JP6839283B2 - 耐食性及び加工性に優れた溶融アルミニウム系めっき鋼材及びその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、耐食性及び加工性に優れた溶融アルミニウム系めっき鋼材及びその製造方法に関するものである。

近年、地球環境保全のための二酸化炭素の規制による自動車の軽量化及び自動車の衝突安全性を向上させるための自動車用鋼板の高強度化が継続的に求められている。

このような要求を満足させるために、最近では５００ＭＰａ以上から１ＧＰａ級の高強度鋼板が開発されて自動車に適用されている。鋼板の強度を高めるためには、炭素をはじめ鋼の強化成分の添加量を増加させる方法で高強度の鋼板を簡単に製造することができるが、自動車車体用鋼板の場合、車体に成形する過程でクラックが発生してはならないため、鋼板の延性も同時に確保しなければならない。

自動車用鋼板の強度と延性をともに確保するために、鋼中には主にＭｎ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｃｒ、Ｔｉなどの成分が添加されており、これらの添加量を適切に調節し、且つ製造工程の条件を制御することにより、高い強度と延性を有する鋼板を製造することができる。

一方、自動車の寿命を延長させるために自動車に用いられる鋼板は、一般的に耐食性を向上させる必要があり、そのために溶融亜鉛めっき鋼板が用いられている。

９００ＭＰａ以上の強度を有する自動車用高強度鋼板の場合、鋼中にＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｃｒなどの元素を含んでいる。このような鋼成分を含む鋼板を素地とした、溶融亜鉛めっきを行った溶融亜鉛めっき鋼板を用いて自動車体を組み立てる際に抵抗スポット溶接（ｒｅｓｉｓｔａｎｃｅ ｓｐｏｔ ｗｅｌｄｉｎｇ）を行うと、溶接部熱影響部（ｈｅａｔ ａｆｆｅｃｔｅｄ ｚｏｎｅ）である肩部の素地鉄結晶粒界の内部に溶融Ｚｎが浸透して結晶粒界の結合を弱化させる。溶接工程中に液状Ｚｎによって弱化された粒界には、冷却段階で凝固収縮によって発生する応力によってクラックが発生するＬＭＥ（ｌｉｑｕｉｄ ｍｅｔａｌ ｅｍｂｒｉｔｔｌｅｍｅｎｔ）現象が起こる。亜鉛によるＬＭＥクラックの問題を解決するために、溶融アルミニウムめっきを適用する場合、ＬＭＥクラックの問題は解決することができるが、一般的なアルミニウムめっきは、亜鉛めっきのような犠牲防食性を有さず、耐食性に劣るという問題点があるため、自動車車体用材料に適用し難いという問題がある。

このような問題点を解決するために様々な技術が提案された。そのうち特許文献１は、アルミニウム溶融めっきの成分にＭｇを５〜１５％添加する技術を提案した。Ｍｇは、酸素親和力の高い元素であって、アルミニウムと比較して腐食環境下でより速く酸化または腐食される特性を有する。Ｍｇは、腐食環境でめっき層表層の酸素と反応してフィルム状の酸化物を表面に形成し、めっき層の内部に酸化が発生したり、表層にアルミニウムが露出して酸化したりする２次腐食を抑制して耐食性を確保することができる。このようなＭｇの犠牲防食性を用いてアルミニウム溶融めっきの耐食性を確保するためには、Ｍｇが５％以上添加される必要がある。しかし、めっき浴中にＭｇが５％以上添加されると、Ｍｇによる酸化物及びドロスの生成量が急激に増加して鋼板表面の欠陥率が増加し、Ｍｇを含むめっき浴中の組成を維持することが難しいため、生産管理及びコストが増加するという問題がある。

