鋼板と前記Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金層との間に位置し得る。前記Ａｌ−Ｓｉ合金層は、Ａｌ溶融メッキ鋼板に存在していたものでもよく、または前記製造方法における熱処理時にＡｌおよびＳｉが鋼板の表面方向に拡散して新たに形成されたものでもよい。

よって、Ａｌ−Ｓｉ合金層、およびＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金層が順次方式で腐食を防ぐことができる。

さらに、前記合金コーティング鋼板は、前記鋼板２１、および前記Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金層２３の間に位置するＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ合金層２２をさらに含むものであってもよいし、これは、前述のように、Ａｌメッキ鋼板の製造時、鋼板内のＦｅがＡｌ−Ｓｉメッキ層内に拡散して形成されたものであってもよい。あるいは、Ｍｇコーティング後の熱処理時、鋼板内のＦｅがＡｌ−Ｓｉメッキ層内に拡散して形成されたものであってもよい。

よって、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ合金層、Ａｌ−Ｓｉ合金層、およびＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金層が順次方式で腐食を防ぐことができる。その結果、物理的な遮断防食、または犠牲防食性などの単一の方式で腐食を防止する一般的なアルミニウムまたは亜鉛メッキ層より優れた耐腐食特性を示す。

また、前記合金コーティング鋼板は、前記Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金層上に位置するＭｇ層またはＭｇの拡散により形成されたＡｌ−Ｍｇ合金層をさらに含むものであってもよい。よって、順次方式で耐食性が強化されて、優れた耐腐食特性を示すことができる。

さらに、前記Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金層内のＭｇ−Ｓｉ合金粒の含有量は、前記Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金層の総量１００重量％に対して、１重量％以上、および５０重量％以下であってもよい。Ｍｇ−Ｓｉ合金粒の含有量が少なすぎる場合、耐食性の向上がわずかでありうる。Ｍｇ−Ｓｉ合金粒の含有量が多すぎる場合、犠牲防食性が増加して、早い時間にコーティング層が消耗して耐食性が減少する問題が発生することがある。

第３実施形態
図２を参照して第３実施形態を説明すれば、前記製造方法により製造された本発明の第３実施形態による合金コーティング鋼板は、鋼板２１；および前記鋼板上に位置するＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金層２３；を含み、前記Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金層２３は、合金層内のＭｇ含有量の勾配（ｇｒａｄｉｅｎｔ）が存在するものであってもよい。

前記合金コーティング鋼板は、溶融アルミニウムメッキ鋼板上に物理気相蒸着方法でマグネシウムをコーティングして製造されるため、従来の技術とは異なってＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金層のマグネシウム含有量の制御に限界がなく、マグネシウム分布を拡散熱処理などで制御できるため、多様なＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金層の構造を製作することが可能である。

Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ層内のＭｇ含有量の勾配が存在することによって、Ｍｇの濃度に応じた多様な合金相が存在して耐食性向上効果を期待することができる。多様な合金相の例としてＡｌ_１２Ｍｇ_１７、Ａｌ_３Ｍｇ_２、Ｍｇ_２Ｓｉなどであってもよい。このような合金相がＭｇの濃度勾配に応じて存在すれば、各合金相が層状構造を形成するため、コーティング鋼板の腐食が遅くなる効果があり得る。

具体的には、前記Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金層内のＭｇ含有量の勾配（ｇｒａｄｉｅｎｔ）は、前記Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金層の表面から内部方向に減少する形態であってもよい。あるいは、前記Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金層内のＭｇ含有量の勾配（ｇｒａｄｉｅｎｔ）は、前記Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金層の表面から内部方向に増加する形態であってもよい。

あるいは、前記Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金層内のＭｇ含有量が最大になる地点を含み、前記Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金層内のＭｇ含有量の勾配（ｇｒａｄｉｅｎｔ）は、前記Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金層の表面から内部方向に増加し、前記Ｍｇ含有量が最大になる地点から減少する形態であってもよい。

