JP6694961B2 - めっき性及び溶接性に優れたオーステナイト系溶融アルミニウムめっき鋼板及びその製造方法 - Google Patents
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- C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
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- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
- C23C2/022—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by heating
- C23C2/0222—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by heating in a reactive atmosphere, e.g. oxidising or reducing atmosphere
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- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
- C23C2/022—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by heating
- C23C2/0224—Two or more thermal pretreatments
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- C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
- C23C2/024—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by cleaning or etching
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- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
- C23C2/12—Aluminium or alloys based thereon
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- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/26—After-treatment
- C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
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- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
- C23C2/36—Elongated material
- C23C2/40—Plates; Strips
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- C23C28/02—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D only coatings only including layers of metallic material
- C23C28/021—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D only coatings only including layers of metallic material including at least one metal alloy layer
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- C23C28/00—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D
- C23C28/02—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D only coatings only including layers of metallic material
- C23C28/021—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D only coatings only including layers of metallic material including at least one metal alloy layer
- C23C28/022—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D only coatings only including layers of metallic material including at least one metal alloy layer with at least one MCrAlX layer
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
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- C23C28/00—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D
- C23C28/02—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D only coatings only including layers of metallic material
- C23C28/023—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D only coatings only including layers of metallic material only coatings of metal elements only
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
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- C23C30/00—Coating with metallic material characterised only by the composition of the metallic material, i.e. not characterised by the coating process
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C30/00—Coating with metallic material characterised only by the composition of the metallic material, i.e. not characterised by the coating process
- C23C30/005—Coating with metallic material characterised only by the composition of the metallic material, i.e. not characterised by the coating process on hard metal substrates
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/001—Austenite
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/004—Dispersions; Precipitations
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Description
本発明は、めっき性及び溶接性に優れたオーステナイト系溶融アルミニウムめっき鋼板及びその製造方法に関する。
近年、地球温暖化を低減するための二酸化炭素の規制により、自動車の軽量化が強く求められているとともに、自動車の衝突安定性を向上させるために、自動車用鋼板の超高強度化が進みつつある。
このような超高強度の冷延鋼板を生産するためには、一般的に、低温変態組織が主に活用される。しかし、超高強度を達成するために低温変態組織を活用する場合、引張強度が１０００ＭＰａ級以上である際には２０％以上の伸びを確保することが困難であるため、所望の用途に応じて自由に部品を設計するには限界がある。
成形性及び機械的性質に優れた鋼を提供するための様々な試みの代表的な例として、国際公開第２０１１−１２２２３７号には、重量％で、Ｃ：０．５〜１．５％、Ｓｉ：０．０１〜０．１％、Ｍｎ：１０〜２５％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎｉ：３．０〜８．０％、Ｍｏ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．０１％以下、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含有する鋼板であって、高い水準の延性及び７００〜９００ＭＰａの引張強度を有する高張力鋼板が開示されいる。また、国際公開第２００２−１０１１０９号には、重量％で、Ｃ：１．００％以下、Ｍｎ：７．００〜３０．００％、Ａｌ：１．００％〜１０．００％、Ｓｉ：２．５０〜８．００％、Ａｌ＋Ｓｉ：３．５０〜１２．００％、Ｂ：０．００％〜０．０１％、Ｆｅ及び不可避不純物を含有する鋼板が開示されている。
しかしながら、これらの鋼板は、降伏強度が低くて衝突特性に劣るだけでなく、非めっき材は腐食環境に長期間耐えることが困難であるため、自動車用鋼材として用いられる際に、適用が制限されるという欠点がある。
また、高マンガン鋼溶融亜鉛めっき鋼板を自動車用鋼板として用いる場合、プレス加工により部品を加工した後、スポット溶接またはアーク溶接などにより溶接して組み立てるが、この際、高マンガン鋼溶融亜鉛めっき鋼板をスポット溶接すると、溶接熱影響部（Ｈｅａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ；ＨＡＺ）は溶接（入）熱によって溶解され、液相の溶融亜鉛として残留するようになり、素地組織は、高マンガン鋼の高い抵抗値によって他の鋼種に比べて高温となって、高い熱膨張係数による粒界拡張が起こる。このような状態で熱影響部に引張力が作用すると、溶接熱影響部の組織では、液相の溶融亜鉛が素地表面の結晶粒界に侵透してクラックを発生させ、脆性破壊である溶接液体金属脆化（Ｌｉｑｕｉｄ Ｍｅｔａｌ Ｅｍｂｒｉｔｔｌｅｍｅｎｔ、以下、「ＬＭＥ」という）を引き起こす。
