JP4374263B2 - 耐アブレージョン性に優れる高耐食性溶融めっき鋼板とその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、めっき鋼板に係わり、更に詳しくは優れた耐アブレージョン性を有し、種々の用途、例えば家電用や自動車用、建材用鋼板として適用できるめっき鋼板に関するものである。
耐食性の良好なめっき鋼材として最も使用されるものに亜鉛系めっき鋼板がある。これらのめっき鋼板は自動車、家電、建材分野など種々の製造業において使用されている。
特にＡｌを添加しためっきは耐食性が高いため近年使用量が増加している。
こうした亜鉛系めっき鋼板の耐食性を向上させることを目的として本発明者らは、特許第３１７９４４６号において溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉめっき鋼板を提案した。
また、表面の平滑性を向上させることを目的として本発明者らは、特開２００３−２９３１０８号において高融点の金属間化合物を添加しためっき鋼板、特開２００３−３２８１００号においてＡｌ系金属間化合物を添加しためっき鋼板を提案した。
しかしながら、上記及びその他これまで開示されためっき鋼板では、耐アブレージョン性が十分に確保されていない。
Ｚｎ−Ａｌの二元系合金は６質量％Ａｌ−９４質量％Ｚｎに共晶点を持ち、それよりＡｌ濃度が高い場合、初晶としてＡｌ相が晶出する。
また、Ｚｎ−Ｍｇ−Ａｌの三元系合金は３質量％Ｍｇ−４質量％Ａｌ−９３質量％Ｚｎに３元共晶点を持ち、それよりＡｌ濃度が高い場合、初晶としてＡｌ相が晶出する。
溶融めっき時のめっき凝固速度が十分に確保されている場合、Ａｌ相が大きく成長しないうちにめっきが凝固するため耐アブレージョン性は問題とならないが、めっき凝固速度が小さい場合、Ａｌ相が不均一に成長することによって、耐アブレージョン性が劣化するという問題点を有している。めっき鋼板の表面は、高融点の金属間化合物やＡｌ系金属間化合物の添加により、平滑性を向上させることは可能であるが、Ａｌ相を均一に晶出させ、耐アブレージョン性を向上させることは不十分であった。
そこで、本発明は、上記問題点に鑑みなされたものであり、４質量％を超えるような高Ａｌ濃度の場合でも耐アブレージョン性が優れためっき鋼板を提供することを目的としている。
本発明者らは、耐アブレージョン性が優れためっき鋼板の開発について鋭意研究を重ねた結果、Ａｌ４質量％以上からなり、かつ、ブラベー格子の格子面を構成する格子方向の一方の面間隔が２．５７Å以上３．１５Å以下、他方の面間隔が３．６４Å以上４．４６Å以下である格子面を持つ金属間化合物をＡｌ相の中に含有し、この金属間化合物の一方の面間隔が２．５７Å以上３．１５Å以下、他方の面間隔が３．６４Å以上４．４６Å以下である格子面とＡｌ相の｛１１０｝面が平行であるめっき層を表面に有することにより耐アブレージョン性が向上するという新たな知見を見出し、本発明を完成するに至ったものである。
すなわち、本発明の趣旨とするところは、以下のとおりである。
（１） Ａｌ４質量％以上からなり、かつ、ブラベー格子の格子面を構成する格子方向の一方の面間隔が２．５７Å以上３．１５Å以下、他方の面間隔が３．６４Å以上４．４６Å以下である格子面を持つ金属間化合物をＡｌ相の中に含有し、この金属間化合物の一方の面間隔が２．５７Å以上３．１５Å以下、他方の面間隔が３．６４Å以上４．４６Å以下である格子面とＡｌ相の｛１１０｝面が平行であるめっき層を表面に有することを特徴とする耐アブレージョン性に優れる高耐食性溶融めっき鋼板。
（２） Ａｌ：４〜１０質量％、Ｍｇ：１〜５質量％、ブラベー格子の格子面を構成する格子方向の一方の面間隔が２．５７Å以上３．１５Å以下、他方の面間隔が３．６４Å以上４．４６Å以下である格子面を持つ金属間化合物を含有し残部がＺｎ及び不可避的不純物よりなり、金属間化合物の一方の面間隔が２．５７Å以上３．１５Å以下、他方の面間隔が３．６４Å以上４．４６Å以下である格子面とＡｌ相の｛１１０｝面が平行であるＺｎ合金めっき層を表面に有することを特徴とする耐アブレージョン性に優れる高耐食性溶融めっき鋼板。