一方、特許文献２は、溶融めっきを介して形成されたアルミニウム−シリコンめっき鋼板を熱処理して合金化させる技術を提案している。この技術は、アルミニウム−シリコン溶融めっきを鋼板に形成して常温まで冷却させて巻取った後、一定のサイズにせん断した試験片を個別に熱処理して合金化させる方法である。この方法は、主に熱間プレス加工のための方法であり、アルミニウムシリコンめっき鋼板をオーステナイト安定化領域の温度まで加熱して数分間維持してめっき層を合金化させ、鋼板に延性を付与した後に加工を簡単にし、加工後に急冷を行って高強度のマルテンサイト相を形成して成形品を高強度化させる方法である。このような方法は、熱処理が数分間に渡って長く行われてめっき層内のＦｅの拡散量が増加することにより、Ｆｅ含有量が高い合金相のみで合金相が構成され、切断試験片単位の熱処理によって合金化が行われるため、連続工程を介したアルミニウム合金めっき鋼板の製造が不可能である。

韓国公開特許第１０−２０１２−０１２８６４８号公報 韓国登録特許第１０−０８３６２８２号公報

本発明の様々な目的の一つは、耐食性及び加工性に優れた溶融アルミニウム系めっき鋼材及びその製造方法を提供することである。

本発明の一側面は、素地鉄と溶融Ａｌ−Ｓｉ系めっき層を含む溶融アルミニウム系めっき鋼材において、上記素地鉄の表層には、Ａｌが２重量％〜２０重量％固溶したＡｌ濃化層が備えられ、上記素地鉄と溶融Ａｌ−Ｓｉ系めっき層の界面には、硬度が異なる二層構造の界面合金層が備えられる、溶融アルミニウム系めっき鋼材を提供する。

本発明の他の一側面は、重量％で、Ｓｉ：２〜１３％及び残部はＡｌと不可避不純物からなる溶融めっき浴に、引き込み温度がＴ_Ｂ＋４０℃〜Ｔ_Ｂ＋１００℃となるように素地鉄を浸漬してめっきする段階と、エアナイフによって上記素地鉄表面のめっき付着量を制御する段階と、上記めっき付着量が制御された素地鉄を合金化熱処理する段階と、を含む、溶融アルミニウム系めっき鋼材の製造方法を提供する。

本発明の様々な効果の一つとして、本発明による溶融アルミニウム系めっき鋼材は、耐食性及び加工性に優れるという利点がある。

本発明の多様でありながらも有益な利点と効果は、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、より容易に理解することができる。

本発明の溶融アルミニウム系めっき鋼材の模式図である。

以下、本発明の一側面である耐食性及び加工性に優れた溶融アルミニウム系めっき鋼材について詳細に説明する。

図１は本発明の溶融アルミニウム系めっき鋼材１００の模式図である。図１を参照すると、本発明の溶融アルミニウム系めっき鋼材１００は、素地鉄１０、下部合金層２０、上部合金層３０、及び溶融Ａｌ−Ｓｉ系めっき層４０を順次に含むことができる。

まず、溶融Ａｌ−Ｓｉ系めっき層４０の合金組成及び好ましい組成範囲について詳細に説明する。

溶融Ａｌ−Ｓｉ系めっき層４０は、Ｓｉを含み、残部はＡｌと不可避不純物からなる。また、上記溶融Ａｌ−Ｓｉめっき層４０は、必要に応じてＢｅ及びＳｒのうち１種以上をさらに含むことができる。

Ｓｉ含有量は２〜１３重量％であることができる。ＳｉはＡｌと二元系合金を形成し、Ｓｉ含有量が約１２重量％で共晶点（ｅｕｔｅｃｔｉｃ ｐｏｉｎｔ）がなされて合金の溶融点が最も低くなる。Ｓｉを添加すると、アルミニウムインゴット（ｉｎｇｏｔ）の融点を下げてめっき浴の温度を低く管理することができるという利点を有する。めっき浴の温度が低くなると、めっき浴に溶出したＦｅとＡｌ及びめっき浴組成成分間の化学的結合によって発生する固相のドロス生成量が減少するという利点を有する。但し、Ｓｉ含有量が１３重量％を超えると、めっき浴の温度が再び上昇するだけでなく、めっき層内のＳｉがＡｌ基地内に固溶せず、針状のＳｉ相を形成する。このように形成された針状のＳｉ結晶は、強度が高くて脆性が高い特徴を有するため、めっき鋼材の成形性が劣化する恐れがある。一方、ＳｉはＦｅとＡｌ間の過剰な合金相の形成を抑制する役割を果たす。もし、Ｓｉ含有量が２重量％未満であると、Ｆｅ−Ａｌ合金相の形成を抑制する機能が弱くてＦｅ−Ａｌ合金相分率が過剰となることがある。

