JP6692432B2 - めっき密着性に優れた高マンガン溶融アルミニウム系めっき鋼板 - Google Patents

めっき密着性に優れた高マンガン溶融アルミニウム系めっき鋼板 Download PDF

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Description

本発明は、めっき密着性に優れた高マンガン溶融アルミニウム系めっき鋼板に関する。
自動車の燃費向上のために、自動車の車体の軽量化が非常に重要な問題となっている。このような要求に応えるべく、種々の自動車用の高強度鋼が開発されている。大部分の鋼板は、強度が増加すると延性が減少する逆比例関係を示すため、加工に多くの制約とコスト上昇を伴う。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ており、鋼の５〜３５％をマンガンで構成し、塑性変形時に双晶（ＴＷＩＮ）が誘起されるようにすることで、延性を著しく向上させたオーステナイト系ＴＷＩＰ鋼（Ｔｗｉｎｎｉｎｇ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ、双晶誘起塑性鋼）が提案されている。
一方、マンガンはイオン化傾向が大きい元素であって、マンガンの含量が高い鋼材は、一般の鋼鉄材に比べて腐食が速く進行する。腐食から保護するための様々な方法のうち、鉄鋼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。
高マンガン鋼材に耐食性を付与するための金属めっきとして、亜鉛系溶融めっき鋼板が公知である。例えば、韓国公開特許第２００７−００６７５９３号公報には、多量のマンガンを含む素地鋼板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することで耐食性を向上させためっき鋼板が開示されている。また、韓国公開特許第２０１２−００４８３９９号公報には、多量のマンガンを含む素地鋼板のめっき密着性を改善するために、Ｍｎ−Ｎｉ−Ｆｅ−Ａｌ−Ｓｉ−Ｚｎ合金相を形成する技術が開示されている。
本発明の様々な目的の一つは、めっき密着性に優れた高マンガン溶融アルミニウム系めっき鋼板を提供することである。
本発明の一側面は、重量％で、Ｍｎ：５〜３５％、Ａｌ：０．３〜６％、Ｓｉ：０．１〜１．２％、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含む素地鋼板と、前記素地鋼板の表面に形成され、重量％で、Ｓｉ：３〜１２％、残部Ａｌ及び不可避不純物を含む溶融アルミニウム系めっき層と、前記素地鋼板と前記溶融アルミニウム系めっき層との界面に形成され、Ｆｅ−Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｎ系合金相を含み、０．１〜１０μｍの厚さを有する合金層と、を含む高マンガン溶融アルミニウム系めっき鋼板であって、前記合金層は、重量％で、Ａｌ：４０〜７０％、Ｓｉ：２〜１３％、Ｍｎ：３〜９％、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含む、高マンガン溶融アルミニウム系めっき鋼板を提供することである。
本発明の様々な効果の一つは、本発明の一実施例である高マンガン溶融アルミニウム系めっき鋼板の場合には、めっき密着性が優れるという利点があることである。
図１は、本発明の一例による高マンガン溶融アルミニウム系めっき鋼板を切断した後、その断面を走査型電子顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ、Ｆｉｅｌｄ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）で観察した写真である。
以下、本発明の一側面によるめっき密着性に優れた高マンガン溶融アルミニウム系めっき鋼板について詳細に説明する。