あるいは、前記Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金層内の合金層の表面から内部方向にＭｇ含有量が一定含有量の一定部を含み、前記Ｍｇ含有量は、含有量の一定部が終わる地点から増加する形態であってもよい。

あるいは、前記Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金層内の合金層の表面から内部方向にＭｇ含有量が一定含有量の一定部を含み、前記Ｍｇ含有量は、含有量の一定部が終わる地点から減少する形態であってもよい。

前述のように、本発明の合金コーティング鋼板の製造方法によりＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金層のマグネシウム含有量の制御に限界がなく、マグネシウム分布を拡散熱処理などで制御できるため、多様なＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金層の構造を製作することが可能であり、これにより、Ｍｇの濃度が均一な溶融メッキ鋼板とは異なって層状構造の合金層の製造が可能で、犠牲防食性と遮断防食性を適切に組み合わせて耐食性を最大化する効果を期待することができる。

また、後述する実施例から裏付けられるように、高耐食性特性を示す。

前記合金コーティング鋼板は、前記鋼板、および前記Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金層の間に位置するＡｌ−Ｓｉ合金層をさらに含むことができる。

前記Ａｌ−Ｓｉ合金層は、Ａｌ溶融メッキ鋼板に存在していたものでもよく、または前記製造方法における熱処理時にＡｌおよびＳｉが鋼板の表面方向に拡散して新たに形成されたものでもよい。

よって、Ａｌ−Ｓｉ合金層、およびＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金層が順次方式で腐食を防ぐことができる。

さらに、前記合金コーティング鋼板は、前記鋼板２１、および前記Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金層２３の間に位置するＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ合金層２２をさらに含むものであってもよいし、これは、前述のように、Ａｌメッキ鋼板の製造時、鋼板内のＦｅがＡｌ−Ｓｉメッキ層内に拡散して形成されたものであってもよい。あるいは、Ｍｇコーティング後の熱処理時、鋼板内のＦｅがＡｌ−Ｓｉメッキ層内に拡散して形成されたものであってもよい。

よって、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ合金層、Ａｌ−Ｓｉ合金層、およびＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金層が順次方式で腐食を防ぐことができる。その結果、物理的な遮断防食、または犠牲防食性などの単一の方式で腐食を防止する一般的なアルミニウムまたは亜鉛メッキ層より優れた耐腐食特性を示す。

また、前記合金コーティング鋼板は、前記Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金層上に位置するＭｇ層またはＭｇの拡散により形成されたＡｌ−Ｍｇ合金層をさらに含むものであってもよい。よって、順次方式で耐食性が強化されて、優れた耐腐食特性を示すことができる。

さらに、前記合金コーティング鋼板のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金層は、Ａｌ−Ｍｇ合金相からなる合金層内に、Ｍｇ−Ｓｉ合金粒が含まれている形態であってもよい。

このような形態も耐腐食性の向上に寄与し、具体的な内容は前述した通りである。

第４実施形態
図２を参照して第４実施形態を説明すれば、前記製造方法により製造された本発明の第４実施形態による合金コーティング鋼板は、鋼板２１；および前記鋼板上に位置するＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金層２３；を含み、前記Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金層２３内のＭｇ含有量は、前記Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金層の総量１００重量％に対して、１５重量％以上であってもよい。より具体的には、１５重量％以上、および９０重量％以下であってもよい。

前記合金コーティング鋼板は、溶融アルミニウムメッキ鋼板上に物理気相蒸着方法でマグネシウムをコーティングして製造されるため、既存の溶融メッキ方法より高いマグネシウム含有量のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉコーティング層の製作が可能である。溶融メッキ方法でＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉメッキ鋼板を製造する場合、工程上、マグネシウム含有量の調節に限界があって、一定含有量以上のマグネシウム（約１５％以上）を有するＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉメッキ鋼板の製造が難しい。