Ｂｅ及びＳｒのうち１種以上の含有量は、それぞれ０．５重量％以下であることができる。Ｂｅ及びＳｒは酸化力が強い元素であって、めっき浴中に上記元素が含まれる場合、めっき浴の表面にＢｅ及びＳｒの酸化皮膜が形成されて、めっき浴の蒸発による灰分（ａｓｈ）の発生量が少なくなり、めっき層の表面にもＢｅ及びＳｒの酸化膜が形成されて表面が安定化する。但し、その含有量が多すぎると、Ｂｅ及びＳｒ系酸化物が鋼板の表面に粒子状に付着されて表面外観の不良や未めっきを引き起こすことがあり、製造コストが過剰に増加するため、その含有量の上限をそれぞれ０．５重量％に制限する。

上記組成以外の残りの成分は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純物が不可避に混入することがあるため、それを排除することはできない。これら不純物は、本技術分野における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しない。これら不純物は、例えば、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｃｕ、Ｍｇ、Ｚｎ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｎａ、Ｖ、Ｇａ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｓｅ、Ｉｎ、Ａｇ、Ｗ、Ｐｂ、Ｃｄであることができ、これら含有量がそれぞれ０．１％未満であると、本発明の効果が低下しない。

以下、素地鉄１０について詳細に説明する。本発明では、上記素地鉄の合金組成及び形態については特に限定せず、例えば、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌなどの合金元素を含む鋼板または鋼線材であることができる。

素地鉄１０の表層には、Ａｌが２重量％〜２０重量％固溶したＡｌ濃化層１５が備えられていることを特徴とする。

上述のように、一般的なアルミニウムめっきは亜鉛めっきのような犠牲防食性を有さず、これにより、めっき鋼板の切断やめっき層の表面にスクラッチなどが発生して素地鉄が外部に露出した場合、切断面あるいはスクラッチ隣接領域の素地鉄には、素地鉄の厚さ（深さ）方向に腐食因子（腐食原因物質）が浸透するという問題がある。

しかし、本発明者らが研究した結果、素地鉄の表層にＡｌ濃化層が形成される場合、めっき鋼板の切断やめっき層の表面にスクラッチなどが発生しても、腐食因子が素地鉄の厚さ（深さ）方向ではなく、素地鉄表層のＡｌ濃化層の幅方向に進行して素地鉄の腐食を効果的に防止できることが分かった。

本発明においてＡｌ濃化層とは、Ａｌ濃度が２重量％以上である領域を意味する。濃化層の領域を判断する一つの方法として、ＳＥＭ ＥＤＳを用いてめっき層−素地鉄の断面をめっき層−素地鉄界面の垂直方向にラインプロファイル（ｌｉｎｅ ｐｒｏｆｉｌｅ）分析を行ってＡｌの濃度が２ｗｔ％以上である地点を定義し、同一の試験片内で５μｍの間隔で２０回ラインプロファイル（ｌｉｎｅ ｐｒｏｆｉｌｅ）分析を行ってＡｌの濃度が２ｗｔ％である地点を連結したことを境界として定義し、その内部の領域を濃化層とすることができる。

Ａｌ濃化層１５内のＡｌの平均固溶含有量は、２重量％〜２０重量％であることが好ましく、３重量％〜１５重量％であることがより好ましく、５重量％〜１０重量％であることがさらに好ましい。もし、Ａｌ濃化層１５内のＡｌ固溶含有量が低すぎると、素地鉄の腐食防止効果が不十分となる恐れがあり、一方、高すぎると、脆性が高いＦｅ−Ａｌ系金属間化合物が過剰に生成されて、成形時の加工性に劣るという問題が発生し得る。