超高強度鋼の亜鉛めっき鋼板における溶接ＬＭＥの発生を防止するための方法としては、素地鋼板の粒界を強化したり、粒内と粒界の硬度差をなくす方法などが知られている。しかし、高マンガン鋼は常温でもオーステナイト組織を有していて、高い溶接入熱量と熱膨張係数を示すため、高マンガン鋼をめっき素材とする亜鉛めっき鋼板では、かかる方法が効果的ではない。すなわち、スポット溶接において溶接肩部の温度が最大８００℃まで急速に上昇するのに対し、亜鉛めっき層は４２０℃程度で溶解し始めて液相となり、溶接肩部の温度がさらに上昇するにつれて溶融して形成された液相の流動性が急激に増加し、素地鋼板の粒界に侵透することにより溶接ＬＭＥクラックが発生するためである。
そこで、めっき層の形成物質としてアルミニウム（Ａｌ）を用いることで、溶接性を改善しようとする研究が行われている。しかしながら、高強度鋼を素地とする溶融アルミニウムめっき鋼板は、鋼中に含有された多量のＳｉ、Ｍｎ、及びＡｌが焼鈍過程で単独または複合酸化物を形成するため、溶融アルミニウムのめっき性を確保することが困難な状況である。
本発明の様々な目的の一つは、めっき性及び溶接性に優れたオーステナイト系溶融アルミニウムめっき鋼板と、それを製造する方法を提供することにある。
本発明の一実施形態は、重量％で、Ｃ：０．３〜０．９％、Ｍｎ：１２〜２５％、Ｓｉ：０．５〜２．５％、Ａｌ：０．３〜３．０％、Ｔｉ：０．０１〜０．５％、Ｖ：０．０５〜０．５％、Ｍｏ：０．０１〜０．５％、Ｓｎ：０．０１〜０．２％、Ｃｏ：０．００１〜０．１％、Ｗ：０．００１〜０．１％、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含む素地鋼板と、上記素地鋼板の表面に形成された溶融アルミニウム系めっき層と、を含む、オーステナイト系溶融アルミニウムめっき鋼板を提供する。
本発明の他の実施形態は、重量％で、Ｃ：０．３〜０．９％、Ｍｎ：１２〜２５％、Ｓｉ：０．５〜２．５％、Ａｌ：０．３〜３．０％、Ｔｉ：０．０１〜０．５％、Ｖ：０．０５〜０．５％、Ｍｏ：０．０１〜０．５％、Ｓｎ：０．０１〜０．２％、Ｃｏ：０．００１〜０．１％、Ｗ：０．００１〜０．１％、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含む素地鋼板を準備する段階と、上記素地鋼板を−３０℃以下の露点温度の還元雰囲気下で７００〜８５０℃まで加熱した後、維持する段階と、上記加熱及び維持された素地鋼板を冷却する段階と、上記冷却された素地鋼板をアルミニウム系めっき浴に浸漬してめっきする段階と、を含む、オーステナイト系溶融アルミニウムめっき鋼板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、本発明の一実施形態によるオーステナイト系溶融アルミニウムめっき鋼板は、めっき性及び溶接性に優れるという利点がある。
但し、本発明の多様で且つ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されることができる。
本発明者らは、従来の高マンガン鋼において、多量のマンガン及び炭素の添加により、鋼の微細組織としてオーステナイトを常温で確保することが可能であるが、降伏強度が低くて衝突性能に劣るという問題があることを知見し、それを解決するために鋭意研究した。その結果、鋼の成分系のうち、オーステナイト組織を安定化させる機能を果たす炭素、マンガン、アルミニウムの含量を適切に制御するとともに、微細析出物を形成する元素を複合添加することで、優れた成形性及び降伏強度を有する鋼材を確保することができることを見出した。さらに、鋼中の粒界強化元素として知られたＷ及びＣｏを微量で複合添加することで、焼鈍熱処理におけるＭｎの表面拡散を抑え、スポット溶接における溶融金属の母材浸透を抑えることができ、オーステナイト系高マンガン溶融アルミニウムめっき鋼板のめっき性及び溶接性を極大化することができることを確認し、本発明を完成するに至った。
図１は本発明のオーステナイト系溶融アルミニウムめっき鋼板の模式図であり、図２は一発明例によるオーステナイト系溶融アルミニウムめっき鋼板を切断した後、その断面を電界放出型走査型電子顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ）で観察した写真である。以下、図１及び図２を参照して、本発明の一実施形態によるオーステナイト系溶融アルミニウムめっき鋼板について詳細に説明する。
図１及び図２を参照すると、本発明の一実施形態によるオーステナイト系溶融アルミニウムめっき鋼板は、素地鋼板１０と、上記素地鋼板の表面に形成された溶融アルミニウム系めっき層３０と、を含み、選択的に、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たＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ−Ｍｎ系合金層２０をさらに含むことができる。