（３） Ａｌ：４〜２２質量％、Ｍｇ：１〜５質量％、Ｓｉ：０．５質量％以下、ブラベー格子の格子面を構成する格子方向の一方の面間隔が２．５７Å以上３．１５Å以下、他方の面間隔が３．６４Å以上４．４６Å以下である格子面を持つ金属間化合物を含有し残部がＺｎ及び不可避的不純物よりなり、金属間化合物の一方の面間隔が２．５７Å以上３．１５Å以下、他方の面間隔が３．６４Å以上４．４６Å以下である格子面とＡｌ相の｛１１０｝面が平行であるＺｎ合金めっき層を表面に有することを特徴とする耐アブレージョン性に優れる高耐食性溶融めっき鋼板。
（４）前記（１）乃至（３）のいずれかに記載の金属間化合物の結晶系が、立方晶、正方晶、斜方晶、単斜晶、六方晶のいずれかであることを特徴とする耐アブレージョン性に優れる高耐食性溶融めっき鋼板。
（５）前記（１）乃至（４）のいずれかに記載の金属間化合物の含有量が、１質量％以下であることを特徴とする耐アブレージョン性に優れる高耐食性溶融めっき鋼板。
（６）ブラベー格子の格子面を構成する格子方向の一方の面間隔が２．５７Å以上３．１５Å以下、他方の面間隔が３．６４Å以上４．４６Å以下である格子面を持つ金属間化合物を結晶核とし、Ａｌ相のデンドライトの一次アームが［１１０］方向に成長していることを特徴とする前記（１）乃至（５）のいずれかに記載された耐アブレージョン性に優れる高耐食性溶融めっき鋼板。
（７） ブラベー格子の格子面を構成する格子方向の一方の面間隔が２．５７Å以上３．１５Å以下、他方の面間隔が３．６４Å以上４．４６Å以下である格子面を持つ金属間化合物をめっき層中に含有させ、この金属間化合物の一方の面間隔が２．５７Å以上３．１５Å以下、他方の面間隔が３．６４Å以上４．４６Å以下である格子面とＡｌ相の｛１１０｝面が平行とさせることを特徴とする耐アブレージョン性に優れる高耐食性溶融めっき鋼板の製造方法。
本発明により、Ａｌ４質量％以上からなるめっき鋼板において、耐アブレージョン性が優れた高耐食性めっき鋼材を製造することが可能となり、工業上極めて優れた効果を奏することができる。
以下に本発明を詳細に説明する。
本発明の溶融めっき鋼材は、Ａｌ４質量％以上からなり、かつ、ブラベー格子の格子面を構成する格子方向の一方の面間隔が２．５７Å以上３．１５Å以下、他方の面間隔が３．６４Å以上４．４６Å以下である格子面を持つ金属間化合物を含有するめっき層を表面に有することを特徴とするめっき鋼材である。
本発明において、溶融めっきとは溶融Ｚｎ浴にＡｌを添加し、さらに必要に応じてＳｉ、Ｍｇの一種または二種を添加したもの、または、溶融Ａｌ浴に、Ｓｉを添加し、さらに必要に応じてＺｎ、Ｍｇの一種または二種を添加したものにブラベー格子の格子面を構成する格子方向の一方の面間隔が２．５７Å以上３．１５Å以下、他方の面間隔が３．６４Å以上４．４６Å以下である格子面を持つ金属間化合物を添加したものである。
本発明において、Ａｌの含有量を４質量％以上に限定した理由は、４質量％未満のＡｌ量では耐食性を向上させる効果が十分でないためである。また、４質量％未満では初晶としてＡｌ相が晶出しないため、耐アブレージョン性が低下するという問題は起こらない。
本発明において、Ａｌ相とはめっき層中に明瞭な境界をもって島状またはデンドライト状に見える相であり、これは例えばＡｌ−Ｚｎの二元系平衡状態図における高温での「Ａｌ相」(Ｚｎを固溶するＡｌ固溶体)に相当するものである。この高温でのＡｌ相はめっき浴のＡｌ濃度応じて固溶するＺｎ量が相違する。この高温でのＡｌ相は常温では通常は微細なＡｌ相と微細なＺｎ相に分離するが、常温で見られる島状の形状は高温でのＡｌ相の形骸を留めたものであると見てよい。この高温でのＡｌ相（Ａｌ初晶と呼ばれる）に由来し且つ形状的にはＡｌ相の形骸を留めている相を本明細書ではＡｌ相と呼ぶ。