本発明では、Ａｌ濃化層１５内のＡｌの固溶含有量を測定する方法については特に限定しないが、例えば、次のような方法を用いることができる。即ち、めっき鋼板を垂直に切断した後、濃化層に該当する領域における厚さ方向中心部のＡｌ含有量をＥＤＳ（Ｅｎｅｒｇｙ Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ）を用いて一箇所当たり５回ずつ測定し、その平均値をＡｌ固溶含有量とすることができる。このとき、分析の正確度を高めるために、測定箇所を３０箇所またはそれ以上とし、各測定箇所当たりのＡｌ固溶含有量の平均値を最終Ａｌ固溶含有量として定義することができ、各測定箇所は、厚さ方向に対して垂直方向に等間隔で設定することができる。

素地鉄１０のＡｌ固溶含有量に対する上記Ａｌ濃化層１５のＡｌ固溶含有量の比は２以上であることが好ましく、３以上であることがより好ましく、５以上であることがさらに好ましい。もし、Ａｌ固溶含有量の比が２未満であると、素地鉄の腐食防止効果が不十分となる恐れがある。一方、平均Ａｌ含有量の比が大きければ大きいほど素地鉄の腐食防止に有利であるため、本発明では、その上限については特に限定しない。

Ａｌ濃化層１５の平均厚さは０．５〜２μｍであることが好ましい。もし、平均厚さが０．５μｍ未満であると、その厚さが薄すぎるため、腐食進行時にＡｌ濃化層に沿って腐食が進行されない恐れがあり、一方、２μｍを超えると、その厚さが厚くなりすぎてＡｌ濃化層内のＡｌ含有量が２０％以上と過剰に上昇し、脆性が高いＦｅ−Ａｌ系金属間化合物が過剰に生成されて成形時の加工性が劣化するという問題が発生し得る。

以下、二層構造の界面合金層２０、３０について詳細に説明する。

下部合金層２０は、素地鉄１０の直上に形成されてめっき密着性を改善する役割を果たす。下部合金層２０は、ＦｅＡｌ_２、ＦｅＡｌ_３及びＦｅ_２Ａｌ_５のうち１種以上のＦｅ−Ａｌ系合金からなり、硬度が８００Ｈｖ以上であることを特徴とする。

下部合金層２０の占有面積率は２％以上であることが好ましく、３％以上であることがより好ましい。もし、下部合金層２０の占有面積率が２％未満であると、めっき性の劣化によって未めっきが発生する恐れがある。一方、下部合金層２０の占有面積率は大きければ大きいほどめっき性の改善に有利であるため、本発明では、その上限については特に限定しないが、もし、占有面積率が２０％を超えると、脆性が発生する可能性があるため、それを考慮して、その上限を２０％に限定することができる。より好ましい上限は１０％であり、さらに好ましい上限は８％であることができる。ここで、占有面積率とは、溶融アルミニウム系めっき鋼材を厚さ方向に切断したときに、下部合金層２０、上部合金層３０、及び溶融Ａｌ−Ｓｉ系めっき層４０の厚さの合計に対する下部合金層２０の厚さの比を意味する。

下部合金層２０内のＦｅ含有量は、４５〜６０重量％であることが好ましい。もし、Ｆｅ含有量が４５重量％未満であると、Ｆｅ−Ａｌ系合金相が素地鉄の表面に全体的に均一に形成されない恐れがあり、一方、６０重量％を超えると、Ｆｅ−Ａｌ系金属間化合物のうちＦｅＡｌ_２、ＦｅＡｌ_３及びＦｅ_２Ａｌ_５以外の合金相が形成される恐れがある。