図１は、本発明の一例による溶融アルミニウム系めっき鋼板を切断した後、その断面を走査型電子顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ、Ｆｉｅｌｄ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）で観察した写真である。
図１を参照すると、本発明の一例による溶融アルミニウム系めっき鋼板は、素地鋼板１０と、合金層２０と、溶融アルミニウム系めっき層３０と、を順に含む。
素地鋼板１０は、重量％で、Ｍｎ：５〜３５％、Ａｌ：０．３〜６％、Ｓｉ：０．１〜１．２％、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含む。
マンガン（Ｍｎ）：５〜３５重量％
マンガンは、オーステナイト組織を安定化して塑性変形時に双晶が誘起されるようにすることで、鋼の強度を向上させるとともに、延性を著しく向上させるために必須な元素である。本発明においてこのような効果を奏するためには、５重量％以上のマンガンを含むことが好ましく、９重量％以上のマンガンを含むことがより好ましい。但し、マンガンの含量が多すぎる場合には、高温延性が低下して鋳造中にクラックが引き起こされるだけでなく、熱間圧延のための再加熱時に高温酸化が引き起こされ、製品の表面品質が低下するという問題がある。したがって、マンガンの含量の上限は３５重量％であることが好ましく、１８重量％であることがより好ましい。
アルミニウム（Ａｌ）：０．３〜６重量％
アルミニウムは、通常、鋼の脱酸のために添加される元素であるが、本発明では、鋼の延性を向上させるために添加される。すなわち、アルミニウムは、鋼のすべり面で積層欠陥エネルギー（Ｓｔａｃｋｉｎｇ Ｆａｕｌｔ Ｅｎｅｒｇｙ）を増加させ、ε−マルテンサイト組織の生成を抑えることで鋼の延性を向上させる。アルミニウムの含量が低すぎる場合には、ε−マルテンサイト組織が生成されて強度は増加するが、延性が急激に低下し得る。したがって、０．３重量％以上のＡｌを含むことが好ましく、１．０重量％以上のＡｌを含むことがより好ましい。但し、Ａｌの含量が多すぎる場合には、双晶の発生が抑えられて延性及び連続鋳造性が低下するだけでなく、熱間圧延時に表面酸化が激しく引き起こされ、製品の表面品質が低下するおそれがある。さらに、Ａｌの表面濃化によって溶融めっきの濡れ性が劣化するだけでなく、目的とする合金層の形成が困難となり得る。したがって、アルミニウムの含量の上限は、６重量％であることが好ましく、４．５重量％であることがより好ましく、３．５重量％であることがさらに好ましい。
Ｓｉ：０．１〜１．２重量％
通常、シリコンは鋼中に多量添加される場合、表面にシリコン酸化層を形成して溶融めっき性を阻害すると知られている。しかし、本発明のようにマンガンが多量添加された鋼では、適切な量のシリコンが含まれる場合、表面に薄いシリコン酸化層が形成されてマンガンの酸化を抑えるため、冷間圧延後に厚いマンガン酸化層が形成されることを防止することができるとともに、焼鈍後に冷延鋼板で進む腐食を防止することで表面品質を向上させることができる。また、このようなマンガン酸化層の形成を抑える効果により、溶融めっき特性も著しく改善することができる。本発明においてこのような効果を奏するためには、０．１重量％以上のシリコンを含むことが好ましい。しかし、シリコンの含量が多すぎる場合には、シリコン酸化物が過度に形成されることによって酸洗性が阻害されるため、熱延鋼板の表面品質が低下し得て、溶融金属の濡れ性が減少してめっき性が低下し得る。したがって、シリコンの含量の上限は１．２％であることが好ましい。