これに対し、前記本発明の第４実施形態による合金コーティング鋼板は、溶融メッキ方法で製作されたメッキ層とは異なってＭｇ含有量の制御に限界がなく、高含有量のＭｇを有するＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉメッキ鋼板の製造が可能である。よって、後述する実施例に裏付けられるように犠牲防食性および高耐食特性が実現できる。

前記合金コーティング鋼板は、前記鋼板、および前記Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金層の間に位置するＡｌ−Ｓｉ合金層をさらに含むことができる。

前記Ａｌ−Ｓｉ合金層は、Ａｌ溶融メッキ鋼板に存在していたものでもよく、または前記製造方法における熱処理時にＡｌおよびＳｉが鋼板の表面方向に拡散して新たに形成されたものでもよい。

よって、Ａｌ−Ｓｉ合金層、およびＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金層が順次方式で腐食を防ぐことができる。

さらに、前記合金コーティング鋼板は、前記鋼板２１、および前記Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金層２３の間に位置するＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ合金層２２をさらに含むものであってもよいし、これは、前述のように、Ａｌメッキ鋼板の製造時、鋼板内のＦｅがＡｌ−Ｓｉメッキ層内に拡散して形成されたものであってもよい。あるいは、Ｍｇコーティング後の熱処理時、鋼板内のＦｅがＡｌ−Ｓｉメッキ層内に拡散して形成されたものであってもよい。

よって、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ合金層、Ａｌ−Ｓｉ合金層、およびＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金層が順次方式で腐食を防ぐことができる。その結果、物理的な遮断防食、または犠牲防食性などの単一の方式で腐食を防止する一般的なアルミニウムまたは亜鉛メッキ層より優れた耐腐食特性を示す。

また、前記合金コーティング鋼板は、前記Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金層上に位置するＭｇ層またはＭｇの拡散により形成されたＡｌ−Ｍｇ合金層をさらに含むものであってもよい。よって、順次方式で耐食性が強化されて、優れた耐腐食特性を示すことができる。

さらに、前記合金コーティング鋼板のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金層は、Ａｌ−Ｍｇ合金相からなる合金層内に、Ｍｇ−Ｓｉ合金粒が含まれている形態であってもよい。

このような形態も耐腐食性の向上に寄与し、具体的な内容は前述した通りである。

以下、本発明の望ましい実施例および比較例を記載する。しかし、下記の実施例は、本発明の望ましい一実施例に過ぎず、本発明が下記の実施例に限定されるものではない。

実施例：合金コーティング鋼板の製造
実施例１
冷延鋼板上にＳｉ９重量％、Ａｌ８８重量％、および残部としてＦｅを含むＡｌメッキ層が片面メッキ量１５ｇ／ｍ^２形成された溶融アルミニウムメッキ鋼板を準備した。Ａｌメッキ層の厚さは約５μｍであった。

前記鋼板の表面上に付いている防錆油のような残留オイルを除去するためにアルカリ脱脂を実施した。

この後、前記鋼板を鋼板供給装置を介して真空容器に供給しながら、真空容器内に設けられた逆マグネトロンスパッタリングソースで鋼板表面の清浄を実施した。

清浄を完了した後、続いて鋼板を移動させながら、真空容器内に設けられた電磁気浮上ソースを通してＡｌメッキ層上にＭｇを０．５μｍの厚さに真空コーティングした。

コーティングが完了した後、続いて鋼板を移動させて大気中に排出した後、大気中で誘導加熱装置を用いて熱処理した。熱処理温度は４００℃、時間は１２０秒であり、熱処理が完了した後、続いて鋼板を移送させて製造された合金コーティング鋼板を得た。