上部合金層３０は、下部合金層２０の直上に形成され、腐食環境下で腐食因子から下部合金層２０と素地鉄１０が腐食されることを防ぐバリア（ｂａｒｒｉｅｒ）としての役割を果たす。上部合金層３０はＦｅ−Ａｌ−Ｓｉ系合金からなり、硬度が３５０Ｈｖ以上であることを特徴とする。

上部合金層３０内のＦｅ含有量は、４０〜６５重量％であることが好ましい。もし、Ｆｅ含有量が４０重量％未満であると、Ｆｅ−Ａｌ−Ｓｉの３元系合金相を形成するために必要なＦｅ含有量が不足して、合金相が形成されない恐れがあり、一方、６５重量％を超えると、Ｆｅ−Ａｌ−Ｓｉの３元系合金相を形成するために必要なＦｅ含有量を超えて、ＡｌとＳｉと固溶しているＦｅフェライト相が形成される恐れがある。

上部合金層３０内のＳｉ含有量は、５〜２０重量％であることが好ましく、５〜１５重量％であることがより好ましい。もし、Ｓｉ含有量が５重量％未満であると、Ｆｅ−Ａｌ−Ｓｉの３元系合金相を形成するために必要なＳｉ含有量が不足するため、合金相が形成されない恐れがあり、一方、２０重量％を超えると、Ｆｅ−Ａｌ−Ｓｉの３元系合金相を形成するために必要なＳｉ含有量を超えて、Ｓｉが独立相を形成してめっき層の脆性を高め、成形時の加工性が低下するという問題が発生する恐れがある。

本発明では、二層構造の界面合金層２０、３０内のＦｅ及びＳｉ含有量を測定する方法については特に限定しないが、例えば、次のような方法を用いることができる。即ち、めっき鋼板を垂直に切断した後、透過電子顕微鏡（ＴＥＭ、Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）を用いて倍率１００，０００倍でその断面写真を撮影し、ＥＤＳ（Ｅｎｅｒｇｙ Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ）を用いて各合金層内における１つの結晶粒当たり３回ずつ、合計５つの結晶粒についてＦｅ及びＳｉ含有量を測定し、それらの平均値を二層構造の界面合金層２０、３０内のＦｅ及びＳｉ含有量として定義することができる。

以上で説明した本発明の溶融アルミニウム系めっき鋼材は、様々な方法で製造することができ、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、上述の成分系を満たす溶融めっき浴に素地鉄を浸漬してめっきを行い、エアナイフによってめっき付着量を制御した後に合金化熱処理することにより製造することができ、この場合、次の条件下で製造することがより好ましい。

（１）素地鉄のめっき浴引き込み温度を制御
Ａｌ濃化層内のＡｌ濃度を十分に確保するためには、溶融Ａｌ−Ｓｉ系めっき浴に引き込む前に素地鉄の表面温度を一定温度以上に昇温させた後、溶融Ａｌ−Ｓｉ系めっき浴に投入する必要があり、より具体的には、素地鉄の引き込み温度をＴ_Ｂ＋４０℃〜Ｔ_Ｂ＋１００℃に制御する必要がある。ここで、Ｔ_Ｂは溶融Ａｌ−Ｓｉ系めっき浴の温度を意味する。もし、素地鉄の引き込み温度がＴ_Ｂ＋４０℃未満であると、Ａｌの不十分な拡散によって、Ａｌ濃化層内のＡｌ濃度が不十分となり、一方、Ｔ_Ｂ＋１００℃を超えると、Ａｌの過剰な拡散によってＡｌ濃化層内のＡｌ濃度が過剰となり、脆性が高いＦｅ−Ａｌ系金属間化合物が過剰に生成されて成形時の加工性が劣化する恐れがある。

一方、本発明では、溶融Ａｌ−Ｓｉ系めっき浴の温度については特に限定せず、通常の溶融Ａｌ−Ｓｉ系めっき浴レベルを適用することができ、例えば、５６０〜６６０℃であることができる。