一例によると、素地鋼板に含まれたＡｌ及びＳｉの含量は、下記関係式１を満たすことができる。［Ａｌ］ｂ／［Ｓｉ］ｂの値が低すぎる場合には、界面にＳｉ酸化物が残存し、加工に脆弱なＳｉ及びＳｉ系相が多量存在することにより、加工性が劣化するおそれがある。したがって、［Ａｌ］ｂ／［Ｓｉ］ｂの値は、１．０以上に制御することが好ましく、２．５以上に制御することがより好ましい。これに対し、［Ａｌ］ｂ／［Ｓｉ］ｂの値が高すぎる場合には、Ｆｅ−Ａｌ系合金相が過度に発達し、脆性の金属間化合物の生成によって加工性及びめっき密着性が劣化するおそれがある。したがって、［Ａｌ］ｂ／［Ｓｉ］ｂの値は、１０以下に制御することが好ましく、７以下に制御することがより好ましい。
［関係式１］
１．０≦［Ａｌ］ｂ／［Ｓｉ］ｂ≦１０
（ここで、［Ａｌ］ｂ及び［Ｓｉ］ｂはそれぞれ、素地鋼板に含まれた該当元素の含量（重量％）を意味する）
また、一例によると、素地鋼板に含まれたＭｎ、Ａｌ、及びＳｉの含量は、下記関係式２を満たすことができる。［Ｍｎ］ｂ／（［Ａｌ］ｂ＋［Ｓｉ］ｂ）の値が低すぎる場合には、Ａｌ及び／またはＳｉ酸化物が表面に濃化して溶融めっきの濡れ性が劣化し、目的とする合金層の形成が難しくなって、加工性が劣化するおそれがある。したがって、［Ｍｎ］ｂ／（［Ａｌ］ｂ＋［Ｓｉ］ｂ）の値は、５．０以上に制御することが好ましく、６．０以上に制御することがより好ましい。これに対し、［Ｍｎ］ｂ／（［Ａｌ］ｂ＋［Ｓｉ］ｂ）の値が高すぎる場合には、Ｆｅ−Ａｌ系合金相が過度に生成されるとともに、加工に不利なＳｉ−Ｍｎ系金属間化合物相を含むようになるため、加工性及びめっき密着性が劣化するおそれがある。したがって、［Ｍｎ］ｂ／（［Ａｌ］ｂ＋［Ｓｉ］ｂ）の値は、１２．０以下に制御することが好ましく、１０．０以下に制御することがより好ましい。
［関係式２］
５．０≦［Ｍｎ］ｂ／（［Ａｌ］ｂ＋［Ｓｉ］ｂ）≦１２．０
（ここで、［Ｍｎ］ｂ、［Ａｌ］ｂ、及び［Ｓｉ］ｂはそれぞれ、素地鋼板に含まれた該当元素の含量（重量％）を意味する）
一例によると、素地鋼板１０は、重量％で、Ｃ：０．３〜０．９％、Ｔｉ：０．０１〜０．５％、Ｖ：０．０５〜０．５％、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％、Ｃｒ：０．０１〜０．５％、Ｍｏ：０．０１〜０．５％、Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、及びＳｎ：０．０１〜０．１％からなる群から選択される１種以上をさらに含むことができる。
Ｃ：０．３〜０．９％
炭素は、オーステナイト相の安定化に寄与する役割を果たす。炭素の含量が０．３％未満である場合には、α’−マルテンサイト相が生成されて加工中にクラックを発生させる原因となり、延性が低下するおそれがある。これに対し、０．９％を超える場合には、オーステナイト相の安定度は著しく増加するが、その結果、すべり変態に起因する変態挙動の転移によって加工性が低下するおそれがある。
Ｔｉ：０．０１〜０．５％
チタンは、Ｃと結合して炭化物を形成する強炭化物形成元素である。このとき、形成された炭化物は、結晶粒の成長を抑えて結晶粒度の微細化に効果的に作用する。チタンの含量が０．０１％未満である場合には、結晶粒が過度に成長して結晶粒度が粗大化するおそれがあり、これに対し、０．５％を超える場合には、チタンが結晶粒界に偏析して粒界脆化のおそれがある。
Ｖ：０．０５〜０．５％
バナジウムは、Ｔｉ、Ｎｂなどのように、Ｃと結合して炭化物を形成する強炭化物形成元素であって、低い温度で微細な析出相を形成して析出を強化する役割を果たす。バナジウムの含量が０．０５％未満である場合には、析出強化の効果が低くなり、効果的な強度の増加が得られないおそれがあり、これに対し、０．５％を超える場合には、析出相が過度に粗大化して結晶粒の成長効果が低下するおそれがある。
Ｂ：０．０００５〜０．００５０％