実施例２
前記実施例１と同様の方法で製造するが、３００秒間熱処理された合金コーティング鋼板を製造した。

実施例３
前記実施例１と同様の方法で製造するが、６００秒間熱処理された合金コーティング鋼板を製造した。

実施例４
前記実施例１と同様の方法で製造するが、Ｍｇコーティング層の厚さを１．５μｍにコーティングし、１２０秒間熱処理された合金コーティング鋼板を製造した。

実施例５
前記実施例１と同様の方法で製造するが、Ｍｇコーティング層の厚さを１．５μｍにコーティングし、３００秒間熱処理された合金コーティング鋼板を製造した。

実施例６
前記実施例１と同様の方法で製造するが、Ｍｇコーティング層の厚さを１．５μｍにコーティングし、６００秒間熱処理された合金コーティング鋼板を製造した。

比較例１
鋼板上にＳｉ９重量％、Ａｌ８８重量％、および残部としてＦｅを含むＡｌメッキ層が片面メッキ量１５ｇ／ｍ^２形成された溶融アルミニウムメッキ鋼板を準備した。

比較例２
片面メッキ量４０ｇ／ｍ^２の電気亜鉛メッキ鋼板を準備した。

比較例３
片面メッキ量１３７．５ｇ／ｍ^２の溶融亜鉛メッキ鋼板を準備した。

実験例

実験例１：走査電子顕微鏡（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ、ＳＥＭ）写真の観察
図４は、実施例２のＭｇをコーティングした溶融アルミニウムメッキ鋼板の熱処理前と熱処理後の走査電子顕微鏡写真である。

図４（ａ）は、溶融アルミニウムメッキ鋼板上にＭｇをコーティングし、熱処理を実施しなかった鋼板の走査電子顕微鏡写真であり、冷延鋼板５１、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ合金層５２、Ａｌ−Ｓｉ合金層５３、そしてＭｇコーティング層５４を区分することができる。

図４（ｂ）は、熱処理を実施した実施例２の走査電子顕微鏡写真であり、ＭｇがＡｌ−Ｓｉ合金層に拡散してＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金層５５を形成したことを確認できる。

図５は、前記実施例４で製造された合金コーティング鋼板の走査電子顕微鏡写真である。コーティング層内の各成分の含有量をそれぞれ異なる線（ｌｉｎｅ）で表した。図５から分かるように、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金層の表面から一定深さまでＭｇの含有量が高く維持し、以降、鋼板との界面方向に減少することを確認できる。また、Ａｌ−Ｓｉメッキ層が存在することも確認できる。

実験例２：グロー放電分光器（Ｇｌｏｗ Ｄｉｓｃｈａｒｇｅ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｅｒ）分析
前記実施例５で製造された合金コーティング鋼板に対して、グロー放電分光器（装置名：ＧＤＳ ８５０Ａ、製造会社：ＬＥＣＯ）を用いて鋼板上に形成されたコーティング層の成分を分析した。

その結果を図６に示した。図６に示されるように、熱処理によりＭｇが溶融アルミニウムメッキ層に拡散したことを確認できる。また、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金層の表面ではＭｇの含有量が高く、鋼板との界面方向に線形的に減少することを確認できる。さらに、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金層内のＭｇの含有量が１５重量％以上であることを確認できる。

図７は、前記実施例６で製造された合金コーティング鋼板に対するグロー放電分光器分析結果である。図７に示されるように、熱処理によりＭｇが溶融アルミニウムメッキ層に拡散したことを確認できる。また、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金層の表面から一定深さまでＭｇの含有量が増加し、以降、鋼板との界面方向に減少することを確認できる。さらに、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金層内のＭｇの含有量が１５重量％以上であることを確認できる。

実験例３：耐食性評価
前記実施例１〜６、および比較例１〜３の鋼板試験片に対して、塩水噴霧試験（ＡＳＴＭ Ｂ−１１７）方法を利用して初期赤錆発生時間を基準として表面耐食性を評価した。その結果を下記表１に示した。