（２）めっき付着量を制御した後すぐに合金化熱処理を実施
Ａｌ濃化層を簡単に形成するためには、めっき付着量を制御した後すぐに合金化熱処理を行うことが好ましい。ここで、すぐに行うとは、めっき付着量が制御された溶融Ａｌ−Ｓｉ系めっき鋼材の表面温度が溶融Ａｌ−Ｓｉ系めっき層の融点に達する前に合金化熱処理を行うことを意味し得る。もし、溶融Ａｌ−Ｓｉ系めっき鋼材の表面温度が溶融Ａｌ−Ｓｉ系めっき層の融点以下の温度に達した後に合金化熱処理を行うと、合金化熱処理を行っても溶融Ａｌ−Ｓｉ系めっき層内のＡｌが素地鉄に簡単に拡散できないため、目的とするＡｌ濃化層の形成が難しくなる。

（３）誘導加熱方式によって合金化熱処理を実施
合金化熱処理のための熱処理方法には様々な方法があるが、Ａｌ濃化層を簡単に形成するためには、誘導加熱方式によって合金化熱処理を行うことがより好ましい。他の方法とは異なり、誘導加熱方式によって熱処理を行う場合、熱処理過程において溶融Ａｌ−Ｓｉ系めっき層の表面に比べて素地鉄と溶融Ａｌ−Ｓｉ系めっき層の界面の温度が高いため、溶融Ａｌ−Ｓｉ系めっき層内のＡｌが素地鉄に簡単に拡散することができる。

（４）合金化熱処理条件を制御
合金化熱処理の際に加熱温度は７００〜９００℃、加熱温度での維持時間は２〜６０ｓｅｃに制御することが好ましい。これは、目的とする二層構造の界面合金層を得るためである。もし、加熱温度が７００℃未満であるか、または維持時間が２ｓｅｃ未満であると、二層構造の界面合金層の形成が難しくなり、一方、加熱温度が９００℃を超えるか、または維持時間が６０ｓｅｃを超えると、過剰な合金化が起こって成形時の加工性が劣化する恐れがある。

一方、加熱温度までの昇温速度は１０〜３５０℃／ｓｅｃに制御することが好ましい。これは、目的とするＡｌ濃化層と二層構造の界面合金層を得るためである。昇温速度が上記範囲を外れると、Ａｌ濃化層内のＡｌ濃度が本発明で提案する範囲を外れるか、または過剰な合金化によって、成形時の加工性が劣化する恐れがある。

以下、本発明の実施例を挙げてより詳細に説明する。しかし、このような実施例の記載は、本発明の実施を例示するためのものであり、このような実施例の記載によって本発明が制限されるものではない。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。

（実施例）
重量比で、Ｃは０．１５％、Ｓｉは１．０％、Ｍｎは２．３％、Ａｌは０．０３７％、Ｔｉは０．５％、Ｎは１０ｐｐｍ、Ｐは５ｐｐｍ、Ｓは１３ｐｐｍの組成でスラブを製造した。それを活用して１２００℃の温度で１時間維持した後、９００℃で仕上げ圧延して６５０℃まで冷却し、６５０℃に維持された保温炉で１時間維持した後に炉冷を行った。

冷却が完了した熱延鋼板に対して、熱延クラックの発生有無を目視で観察し、６０℃、１７Ｖｏｌ％のＨＣｌ溶液で３０秒間酸洗を行って鋼板表面の酸化鉄を溶解させた。一部の試験片で３０秒間の酸洗が不十分である場合、同一の条件で追加酸洗を２０秒間を行った。酸洗が完了した鋼板は、５５％圧下率で冷間圧延を行った。

上記冷延鋼板は、前処理を介して表面に付着した異物を除去し、ＣＧＬ焼鈍工程に投入して８４３℃の加熱温度で６０秒間加熱した後、徐冷（６５０℃まで１．６℃／ｓ）と急冷（３５０℃まで１０℃／ｓ）を経て再加熱焼鈍（４５０℃）を経た後、表１の組成を有するめっき浴にそれぞれ投入した。めっき条件は、表２に記載されている条件でそれぞれ行い、溶融めっきを行った後にエアナイフを用いて片面当たりのめっき付着量を８０ｇ／ｍ^２に調節し、めっき層の融点に達する前に誘導加熱方式によって表２に記載されている熱処理条件で合金化熱処理を行った後に冷却した。このとき、すべての例において、昇温速度は３０℃／ｓｅｃと一定にした。