ボロンは、１，０００℃以上で柱状結晶粒界に溶解し、空孔の発生と移動を抑えることで柱状結晶粒界を強化する役割を果たす。ボロンの含量が０．０００５％未満である場合には、結晶粒界を強化する効果が微小であるか、ないおそれがあり、これに対し、０．００５０％を超える場合には、粗い初晶アルミニウムの析出核として作用する炭化物や窒化物が多量生成され、粗い初晶アルミニウムの析出が促進されるおそれがある。
Ｃｒ：０．０１〜０．５％
クロムは、熱間圧延時に鋼鉄の表面にα’−マルテンサイト相が生成されることを抑え、鋼の加工性を良好にする役割を果たす。クロムの含量が０．０１％未満である場合には、熱間加工性が悪化するおそれがあり、これに対し、０．５％を超える場合には、フェライトの安定化元素として作用するクロムの含有量が増加すると、α’−マルテンサイト相の生成が促進され、鋼の延性が悪化するおそれがある。
Ｍｏ：０．０１〜０．５％
モリブデンは、耐二次加工脆性及びめっき性を改善させるために添加される。モリブデンの含量が０．０１％未満である場合には、２次加工脆性が起こされるおそれがあり、これに対し、０．５％を超える場合には、改善効果が減少するだけでなく、コストが増加するおそれがある。
Ｎｂ：０．０１〜０．０５％
ニオブは、Ｃと結合して炭化物を形成する強炭化物形成元素であって、かかる炭化物は、結晶粒の成長を阻止して結晶粒度の微細化に効果的である。ニオブの含量が０．０１％未満である場合には、結晶粒が粗大化し、析出強化の効果が得られないおそれがあり、これに対し、０．０５％を超える場合には、析出相が過度に粗大化して結晶粒の成長効果が低下するおそれがある。
Ｓｎ：０．０１〜０．１％
スズは、そのものが高温で酸化被膜を形成するのではないため、溶融めっき前の焼鈍時に素地表面に析出し、Ａｌ、Ｓｉ、Ｍｎなどの親酸化性元素が表面に拡散して酸化物を形成することを抑えることで、めっき性を改善する役割を果たす。スズの含量が０．０１％未満である場合には、めっき濡れ性が劣化して未めっき若しくはめっき不良が発生するおそれがあり、これに対し、０．１％を超える場合には、赤熱脆性が発生して熱間加工性が阻害されるおそれがある。
アルミニウム系めっき層３０は、素地鋼板の表面に形成され、鋼板の耐食性の向上に寄与する。本発明では、アルミニウム系めっき層の組成を特に限定せず、純粋アルミニウムめっき層であってもよく、Ｓｉ、Ｍｇなどを含むアルミニウム系合金めっき層であってもよい。以下、アルミニウム系合金めっき層に含まれ得る元素の種類と、それらの含量範囲について詳細に説明する。
Ｓｉ：３〜１２重量％
優れた加工性若しくは耐酸化性が要求される場合、一定量のＳｉを添加することが好ましい。但し、過多なＳｉの添加は、めっき浴の温度を過度に上昇させ、粗大なＳｉ初晶が晶出するため、耐食性及び加工性が劣化するおそれがある。したがって、Ｓｉの含量は３〜１２重量％であることが好ましい。
Ｍｇ：０．１〜１０重量％
優れた耐食性が要求される場合、一定量のＭｇを添加することが好ましい。また、Ｍｇの添加は、未めっき発生の低減に寄与する。但し、Ｍｇの含量が多すぎる場合には、耐食性の改善及びめっき性の改善効果が飽和され、コストの上昇が引き起こされる。したがって、Ｍｇの含量は、０．１〜１０重量％であることが好ましく、４〜８重量％であることがより好ましい。
Ｃａ：０．００１〜５重量％、Ｓｒ：０．００５〜２％、Ｍｎ：０．０１〜２％、Ｃｒ：０．０１〜２％、Ｍｏ：０．０１〜２％、及びＳｎ：０．１〜１０％からなる群から選択される１種以上
これらの元素は、めっき層の表面に薄い不動態皮膜を形成することで、表面反応を抑え、周辺の腐食誘発電解物質との反応を抑えることにより、めっき鋼板の耐食性をより改善させる。但し、これらの含量が多すぎる場合には、耐食性の点では有利であるが、めっき時にめっき浴に多量のドロスを誘発してめっき欠陥が引き起こされるおそれがある。
合金層２０は、素地鋼板１０と溶融アルミニウム系めっき層３０との界面に形成され、めっき密着性の改善に寄与する。