先ず、素地鋼板１０の合金成分及び好ましい含量範囲について詳細に説明する。後述の各成分の含量は、特に言及しない限り、何れも重量基準を意味する。
Ｃ：０．３〜０．９％
炭素は、オーステナイト組織の安定化に寄与する元素であり、その含量が増加するほど、オーステナイト組織の確保に有利になる。また、炭素は、鋼の積層欠陥エネルギーを増加させて引張強度及び伸びをともに増加させる役割を果たす。炭素の含量が０．３％未満である場合には、鋼板の高温加工において脱炭によってα’−マルテンサイト組織が形成され、遅れ破壊に脆弱になるという問題があり、また、目標とする引張強度及び伸びを確保することが困難であるという問題がある。これに対し、その含量が０．９％を超える場合には、電気比抵抗が増加して溶接性が劣化し得る。したがって、本発明では、炭素の含量を０．３〜０．９％に限定することが好ましい。
炭素は、オーステナイト組織の安定化に寄与する元素であり、その含量が増加するほど、オーステナイト組織の確保に有利になる。また、炭素は、鋼の積層欠陥エネルギーを増加させて引張強度及び伸びをともに増加させる役割を果たす。炭素の含量が０．３％未満である場合には、鋼板の高温加工において脱炭によってα’−マルテンサイト組織が形成され、遅れ破壊に脆弱になるという問題があり、また、目標とする引張強度及び伸びを確保することが困難であるという問題がある。これに対し、その含量が０．９％を超える場合には、電気比抵抗が増加して溶接性が劣化し得る。したがって、本発明では、炭素の含量を０．３〜０．９％に限定することが好ましい。
マンガン（Ｍｎ）：１２〜２５％
マンガンは、炭素とともにオーステナイト組織を安定化させる元素である。その含量が１２％未満である場合には、変形中にα’−マルテンサイト組織が形成され、安定したオーステナイト組織を確保することが困難であり、これに対し、その含量が２５％を超える場合には、強度向上の効果は飽和され、製造コストが上昇するという欠点がある。したがって、本発明では、マンガンの含量を１２〜２５％に限定することが好ましい。
マンガンは、炭素とともにオーステナイト組織を安定化させる元素である。その含量が１２％未満である場合には、変形中にα’−マルテンサイト組織が形成され、安定したオーステナイト組織を確保することが困難であり、これに対し、その含量が２５％を超える場合には、強度向上の効果は飽和され、製造コストが上昇するという欠点がある。したがって、本発明では、マンガンの含量を１２〜２５％に限定することが好ましい。
シリコン（Ｓｉ）：０．５〜２．５％
シリコンは、通常、鋼の脱酸剤として用いられる元素であるが、本発明では、固溶強化によって鋼の降伏強度及び引張強度を向上させる役割を果たす。特に、本発明では、適切な含量のシリコンが炭窒化物形成元素であるチタン及びバナジウムと複合添加される場合、炭窒化物が微細化して、単純に炭窒化物形成元素のみが添加された場合に比べてさらに微細な結晶粒が得られることを確認している。本発明においてこのような効果を得るためには、シリコンの含量が０．５％以上であることが好ましい。但し、その含量が２．５％を超える場合には、熱間圧延において表面に多量のシリコン酸化物が形成されて酸洗性が低下し、電気比抵抗が増加して溶接性が劣化し得る。したがって、本発明では、シリコンの含量を０．５〜２．５％に限定することが好ましい。
シリコンは、通常、鋼の脱酸剤として用いられる元素であるが、本発明では、固溶強化によって鋼の降伏強度及び引張強度を向上させる役割を果たす。特に、本発明では、適切な含量のシリコンが炭窒化物形成元素であるチタン及びバナジウムと複合添加される場合、炭窒化物が微細化して、単純に炭窒化物形成元素のみが添加された場合に比べてさらに微細な結晶粒が得られることを確認している。本発明においてこのような効果を得るためには、シリコンの含量が０．５％以上であることが好ましい。但し、その含量が２．５％を超える場合には、熱間圧延において表面に多量のシリコン酸化物が形成されて酸洗性が低下し、電気比抵抗が増加して溶接性が劣化し得る。したがって、本発明では、シリコンの含量を０．５〜２．５％に限定することが好ましい。
アルミニウム（Ａｌ）：０．３〜３．０％
アルミニウムは、通常、鋼の脱酸のために添加する元素であるが、本発明では、積層欠陥エネルギーを高めてε−マルテンサイトの生成を抑えることで、鋼の延性及び耐遅れ破壊特性を向上させる役割を果たす。アルミニウムの含量が０．３％未満である場合には、急激な加工硬化現象によって鋼の延性が低下し、耐遅れ破壊特性が劣化するという問題がある。これに対し、３．０％を超える場合には、鋼の引張強度が低下し、鋳造性が劣化し、熱間圧延における鋼の表面酸化が激しくなって表面品質が劣化するという問題がある。したがって、本発明では、アルミニウムの含量を０．３〜３．０％に限定することが好ましい。
アルミニウムは、通常、鋼の脱酸のために添加する元素であるが、本発明では、積層欠陥エネルギーを高めてε−マルテンサイトの生成を抑えることで、鋼の延性及び耐遅れ破壊特性を向上させる役割を果たす。アルミニウムの含量が０．３％未満である場合には、急激な加工硬化現象によって鋼の延性が低下し、耐遅れ破壊特性が劣化するという問題がある。これに対し、３．０％を超える場合には、鋼の引張強度が低下し、鋳造性が劣化し、熱間圧延における鋼の表面酸化が激しくなって表面品質が劣化するという問題がある。したがって、本発明では、アルミニウムの含量を０．３〜３．０％に限定することが好ましい。
チタン（Ｔｉ）：０．０１〜０．５％