その後、耐食性を評価するために、塩水噴霧試験（ｓａｌｔ ｓｐｒａｙ ｔｅｓｔ；ＳＳＴ）を用いて塩水噴霧試験を４０時間行った後に合金めっき鋼板の表面に発生した赤錆を除去した後、マイクロメーターを用いて腐食の深さを測定して下記表３に示した。また、合金めっき鋼板を常温で「コ」字状のミニバンパーに成形し、加工部クラックの発生有無を目視で確認して表３に共に示した。

発明例１〜７は、本発明で提案する条件をすべて満たして、素地鉄表層にＡｌ濃化層が発生し、濃化層内のＡｌ濃度は２〜２０％の範囲であり、濃化層の厚さも０．５〜２μｍの範囲であった。塩水噴霧試験４０日後には、腐食の深さが１００μｍ以下と良好であった。めっき層内には、本発明で提示した組成と厚さ範囲を満たす下部合金相が形成され、上部合金相であるＦｅ−Ａｌ−Ｓｉ合金相が存在し、加工時にクラックが発生しなかった。ＢｅまたはＳｒがめっき浴中に微量含有された発明例６〜７は、めっき工程中のＡｌの気化による灰分（ａｓｈ）の発生が少なくて作業性がよかった。

発明例１〜７は、下部合金相がＦｅＡｌ_２、ＦｅＡｌ_３及びＦｅ_２Ａｌ_５のうち一つを含んでおり、硬度はすべて８２０Ｈｖよりも高かった。また、上部合金相はすべてＦｅ−Ａｌ−Ｓｉ系合金に形成され、硬度は３７０Ｈｖよりも高かった。

比較例１、２、５、７、８、及び１０は、鋼板のめっき浴引き込み温度がめっき浴の温度と比較して十分に高くない状態でめっき及び合金化を進行したため、Ａｌ濃化層内のＡｌ濃度が２％未満であり、濃化層の厚さも０．５μｍ未満に形成された。下部合金相の面積も３％未満に形成された。この場合、測定された腐食の深さが１００μｍ以上と、耐食性に劣った。

比較例４、６及び９は、鋼板の引き込み温度がめっき浴温度と比較して高すぎる状態でめっき及び合金化を進行したため、Ａｌの素地鉄への拡散が過剰に発生してＡｌ濃化層内のＡｌ濃度が２０％を超え、且つ濃化層の厚さも２μｍを超えて形成された。この場合、硬度が高く、且つ脆性が高い下部相が過剰に形成されて加工時にめっき層のクラックが発生した。腐食の深さを測定した結果、２００μｍ以上と、耐食性に劣った。

比較例２、６及び９は、めっき層内のＳｉ含有量が２重量％未満であって、本発明で提示する範囲よりも低かった。これは、めっき浴中のＳｉ含有量が低いことが原因であり、めっき層内の低いＳｉ含有量によって上部合金相であるＦｅ−Ａｌ−Ｓｉ相を形成できず、下部合金相が過剰に発達した。硬度と脆性が高い下部合金相は過剰に発達して加工時にクラックが発生した。

比較例５及び８は、めっき層内のＳｉ含有量が１３重量％超えて、本発明で提示する範囲を超えた。これは、めっき浴中のＳｉ含有量が高いことが原因であり、めっき層内の高いＳｉ含有量によってＳｉが独立相を形成し、独立Ｓｉ相は脆性が高い特徴があるため、加工時にクラックが発生した。