Ａｌ相は、Ａｌ−Ｚｎの二元系、Ａｌ−Ｓｉの二元系、Ａｌ−Ｚｎ−Ｓｉの三元系、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇの三元系、Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｇの三元系、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｓｉの四元系において、めっき浴の合金濃度応じて固溶する元素量が相違し、常温での相形態も相違してくるが、いずれの場合においてもＡｌ初晶に由来する形骸を留めており、顕微鏡観察において明瞭に区別できるため、本明細書ではこれらをＡｌ相と呼ぶ。
Ａｌ含有量の上限は特に限定しないが、耐食性向上を目的としてＭｇを添加しためっき鋼板では、Ａｌの含有量が２２質量％を超えると耐食性を向上させる効果が飽和するため２２質量％以下とすることが望ましい。ただしＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき層においてＡｌの含有量が１０質量％を超えるとめっき密着性の低下が著しいため、Ｓｉを添加していないめっき中のＡｌの含有量は４〜１０質量％に限定する。
従って、本発明の亜鉛系めっき層のめっき密着性を確保するためにはめっき中にＳｉを添加することが望ましい。Ｓｉの含有量を０．５質量％以下（０質量％を除く）に限定した理由は、Ｓｉは密着性を向上させる効果があるが、０．５質量％を超えると密着性を向上させる効果が飽和するためである。望ましくは０．００００１〜０．５質量％である。さらに望ましくは０．０００１〜０．５質量％である。Ｓｉの添加はＡｌの含有量が１０質量％を超えるめっき層には必須であるが、Ａｌの含有量が１０％以下のめっき層においてもめっき密着性向上に効果が大きいため、加工が厳しい部材に使用する等、高いめっき密着性を必要とする場合にはＳｉを添加する必要がある。また、Ｓｉ添加によりめっき層の凝固組織中に〔Ｍｇ2Ｓｉ相〕が晶出する。この〔Ｍｇ2Ｓｉ相〕は加工部耐食性向上に効果があるため、Ｓｉ、の添加量を多くし、めっき層の凝固組織中に〔Ｍｇ2Ｓｉ相〕が混在した金属組織を作製することが望ましい。
Ｍｇの含有量を１〜５質量％に限定した理由は、１質量％未満では耐食性を向上させる効果が不十分であるためであり、５質量％を超えるとめっき層が脆くなって密着性が低下するためである。〔Ｍｇ2Ｓｉ相〕はＭｇの添加量が多いほど晶出しやすいため、加工部耐食性向上を目的とした場合、Ｍｇの含有量を２〜５質量％とすることが望ましい。
本発明においてアブレージョンとは、めっき同士、又はめっきと金型が摺動することによりできる疵を指す。このアブレージョンは黒く変色し、外観品位を低下させるため、商品価値を落とすこととなる。
耐アブレージョン性を向上させるためには、めっき中にブラベー格子の格子面を構成する格子方向の一方の面間隔が２．５７Å以上３．１５Å以下、他方の面間隔が３．６４Å以上４．４６Å以下である格子面を持つ金属間化合物を添加することが有効である。
ブラベー格子の格子面を構成する格子方向の一方の面間隔が２．５７Å以上３．１５Å以下、他方の面間隔が３．６４Å以上４．４６Å以下である格子面を持つ金属間化合物を添加することにより耐アブレージョン性が向上する理由は、この格子面がＡｌの｛１１０｝面と整合性が良いためであると考えられる。Ａｌは結晶構造がＦＣＣであるため、｛１１０｝面が最も成長し易い。このＡｌの｛１１０｝面と整合性が良い格子面をもつ金属間化合物を添加することにより、この成長し易いＡｌの｛１１０｝面の核生成サイトとして働き、凝固開始時にＡｌ相のデンドライトが［１１０］方向に多数成長すると考えられる。この結果、Ａｌ相の結晶が微細で均一となり耐アブレージョン性が向上すると考えられる。