合金層２０は、Ｆｅ−Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｎ系合金相を含み、重量％で、Ａｌ：４０〜７０％、Ｓｉ：２〜１３％、Ｍｎ：３〜９％、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含む。
Ａｌ：４０〜７０重量％
合金層に含有されたＡｌは、めっき鋼板の加工性の改善、及び合金層の均一度の向上に寄与する。Ａｌの含量が低すぎる場合には、合金層の均一度が劣化し得るため、４０重量％以上含まれることが好ましい。但し、Ａｌの含量が高すぎる場合には、めっき鋼板の加工性が劣化するおそれがあるため、７０重量％以下で含まれることが好ましい。
Ｓｉ：２〜１３重量％
合金層に含有されたＳｉは、合金層の過度な成長を抑えるとともに、ＦｅとＡｌとの反応を抑えることで、めっき鋼板の加工性の改善に寄与する。本発明においてこのような効果を得るためには、２重量％以上含まれることが好ましい。但し、Ｓｉの含量が多すぎる場合には、その効果が飽和されるだけでなく、溶接性が劣化するおそれがあるため、１３重量％以下で含まれることが好ましい。
Ｍｎ：３〜９重量％
合金層に含有されたＭｎは、めっき鋼板の加工性の改善に寄与する。本発明においてこのような効果を得るためには、３重量％以上含まれることが好ましい。但し、Ｍｎの含量が多すぎる場合には、合金層中に、加工に不利な相、例えば、Ｆｅ−Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ複合合金相にＭｎ及びＳｉが過量含まれたＲ系若しくはｎｕ系と推定される合金相が形成されるため、逆に加工性が劣化する。したがって、Ｍｎの含量の上限は９重量％であることが好ましい。
残部：Ｆｅ及び不可避不純物
合金層は、含量を規定したＡｌ、Ｓｉ、Ｍｎ以外に、Ｆｅと不可避不純物を含むことができる。ここで、不純物は、Ａｌ、Ｓｉ、Ｍｎ以外に鋼材に含まれた全ての規定成分、鋼材に含まれた不可避不純物、めっきに含まれた不可避不純物を含むことができる。
一例によると、合金層２０は、重量％で、１％以下（０％を除く）のＭｇをさらに含むことができる。合金層に含有されたＭｇも、めっき鋼板の耐食性の改善に寄与することができる。一方、Ｍｇの含量が１重量％を超える場合には、その効果が飽和されるため、本発明ではＭｇ含量の上限を１重量％に限定する。
一例によると、合金層２０は０．１〜１０μｍの厚さを有することができる。合金層の厚さが薄すぎる場合には、素地鋼板とめっき層との密着力を十分に確保することが難しくなり得る。したがって、素地鋼板とめっき層との密着力を十分に確保するという点から、合金層の厚さの下限を０．１μｍに限定することができ、３μｍに限定することがより好ましい。但し、その厚さが厚すぎる場合には、めっき鋼板の加工性が劣化し得る。したがって、それを防止するという点から、合金層の厚さの上限は１０μｍに限定することができ、７μｍに限定することがより好ましい。
一例によると、合金層の厚さは下記関係式３を満たすことができる。合金層の厚さが下記関係式３を満たさない場合、合金層の厚さが厚すぎてめっき密着性が劣化し得る。
［関係式３］
Ｔａ≦（−０．７８）×［Ａ］＋１１．７
［Ａ］＝０．７５［Ｓｉ］ｐ＋０．１５［Ｓｉ］ｂ＋０．１０［Ａｌ］ｂ
（ここで、Ｔａは合金層の厚さ（μｍ）を意味し、［Ｓｉ］ｐは溶融アルミニウム系めっき層に含まれた該当元素の含量（重量％）を意味し、［Ｓｉ］ｂ及び［Ａｌ］ｂはそれぞれ、素地鋼板に含まれた該当元素の含量（重量％）を意味する）
以上で説明した本発明のめっき鋼板は様々な方法により製造されることができ、その製造方法は特に制限されない。但し、その一形態として、めっき後の冷却条件を格別に制御することで、上記のような組成及び厚さを満たす合金層を有する溶融アルミニウム系めっき鋼板を確保することができる。