前記表１から分かるように、比較例１〜３は、３００時間足らずで赤錆が発生した。これに対し、実施例１〜６は、比較例に比べて最小３倍以上から、最大約８倍以上の耐食性を有することを確認できた。

よって、本発明のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金層を有する合金コーティング鋼板は、従来の合金コーティング鋼板に比べて非常に向上した耐食性を有し、高耐食性が要求される製品の表面処理に有用に適用できると期待される。

実施例：熱処理条件による変化の比較

実施例７
前記実施例１と同様の方法で製造するが、Ｍｇコーティング層の厚さを１．０μｍにコーティングし、１２０秒間熱処理された合金コーティング鋼板を製造した。

実施例８
前記実施例１と同様の方法で製造するが、Ｍｇコーティング層の厚さを１．０μｍにコーティングし、３００秒間熱処理された合金コーティング鋼板を製造した。

実施例９
前記実施例１と同様の方法で製造するが、Ｍｇコーティング層の厚さを１．０μｍにコーティングし、６００秒間熱処理された合金コーティング鋼板を製造した。

比較例４
前記実施例１と同様の方法で合金コーティング鋼板を製造するが、Ｍｇコーティング層の厚さを１．０μｍにコーティングし、熱処理を別途に実施しなかった。

実験例

実験例４：走査電子顕微鏡（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ、ＳＥＭ）写真の観察
図８は、熱処理前のコーティング層、４００℃で１２０、３００、６００秒間熱処理したコーティング層の断面に対する走査電子顕微鏡写真である。

図８に示されるように、熱処理前には、Ｍｇコーティング層と溶融アルミニウムメッキ層とが鮮明に区分される。熱処理を開始すると、Ｍｇが溶融アルミニウムメッキ層に拡散することを確認できるが、時間が増加すると、Ｍｇの拡散深さも増加することを確認できる。

熱処理時間約１２０秒まではＭｇの拡散深さが低くてＡｌ−Ｍｇ合金相のみを形成し、Ｍｇ−Ｓｉ合金相は形成されていないと見なされる。約３００秒間熱処理を実施すれば、Ａｌ−Ｍｇ合金相とＭｇ−Ｓｉ合金相がすべて形成されることを確認でき、Ｍｇの拡散が溶融アルミニウムメッキ層全体に拡散しないことが確認される。約６００秒間熱処理を実施すれば、メッキ層全体にＭｇが拡散して合金化が起こることを確認できる。

前述した熱処理時間の変化による合金相の生成は、コーティング層の表面からも確認できるが、図９は、走査電子顕微鏡を用いてコーティング層の表面における熱処理時間によるＡｌ、Ｍｇ、Ｓｉの３つの元素の拡散を観察した写真を示す。図９から明らかなように、熱処理を実施しなかったコーティング層の表面はＡｌとＳｉとが分離されており、Ｍｇがコーティングされて表面に均等に分布していることを確認できる。

約１２０秒間熱処理を実施すれば、Ｍｇが拡散し始めてＡｌ分布と類似していることを観察できるが、これは、Ａｌ−Ｍｇ合金相を形成することによって現れた現象である。約３００秒間熱処理を実施すれば、ＭｇがＳｉと結合してＭｇとＳｉの分布が類似していることを確認できる。

実験例５：透過電子顕微鏡（Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ、ＴＥＭ）写真の観察
図１０は、実施例７で製造された合金コーティング鋼板に対するＴＥＭ写真である。約１２０秒間の熱処理によってＭｇの拡散があった。これにより、Ａｌ−Ｍｇ合金層が形成された。Ｍｇ−Ｓｉ合金相は形成されていない。

図１１は、実施例８で製造された合金コーティング鋼板に対するＴＥＭ写真である。約３００秒間の熱処理によってＭｇがＡｌ−Ｓｉメッキ層の上部まで拡散した。Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金層とＡｌ−Ｓｉメッキ層との区分が可能である。Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金層においてＡｌ−Ｍｇ合金相とＭｇ−Ｓｉ合金相との混合組織を観察できる。