ブラベー格子の格子面を構成する格子方向の一方の面間隔を２．５７Å以上３．１５Å以下に限定した理由は、２．５７Å未満、又は３．１５Åを超えるとＡｌの｛１１０｝面と整合性が悪くなり、耐アブレージョン性が低下するためであり、他方の面間隔を３．６４Å以上４．４６Å以下に限定した理由は、３．６４Å未満、又は４．４６Åを超えるとＡｌの｛１１０｝面と整合性が悪くなり、耐アブレージョン性が低下するためである。
また、Ａｌの結晶系は立方晶であるため、金属間化合物の結晶系は、軸角に直角を持つ立方晶、正方晶、斜方晶、単斜晶、六方晶のいずれかであることが望ましい。
金属間化合物は少量の添加で効果を発揮し、添加量が多くなるとめっき後の外観が粗雑になる等の外観不良が発生するため、上限は１質量％が望ましい。
本発明者等が多数のめっき中のＡｌ相を調査した結果、大部分のＡｌ相のデンドライトの中心から大きさ数μｍの金属間化合物が観察された。さらにＥＢＳＰ法を用いて金属間化合物とＡｌ相の結晶方位を同定したところ、金属間化合物の格子方向の一方の面間隔が２．５７Å以上３．１５Å以下、他方の面間隔が３．６４Å以上４．４６Å以下である格子面とＡｌ相の｛１１０｝面が平行であり、Ａｌ相のデンドライトが［１１０］方向に成長していることが確認された。
Ａｌ相中に存在する金属間化合物の一例として、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｓｉ系めっき中のＡｌ相中に存在するＴｉＡｌ3を図１に示す。図１の上段の図は、本発明におけるめっき鋼材のめっき層の顕微鏡写真（倍率３０００倍）であり、該写真中の各組織の分布状態を図示したものが下段の図である。この図からも解るように、本発明におけるめっき鋼材のめっき層の顕微鏡写真によって明確にＡｌ相を特定することができる。
また、図１の金属間化合物とＡｌ相の電子線回折結果を図２の極点図に示す。極点図より、図１に示したＡｌ相のデンドライトは｛１１０｝面が［１１０］方向に成長していることが解る。また、図２の極点図の位置が良く一致することからＡｌ相の｛１１０｝面は、ＴｉＡｌ3の｛１１０｝面、｛１０２｝面と同じ方位であることが解る。
ＥＢＳＰ法によりＡｌ相とＴｉＡｌ3の結晶方位を決定した結果、図１のＡｌ相の｛１１０｝面は、ＴｉＡｌ3の｛１１０｝面、｛１０２｝面全てと平行であることが明らかになった。これは、ＴｉＡｌ3の｛１１０｝面、｛１０２｝面をＡｌ相の核生成サイトとしてＡｌ相のデンドライトが成長した結果であると考えられる。
このようにＥＢＳＰ法を使用することにより、金属間化合物の特定の格子面とＡｌ相の格子面との整合性を解析することが可能となる。
本発明において金属間化合物の大きさは特に限定しないが、発明者らが観察したものは、大きさ１０μｍ以下であった。また、Ａｌ相中の金属間化合物の存在割合も特に限定しないが、過半数を超えるＡｌ相に存在することが望ましい。
金属間化合物の添加方法については特に限定するところはなく、金属間化合物の微粉末を浴中に混濁させる方法や、金属間化合物を浴に溶解させる方法等が適用できる。
本発明の下地鋼板としては、熱延鋼板、冷延鋼板共に使用でき、鋼種もＡｌキルド鋼、Ｔｉ、Ｎｂ等を添加した極低炭素鋼板、およびこれらにＰ、Ｓｉ、Ｍｎ等の強化元素を添加した高強度鋼、ステンレス鋼等種々のものが適用できる。本発明品の製造方法については、特に限定することなく鋼板の連続めっき、どぶづけめっき法など種々の方法が適用できる。下層としてＮｉプレめっきを施す場合も通常行われているプレめっき方法を適用すれば良い。
本発明の下地鋼板としては、熱延鋼板、冷延鋼板共に使用でき、鋼種もＡｌキルド鋼、Ｔｉ、Ｎｂ等を添加した極低炭素鋼板、およびこれらにＰ、Ｓｉ、Ｍｎ等の強化元素を添加した高強度鋼、ステンレス鋼等種々のものが適用できる。本発明品の製造方法については、特に限定することなく鋼板の連続めっき、どぶづけめっき法など種々の方法が適用できる。下層としてＮｉプレめっきを施す場合も通常行われているプレめっき方法を適用すれば良い。
めっきの付着量については特に制約は設けないが、耐食性の観点から１０ｇ／ｍ2以上、加工性の観点から３５０ｇ／ｍ2以下で有ることが望ましい。