すなわち、上述の組成を有する素地鋼板をめっき浴に浸漬し、めっき付着量を調節した後、ガス噴射、液体噴射、またはガス及び液体の混合噴射により冷却を行うことで、上記のような組成及び厚さを満たす合金層を有する溶融アルミニウム系めっき鋼板を確保することができる。噴射する媒体は制限されない。すなわち、ガスは、空気、窒素、その他のガス、若しくはこれらの混合ガスを含むことができ、液体は、水、リン酸水溶液、若しくはその他の冷却に用いる液体を含むことができる。
めっき後の冷却では、２５０〜３５０℃まで１次冷却し、冷却速度は３〜１０℃／秒とし、２次冷却として冷却水中で常温で冷却することができる。１次冷却は、めっきされた金属を凝固させる時にめっき組織の緻密度及び合金相の形成に影響を及ぼす。３５０℃を超えて冷却する場合には、めっき組織が損傷しやすく、美麗な表面が得られないなどのおそれがある。また、２５０℃未満に冷却する場合には、フィッティングマークなどの表面欠陥が生成されるおそれがあり、冷却設備及び冷媒使用量が増加するため好ましくない。また、冷却速度が３℃／秒未満である場合には、めっき組織が粗大であり、表面の均一性が悪い。冷却速度が１０℃／秒を超える場合には、表面に冷媒跡が付いて表面不良が発生するおそれがある。一方、２次冷却は、冷却水に浸漬して冷却することができる。
一方、めっき後の冷却を除き、通常のアルミニウム系めっき鋼板の製造に準じて製造することができる。
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、下記実施例は、本発明を例示して具体化するためのものであって、本発明の範囲を制限するためのものではない点に留意する必要がある。本発明の範囲は、特許請求の範囲に記載の事項とそこから合理的に類推される事項によって決定されるためである。
下記表１の組成を有する鋼スラブを１２００℃の温度に加熱し、８６０℃で熱間圧延した後、６２０℃で巻き取ってから空冷することで、熱延鋼板を得た。次に、塩酸溶液で上記熱延鋼板の表面の酸化物を除去した後、７０％の冷間圧下率で冷間圧延を行うことで、１．２ｍｍの冷延鋼板を得た。次に、上記冷延鋼板を８００℃のＮ２−１０ｖｏｌ％Ｈ２の雰囲気下で９０秒間焼鈍熱処理した後、下記表１の組成を有するアルミニウム系めっき浴（めっき浴の温度：６００〜６８０℃）に浸漬することで、冷延鋼板の表面にアルミニウム系めっき層を形成した。次に、エアワイピングによりめっき付着量を片面基準８０ｇ／ｍ２に調節してから、空気とミストを用いて３００℃まで６℃／秒の冷却速度で１次冷却した後、冷却水に浸漬して２次冷却した。
その後、製造されたそれぞれのアルミニウム系めっき鋼板の合金層の組成及び厚さを測定し、その結果を下記表２に示した。合金層の組成は、ＳＥＭ−ＥＤＳ点分析を３回行った後、それらの平均値により計算し、合金層の厚さは、光学顕微鏡×１０００倍の視野で３回測定した後、それらの平均値により計算した。
その後、製造されたそれぞれのアルミニウム系めっき鋼板のめっき密着性及び加工性を評価し、その結果を下記表２にともに示した。
めっき密着性は、０Ｔ−曲げ試験後に、曲げ外巻部をテープテストし、下記のような基準でめっき層の剥離発生程度を評価した。
◎：テープにめっき剥離片が付着しない、屈曲面に剥離が観察されない
○：テープにめっき剥離片が付着しない、屈曲面に微小な剥離が観察される
△：テープにめっき剥離片が付着しない、屈曲面に剥離が一部観察される
×：テープにめっき剥離片が付着し、目視で観察される
また、加工性は、０Ｔ−曲げ試験後に、変形表面を観察し、クラックの幅を測定して下記のような基準で評価した。
◎：観察面にクラックが発生しない
○：観察面にクラックが発生し、クラックの幅が何れも５μｍ以下である
△：観察面にクラックが発生し、大部分のクラックの幅が５μｍ以下であり、一部のクラックの幅が５μｍを超える
×：観察面にクラックが発生し、大部分のクラックの幅が５μｍを超える
Figure 0006692432
Figure 0006692432