具体的には、Ｍｇ_２Ｓｉを含むＭｇ−Ｓｉ合金粒がＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金層でＡｌ_３Ｍｇ_２を含むＡｌ−Ｍｇ合金相に囲まれた形態で存在することを確認できる。また、Ｍｇ_２Ｓｉを含むＭｇ−Ｓｉ合金粒がＡｌ−Ｓｉメッキ層まで浸透した形態を観察できる。

図１２は、実施例９で製造された合金コーティング鋼板に対するＴＥＭ写真である。約６００秒間の熱処理によってＭｇがＡｌ−Ｓｉメッキ層の下部まで拡散した。これにより、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金層とＡｌ−Ｓｉメッキ層とは区分がつかない。Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金層の全領域においてＡｌ−Ｍｇ合金相とＭｇ−Ｓｉ合金相との混合組織を観察できる。

図１３は、比較例４で製造された合金コーティング鋼板に対するＴＥＭ写真である。別途の熱処理をせず、Ｍｇの拡散が起こらなかった。これにより、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金層も形成されておらず、Ａｌ−Ｍｇ合金相とＭｇ−Ｓｉ合金相との混合組織を観察できなかった。

実験例６：ＸＲＤ分析
前記実施例７、実施例８、実施例９、および比較例４で製造された合金コーティング鋼板に対して、Ｘ−Ｒａｙ回折装置（装置名：Ｄ／ＭＡＸ−２５００Ｖ−ＰＣ、製造会社：Ｒｉｇａｋｕ）を用いてＸＲＤ分析を行った。

図１４は、熱処理時間を６０〜４８０秒まで２０秒単位で変化させ、６００、９００、３，６００秒で熱処理した試験片のＸ線回折結果から、コーティング層内に存在する金属と合金相の含有量を百分率で表したグラフである。

図１４から確認できるように、約４００℃の温度で熱処理を行う場合、熱処理時間が６０秒を超えてから１８０秒までＡｌ−Ｍｇ合金相が生成され、熱処理時間の増加に伴ってＡｌ−Ｍｇ合金相の分率が増加する。

熱処理時間２００秒を超えてから５４０秒までＭｇ−Ｓｉ合金相が生成され、熱処理時間の増加に伴ってＭｇ−Ｓｉ合金相の分率が増加する。熱処理時間が増加すれば、相対的に純金属の分率が減少することを確認できる。６００秒以上で熱処理されたコーティング層は、純金属が反応して大部分合金相に変化することを確認でき、Ａｌ−Ｍｇ合金相とＭｇ−Ｓｉ合金相の比率の変化が起こらないことを確認できる。

図１５は、実施例７、実施例８、実施例９、および比較例４の合金コーティング鋼板のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金層に対するＸ−Ｒａｙ回折分析結果である。

約１２０秒程度熱処理が行われた実施例７は、Ａｌ−Ｍｇ合金相（Ａｌ_３Ｍｇ_２）が観察されるが、Ｍｇ−Ｓｉ合金相（Ｍｇ_２Ｓｉ）は観察されなかった。約３００秒程度熱処理が行われた実施例８と約６００秒程度熱処理が行われた実施例９の場合、Ａｌ−Ｍｇ合金相（Ａｌ_３Ｍｇ_２）とＭｇ−Ｓｉ合金相（Ｍｇ_２Ｓｉ）が現れる。

熱処理が行われていない比較例４は、Ａｌ、Ｍｇ、Ｓｉ単一相は存在するが、Ａｌ−Ｍｇ合金相とＭｇ−Ｓｉ合金相は現れなかった。

実験例７：グロー放電分光器（Ｇｌｏｗ Ｄｉｓｃｈａｒｇｅ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｅｒ）分析
前記実施例７、実施例８、実施例９、および比較例４で製造された合金コーティング鋼板に対して、グロー放電分光器（装置名：ＧＤＳ ８５０Ａ、製造会社：ＬＥＣＯ）を用いて鋼板上に形成されたコーティング層の成分を分析した。