以下、実施例により本発明を具体的に説明する。
まず、厚さ１ｍｍの冷延鋼板を準備し、これに各種金属間化合物を添加した４５０℃のＺｎ−Ｍｇ−Ａｌ−Ｓｉめっき浴で３秒溶融めっきを行い、Ｎ2ワイピングでめっき付着量を片面１４０ｇ／ｍ2に調整し、冷却速度１０℃／ｓ以下で冷却した。得られためっき鋼板のめっき組成と添加した金属間化合物を表１に示す。金属間化合物はＥＤＸを使用して元素と組成を分析した。また、表１に各金属間化合物のＡｌの｛１１０｝面と近い面の面指数とその面を構成する格子方向の方向指数、及び面間隔を示す。
Ａｌ系金属間化合物の中にはめっき浴中に溶解し、再晶出した際にＡｌの一部がＳｉに置換されたと考えられるものも存在したが、結晶方位と面間隔に大きな変化が見られなかったため、実施例ではＳｉに置換されていないＡｌ系金属間化合物として表記した。
Ａｌ相と金属間化合物の結晶方位は、研磨しためっき面からＥＢＳＰ法を用いて決定し、Ａｌ相の｛１１０｝面と金属間化合物の各格子面の整合性を調査した。結果を表１に示す。Ａｌ相の｛１１０｝面と金属間化合物の各格子面が平行であったものを○、Ａｌ相の｛１１０｝面と金属間化合物の各格子面に関連性が見られなかったものを×とした。
耐アブレージョン性は、作製しためっき鋼板に、ＳＫＤ１１製の金型を介して１００ｇ／ｃｍ2の荷重で３６０回／分の楕円振動を３０分間加えて摺動部にアブレージョンを発生させた。サンプルは、５０℃、９５％Ｒ．Ｈ．の環境に２４０時間放置後、表面を目視にて観察し、以下の評価で◎および○を合格とした。
◎：黒化なし
○：摺動部の２０％未満の面積が黒化
△：摺動部の２０％以上５０％未満の面積が黒化
×：摺動部の５０％以上の面積が黒化
◎：黒化なし
○：摺動部の２０％未満の面積が黒化
△：摺動部の２０％以上５０％未満の面積が黒化
×：摺動部の５０％以上の面積が黒化
結果を表１に示す。番号５、１１は金属間化合物のＡｌの｛１１０｝面と近い面を構成する格子面の格子方向の面間隔が、本発明の範囲外であるため耐アブレージョン性が不合格となった。
これら以外の本発明品は、耐アブレージョン性が優れためっき鋼板であった。
まず、厚さ１ｍｍの冷延鋼板を準備し、これに４００〜７００℃で浴中の添加元素量を変化させためっき浴で３秒溶融めっきを行い、Ｎ2ワイピングでめっき付着量を１４０ｇ／ｍ2に調整し、冷却速度１０℃／ｓ以下で冷却した。得られためっき鋼板のめっき組成を表２と表３に示す。Ａｌ相中の金属間化合物はＥＤＸを使用して元素と組成を分析した。また、表２、３に各金属間化合物のＡｌの｛１１０｝面と近い面の面指数とその面を構成する格子方向の方向指数、及び面間隔を示す。
Ａｌ系金属間化合物の中にはめっき浴中に溶解し、再晶出した際にＡｌの一部がＳｉに置換されたと考えられるものも存在したが、結晶方位と面間隔に大きな変化が見られなかったため、実施例ではＳｉに置換されていないＡｌ系金属間化合物として表記した。
Ａｌ相と金属間化合物の結晶方位は、研磨しためっき面からＥＢＳＰ法を用いて決定し、Ａｌ相の｛１１０｝面と金属間化合物の各格子面の整合性を調査した。結果を表２、３に示す。Ａｌ相の｛１１０｝面と金属間化合物の各格子面が平行であったものを○、Ａｌ相の｛１１０｝面と金属間化合物の各格子面に関連性が見られなかったものを×とした。
耐アブレージョン性は、作製しためっき鋼板に、ＳＫＤ１１製の金型を介して１００ｇ／ｃｍ2の荷重で３６０回／分の楕円振動を３０分間加えて摺動部にアブレージョンを発生させた。サンプルは、５０℃、９５％Ｒ．Ｈ．の環境に２４０時間放置後、表面を目視にて観察し、以下の評価で◎および○を合格とした。
◎：黒化なし
○：摺動部の２０％未満の面積が黒化
△：摺動部の２０％以上５０％未満の面積が黒化
×：摺動部の５０％以上の面積が黒化
◎：黒化なし
○：摺動部の２０％未満の面積が黒化
△：摺動部の２０％以上５０％未満の面積が黒化
×：摺動部の５０％以上の面積が黒化