表２を参照すると、本発明で提案する条件を全て満たす発明例１〜１１は、合金層の組成及び厚さが適切に制御されており、これにより、めっき密着性及び加工性に優れることを確認することができた。

Claims (9)

  1. 重量％で、Ｍｎ：５〜３５％、Ａｌ：０．３〜６％、Ｓｉ：０．１〜１．２％、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる素地鋼板と、
    前記素地鋼板の表面に形成され、重量％で、Ｓｉ：３〜１２％、残部Ａｌ及び不可避不純物を含む溶融アルミニウム系めっき層と、
    前記素地鋼板と前記溶融アルミニウム系めっき層との界面に形成され、Ｆｅ−Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｎ系合金相を含み、０．１〜１０μｍの厚さを有する合金層と、を含む高マンガン溶融アルミニウム系めっき鋼板であって、
    前記合金層は、重量％で、Ａｌ：４０〜７０％、Ｓｉ：２〜１３％、Ｍｎ：３〜９％、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含む、高マンガン溶融アルミニウム系めっき鋼板。
  2. 前記素地鋼板に含まれたＡｌ及びＳｉの含量が下記関係式１を満たす、請求項１に記載の高マンガン溶融アルミニウム系めっき鋼板。
    ［関係式１］
    １．０≦［Ａｌ］ｂ／［Ｓｉ］ｂ≦１０
    （ここで、［Ａｌ］ｂ及び［Ｓｉ］ｂはそれぞれ、素地鋼板に含まれた該当元素の含量（重量％）を意味する）
  3. 前記素地鋼板に含まれたＭｎ、Ａｌ、及びＳｉの含量が下記関係式２を満たす、請求項１に記載の高マンガン溶融アルミニウム系めっき鋼板。
    ［関係式２］
    ５．０≦［Ｍｎ］ｂ／（［Ａｌ］ｂ＋［Ｓｉ］ｂ）≦１２．０
    （ここで、［Ｍｎ］ｂ、［Ａｌ］ｂ、及び［Ｓｉ］ｂはそれぞれ、素地鋼板に含まれた該当元素の含量（重量％）を意味する）
  4. 前記素地鋼板は、重量％で、Ｃ：０．３〜０．９％、Ｔｉ：０．０１〜０．５％、Ｖ：０．０５〜０．５％、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％、Ｃｒ：０．０１〜０．５％、Ｍｏ：０．０１〜０．５％、Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、Ｓｂ：０．０１〜０．１％、及びＳｎ：０．０１〜０．１％からなる群から選択される１種以上をさらに含む、請求項
    １に記載の高マンガン溶融アルミニウム系めっき鋼板。
  5. 前記溶融アルミニウム系めっき層は、重量％で、Ｍｇ：０．１〜１０％をさらに含む、請求項１に記載の高マンガン溶融アルミニウム系めっき鋼板。
  6. 前記溶融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％、及びＳｎ：０．１〜１０％からなる群から選択される１種以上をさらに含む、請求項１に記載の高マンガン溶融アルミニウム系めっき鋼板。
  7. 前記合金層は、重量％で、Ｍｇ：１％以下（０％を除く）をさらに含む、請求項５に記載の高マンガン溶融アルミニウム系めっき鋼板。
  8. 前記合金層の厚さは３〜７μｍである、請求項１に記載の高マンガン溶融アルミニウム系めっき鋼板。
  9. 前記合金層の厚さが下記関係式３を満たす、請求項１に記載の高マンガン溶融アルミニウム系めっき鋼板。
    ［関係式３］
    Ｔａ≦（−０．７８）×［Ａ］＋１１．７
    ［Ａ］＝０．７５［Ｓｉ］ｐ＋０．１５［Ｓｉ］ｂ＋０．１０［Ａｌ］ｂ
    （ここで、Ｔａは合金層の厚さ（μｍ）を意味し、［Ｓｉ］ｐは溶融アルミニウム系めっき層に含まれた該当元素の含量（重量％）を意味し、［Ｓｉ］ｂ及び［Ａｌ］ｂはそれぞれ、素地鋼板に含まれた該当元素の含量（重量％）を意味する）
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