図１６は、実施例７で製造された合金コーティング鋼板に対するグロー放電分光器分析結果である。約１２０秒間の熱処理によってＭｇが合金コーティング鋼板の表面から約２．５μｍ程度拡散したことを確認できる。

図１７は、実施例８で製造された合金コーティング鋼板に対するグロー放電分光器分析結果である。約３００秒間の熱処理によってＭｇが合金コーティング鋼板の表面から約６μｍ以上拡散したことを確認できる。

図１８は、実施例９で製造された合金コーティング鋼板に対するグロー放電分光器分析結果である。約６００秒間の熱処理によってＭｇが合金コーティング鋼板の表面から約７μｍ以上拡散したことを確認できる。

これに対し、図１９は、比較例４で製造された合金コーティング鋼板に対するグロー放電分光器分析結果である。熱処理を行わなかったため、Ｍｇの拡散が行われず、合金コーティング鋼板の表面に存在するだけである。

実験例８：耐食性評価
前記実施例７、実施例８、実施例９、および比較例４で製造された合金コーティング鋼板に対して、塩水噴霧試験（ＡＳＴＭＢ−１１７）方法を利用して初期赤錆発生時間を基準として表面耐食性を評価した。その結果を図２０から確認できる。ＮＨＴの場合、別途の熱処理を実施しなかった合金コーティング鋼板であって比較例４に相当し、Ｔｙｐｅ−１、Ｔｙｐｅ−２およびＴｙｐｅ−３はそれぞれ実施例７、実施例８および実施例９に相当する。

実施例７は、約１４４０時間経過後に赤錆が発生した。実施例６は、約２０６４時間経過後にようやく赤錆が発生した。実施例７は、約１９２０時間経過後に赤錆が発生した。

これに対し、比較例４は、約９３６時間経過後に赤錆が発生した。

本発明は、上記の実施例に限定されるものではなく、互いに異なる多様な形態で製造可能であり、本発明の属する技術分野における通常の知識を有する者は本発明の技術的な思想や必須の特徴を変更することなく他の具体的な形態で実施できることを理解するであろう。そのため、以上に述べた実施例はあらゆる面で例示的なものであり、限定的ではないと理解しなければならない。

１１：鋼板供給装置
１２：逆マグネトロンスパッタリングソース
１３：物理気相蒸着装置
１４：誘導加熱装置
１５：鋼板排出装置
１６：真空容器
１７：溶融アルミニウムメッキ鋼板
２１：鋼板
２２：Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ合金層
２３：Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金層
２４：Ａｌ−Ｍｇ合金相
２５：Ｍｇ−Ｓｉ合金相
２６：Ａｌ−Ｓｉ合金層
４１：アルミニウム（Ａｌ）
４２：マグネシウム（Ｍｇ）
４３：シリコン（Ｓｉ）
４４：鉄（Ｆｅ）
５１：冷延鋼板
５２：Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ合金層
５３：Ａｌ−Ｓｉ合金層
５４：Ｍｇ層
５５：Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金層

Claims (17)