耐食性は、ＪＩＳ Ｚ−２３７１に準ずる塩水噴霧試験を１０００時間行い、以下の評価で○を合格とした。
○：赤錆発生無し
△：赤錆発生２０％以下
×：赤錆発生２０％以上
○：赤錆発生無し
△：赤錆発生２０％以下
×：赤錆発生２０％以上
結果を表２、３に示す。番号１はめっき層のＡｌ濃度が本発明の範囲外であるため耐食性が不合格となった。番号２、８、１４、２０、２６、３２は金属間化合物を添加していないため耐アブレージョン性が不合格となった。これら以外の本発明品は、耐アブレージョン性が優れためっき鋼板であった。
以上述べてきたように、本発明により、Ａｌ４質量％以上からなるめっき鋼板において、耐アブレージョン性が優れた高耐食性めっき鋼材を製造することが可能となった。これまでアブレージョンによる外観低下のために使用できなかったプレス品に高耐食性鋼板の使用が広がることによって、これらプレス品の耐久性向上に大いに貢献可能となる。
Claims (7)
- Ａｌ４質量％以上からなり、かつ、ブラベー格子の格子面を構成する格子方向の一方の面間隔が２．５７Å以上３．１５Å以下、他方の面間隔が３．６４Å以上４．４６Å以下である格子面を持つ金属間化合物をＡｌ相の中に含有し、この金属間化合物の一方の面間隔が２．５７Å以上３．１５Å以下、他方の面間隔が３．６４Å以上４．４６Å以下である格子面とＡｌ相の｛１１０｝面が平行であるめっき層を表面に有することを特徴とする耐アブレージョン性に優れる高耐食性溶融めっき鋼板。
- Ａｌ：４〜１０質量％、Ｍｇ：１〜５質量％、ブラベー格子の格子面を構成する格子方向の一方の面間隔が２．５７Å以上３．１５Å以下、他方の面間隔が３．６４Å以上４．４６Å以下である格子面を持つ金属間化合物を含有し残部がＺｎ及び不可避的不純物よりなり、金属間化合物の一方の面間隔が２．５７Å以上３．１５Å以下、他方の面間隔が３．６４Å以上４．４６Å以下である格子面とＡｌ相の｛１１０｝面が平行であるＺｎ合金めっき層を表面に有することを特徴とする耐アブレージョン性に優れる高耐食性溶融めっき鋼板。
- Ａｌ：４〜２２質量％、Ｍｇ：１〜５質量％、Ｓｉ：０．５質量％以下、ブラベー格子の格子面を構成する格子方向の一方の面間隔が２．５７Å以上３．１５Å以下、他方の面間隔が３．６４Å以上４．４６Å以下である格子面を持つ金属間化合物を含有し残部がＺｎ及び不可避的不純物よりなり、金属間化合物の一方の面間隔が２．５７Å以上３．１５Å以下、他方の面間隔が３．６４Å以上４．４６Å以下である格子面とＡｌ相の｛１１０｝面が平行であるＺｎ合金めっき層を表面に有することを特徴とする耐アブレージョン性に優れる高耐食性溶融めっき鋼板。
- 請求項１乃至請求項３のいずれかに記載の金属間化合物の結晶系が、立方晶、正方晶、斜方晶、単斜晶、六方晶のいずれかであることを特徴とする耐アブレージョン性に優れる高耐食性溶融めっき鋼板。
- 請求項１乃至請求項４のいずれかに記載の金属間化合物の含有量が、１質量％以下であることを特徴とする耐アブレージョン性に優れる高耐食性溶融めっき鋼板。
- ブラベー格子の格子面を構成する格子方向の一方の面間隔が２．５７Å以上３．１５Å以下、他方の面間隔が３．６４Å以上４．４６Å以下である格子面を持つ金属間化合物を結晶核とし、Ａｌ相のデンドライトの一次アームが［１１０］方向に成長していることを特徴とする請求項１乃至請求項５のいずれかに記載された耐アブレージョン性に優れる高耐食性溶融めっき鋼板。
- ブラベー格子の格子面を構成する格子方向の一方の面間隔が２．５７Å以上３．１５Å以下、他方の面間隔が３．６４Å以上４．４６Å以下である格子面を持つ金属間化合物をめっき層中に含有させ、この金属間化合物の一方の面間隔が２．５７Å以上３．１５Å以下、他方の面間隔が３．６４Å以上４．４６Å以下である格子面とＡｌ相の｛１１０｝面が平行とさせることを特徴とする耐アブレージョン性に優れる高耐食性溶融めっき鋼板の製造方法。
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