比較例１１、１２及び１３の場合、めっき層の製造条件は本発明が提示する範囲を満たしたが、めっき浴の組成が本発明が提示する範囲を外れた。めっき浴中のＳｉ含有量が不足する場合は、合金化工程以後に十分な合金相を形成できず、耐食性が確保されなかった。めっき浴中のＳｉ含有量が、本発明が提示する範囲を超える場合は、強度及び脆性が高いＦｅ−Ａｌ系合金相が過剰に形成されて加工性に劣った。

Claims (14)

1. 素地鉄と溶融Ａｌ−Ｓｉ系めっき層を含む溶融アルミニウム系めっき鋼材において、前記素地鉄の表層には、Ａｌが２重量％〜２０重量％固溶したＡｌ濃化層が備えられ、前記素地鉄と溶融Ａｌ−Ｓｉ系めっき層の界面には、硬度が異なる二層構造の界面合金層が備えられ、前記Ａｌ濃化層の平均厚さは０．５〜２μｍである、溶融アルミニウム系めっき鋼材。
2. 前記素地鉄の平均Ａｌ含有量に対する前記Ａｌ濃化層の平均Ａｌ含有量の比は２以上である、請求項１に記載の溶融アルミニウム系めっき鋼材。
3. 前記二層構造の界面合金層は、
   前記素地鉄上に形成された下部合金層と、前記下部合金層上に形成され、前記下部合金層に比べて硬度が低い上部合金層とを含む、請求項１に記載の溶融アルミニウム系めっき鋼材。
4. 前記下部合金層は、ＦｅＡｌ_２、ＦｅＡｌ_３及びＦｅ_２Ａｌ_５のうち１種以上のＦｅ−Ａｌ系合金からなり、硬度が８００Ｈｖ以上である、請求項３に記載の溶融アルミニウム系めっき鋼材。
5. 前記下部合金層は、４５〜６０重量％のＦｅを含む、請求項４に記載の溶融アルミニウム系めっき鋼材。
6. 前記下部合金層の占有面積率は２％以上である、請求項３に記載の溶融アルミニウム系めっき鋼材。
7. 前記上部合金層は、Ｆｅ−Ａｌ−Ｓｉ系合金からなり、硬度が３５０Ｈｖ以上である、請求項３に記載の溶融アルミニウム系めっき鋼材。
8. 前記上部合金層は、４０〜６５重量％のＦｅ及び５〜２０重量％のＳｉを含む、請求項７に記載の溶融アルミニウム系めっき鋼材。
9. 前記溶融Ａｌ−Ｓｉ系めっき層は、２〜１３重量％のＳｉを含む、請求項１に記載の溶融アルミニウム系めっき鋼材。
10. 前記溶融Ａｌ−Ｓｉ系めっき層は、０．５重量％以下のＢｅ及び０．５重量％以下のＳｒのうち１種以上をさらに含む、請求項９に記載の溶融アルミニウム系めっき鋼材。
11. 重量％で、Ｓｉ：２〜１３％及び残部はＡｌと不可避不純物からなる溶融めっき浴に、引き込み温度がＴ_Ｂ＋４０℃〜Ｔ_Ｂ＋１００℃となるように素地鉄を浸漬してめっきする段階と、
    エアナイフによって前記素地鉄表面のめっき付着量を制御する段階と、
    前記めっき付着量が制御された素地鉄を合金化熱処理する段階と、
    を含み、前記合金化熱処理の際の加熱温度は７００〜９００℃であり、前記加熱温度での維持時間は２〜６０ｓｅｃである、
    溶融アルミニウム系めっき鋼材の製造方法。
12. 前記合金化熱処理は、誘導加熱方式によって行われる、請求項１１に記載の溶融アルミニウム系めっき鋼材の製造方法。
13. 前記加熱温度までの昇温速度は１０〜３５０℃／ｓｅｃである、請求項１１または１２に記載のアルミニウム系めっき鋼材の製造方法。
14. 前記溶融めっき浴は、Ｂｅ：０．５重量％以下及びＳｒ：０．５重量％以下のうち１種以上をさらに含む、請求項１１〜１３のいずれか一項に記載のアルミニウムめっき鋼材の製造方法。
    

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