1. 鋼板；および
   前記鋼板上に位置するＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金層；を含み、
   前記Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金層は、Ａｌ−Ｍｇ合金相からなる合金層内に、Ｍｇ−Ｓｉ合金粒が含まれている形態である
   合金コーティング鋼板。
2. 前記鋼板と前記Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金層との間に位置するＡｌ−Ｓｉ合金層；をさらに含む、請求項１に記載の合金コーティング鋼板。
3. 前記Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金層は、合金層内のＭｇ含有量の勾配（ｇｒａｄｉｅｎｔ）が存在する、請求項１に記載の合金コーティング鋼板。
4. 前記Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金層内のＭｇ含有量は、
   前記Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金層の総量１００重量％に対して、
   １５重量％以上、９０重量％以下である、請求項１に記載の合金コーティング鋼板。
5. 前記Ａｌ−Ｍｇ合金相は、
   Ａｌ_３Ｍｇ_２、Ａｌ_１２Ｍｇ_１７を含む、請求項１に記載の合金コーティング鋼板。
6. 前記Ａｌ−Ｍｇ合金相は、
   Ａｌ_３Ｍｇ_２、Ａｌ_１２Ｍｇ_１７以外のＡｌおよび
   前記Ａｌに固溶したＭｇを含む、請求項５に記載の合金コーティング鋼板。
7. 前記Ｍｇ−Ｓｉ合金粒は、
   Ｍｇ_２Ｓｉを含む、請求項１に記載の合金コーティング鋼板。
8. 前記Ｍｇ−Ｓｉ合金粒は、
   不定形である、請求項１に記載の合金コーティング鋼板。
9. 前記Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金層内のＭｇ−Ｓｉ合金粒の含有量は、
   前記Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金層の総量１００重量％に対して、１重量％以上、および７０重量％以下である、請求項１に記載の合金コーティング鋼板。
10. 前記鋼板、および前記Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金層の間に位置するＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ合金層；をさらに含む、請求項１に記載の合金コーティング鋼板。
11. 前記Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金層上に位置するＭｇ層；またはＡｌ−Ｍｇ合金層；をさらに含む、請求項１に記載の合金コーティング鋼板。
12. Ａｌ、およびＳｉが含まれているメッキ層を含むアルミニウムメッキ鋼板を準備する段階；
    前記アルミニウムメッキ鋼板上にＭｇをコーティングしてＭｇコーティング層を形成する段階；および
    Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金層が形成されるように、前記Ｍｇがコーティングされたアルミニウムメッキ鋼板を熱処理してＭｇを前記メッキ層に拡散させる段階；を含み、
    前記Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金層は、
    Ａｌ−Ｍｇ合金相からなる合金層内に、Ｍｇ−Ｓｉ合金粒が含まれている形態である
    合金コーティング鋼板の製造方法。
13. 前記Ｍｇがコーティングされたアルミニウムメッキ鋼板を熱処理してＭｇを前記メッキ層に拡散させる段階では、
    ３００℃〜４５０℃の温度で熱処理する、請求項１２に記載の合金コーティング鋼板の製造方法。
14. 前記Ｍｇがコーティングされたアルミニウムメッキ鋼板を熱処理してＭｇを前記メッキ層に拡散させる段階では、
    ５秒〜６００秒間熱処理する、請求項１３に記載の合金コーティング鋼板の製造方法。
15. 前記Ｍｇがコーティングされたアルミニウムメッキ鋼板を熱処理してＭｇを前記メッキ層に拡散させる段階では、
    前記Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金層で前記Ａｌ−Ｍｇ合金相が生成され、
    前記Ａｌ−Ｍｇ合金相は、
    Ａｌ_３Ｍｇ_２、Ａｌ_１２Ｍｇ_１７を含む、請求項１４に記載の合金コーティング鋼板の製造方法。
16. 前記Ｍｇがコーティングされたアルミニウムメッキ鋼板を熱処理してＭｇを前記メッキ層に拡散させる段階では、
    前記Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金層で前記Ｍｇ−Ｓｉ合金粒が生成され、
    前記Ｍｇ−Ｓｉ合金粒は、
    Ｍｇ_２Ｓｉを含む、請求項１４に記載の合金コーティング鋼板の製造方法。
17. 前記アルミニウムメッキ鋼板上にＭｇをコーティングしてＭｇコーティング層を形成する段階では、
    物理気相蒸着（ＰＶＤ）で行われる、請求項１２に記載の合金コーティング鋼板の製造方法。