チタンは、鋼中の窒素と反応して窒化物を形成することで鋼の成形性を向上させ、鋼中の炭素と反応して炭化物を形成することで鋼の強度を向上させる。本発明においてこのような効果を得るためには、チタンの含量が０．０１％以上であることが好ましい。但し、その含量が０．５％を超える場合には、析出物が過度に形成されて鋼の疲労特性が劣化するという問題がある。したがって、本発明では、チタンの含量を０．０１〜０．５％に限定することが好ましい。
チタンは、鋼中の窒素と反応して窒化物を形成することで鋼の成形性を向上させ、鋼中の炭素と反応して炭化物を形成することで鋼の強度を向上させる。本発明においてこのような効果を得るためには、チタンの含量が０．０１％以上であることが好ましい。但し、その含量が０．５％を超える場合には、析出物が過度に形成されて鋼の疲労特性が劣化するという問題がある。したがって、本発明では、チタンの含量を０．０１〜０．５％に限定することが好ましい。
バナジウム（Ｖ）：０．０５〜０．５％
バナジウムは、炭素及び／または窒素と反応して析出物を形成する元素であり、特に、本発明では、低温で微細析出物を形成させて鋼の降伏強度を増加させる重要な役割を果たす。本発明においてこのような効果を得るためには、バナジウムの含量が０．０５％以上であることが好ましい。但し、その含量が０．５％を超える場合には、高温で粗大な炭窒化物が形成されて熱間加工性が劣化し、鋼の降伏強度が低下するという問題がある。したがって、本発明では、バナジウムの含量を０．０５〜０．５％に限定することが好ましい。
バナジウムは、炭素及び／または窒素と反応して析出物を形成する元素であり、特に、本発明では、低温で微細析出物を形成させて鋼の降伏強度を増加させる重要な役割を果たす。本発明においてこのような効果を得るためには、バナジウムの含量が０．０５％以上であることが好ましい。但し、その含量が０．５％を超える場合には、高温で粗大な炭窒化物が形成されて熱間加工性が劣化し、鋼の降伏強度が低下するという問題がある。したがって、本発明では、バナジウムの含量を０．０５〜０．５％に限定することが好ましい。
モリブデン（Ｍｏ）：０．０１〜０．５％
モリブデンは、高温強度を向上させる役割を果たす元素であり、特に、本発明では、鋼の降伏強度を増加させる役割を果たす。このような効果を得るためには、鋼中に０．０１％以上含まれることが好ましい。但し、その含量が０．５％を超える場合には、熱間加工性が劣化し得るだけでなく、製品のコスト競争力の点で不利になるという問題がある。したがって、本発明では、モリブデンの含量を０．０１〜０．５％に限定することが好ましい。
モリブデンは、高温強度を向上させる役割を果たす元素であり、特に、本発明では、鋼の降伏強度を増加させる役割を果たす。このような効果を得るためには、鋼中に０．０１％以上含まれることが好ましい。但し、その含量が０．５％を超える場合には、熱間加工性が劣化し得るだけでなく、製品のコスト競争力の点で不利になるという問題がある。したがって、本発明では、モリブデンの含量を０．０１〜０．５％に限定することが好ましい。
スズ（Ｓｎ）：０．０１〜０．２％
一般に、本発明のように鋼中に多量のシリコン及びマンガンが含有される場合、焼鈍において、酸素親和力の高いシリコン及びマンガンが鋼板の表層に単独若しくは複合酸化物を形成することで、めっき性が劣化することがある。スズは、鋼中のマンガンの表面濃化を効果的に抑えてマンガン系酸化物の形成を抑えることで、めっき性を改善するのに重要な役割を果たす。本発明においてこのような効果を得るためには、スズの含量が０．０１％以上であることが好ましい。但し、その含量が０．２％を超える場合には、その効果が飽和されるだけでなく、コスト競争力の点で経済性を確保することが困難である。したがって、本発明では、スズの含量を０．０１〜０．２％に限定することが好ましい。
一般に、本発明のように鋼中に多量のシリコン及びマンガンが含有される場合、焼鈍において、酸素親和力の高いシリコン及びマンガンが鋼板の表層に単独若しくは複合酸化物を形成することで、めっき性が劣化することがある。スズは、鋼中のマンガンの表面濃化を効果的に抑えてマンガン系酸化物の形成を抑えることで、めっき性を改善するのに重要な役割を果たす。本発明においてこのような効果を得るためには、スズの含量が０．０１％以上であることが好ましい。但し、その含量が０．２％を超える場合には、その効果が飽和されるだけでなく、コスト競争力の点で経済性を確保することが困難である。したがって、本発明では、スズの含量を０．０１〜０．２％に限定することが好ましい。
タングステン（Ｗ）：０．００１〜０．１％
タングステンは粒界強化元素であり、鋼の強度を改善するために微量添加する。さらに、タングステンは、粒界炭化物を形成させ、焼鈍熱処理において粒界を介したマンガンの表面拡散を抑えることでめっき性を改善し、スポット溶接における溶融金属の母材浸透において粒界拡散を阻止することでＬＭＥクラックの発生を抑える。本発明においてこのような効果を得るためには、タングステンの含量が０．００１％以上であることが好ましい。但し、その含量が０．１％を超える場合には、その効果が飽和されるだけでなく、コスト競争力の点で経済性を確保することが困難である。したがって、本発明では、タングステンの含量を０．００１〜０．１％に限定することが好ましい。
タングステンは粒界強化元素であり、鋼の強度を改善するために微量添加する。さらに、タングステンは、粒界炭化物を形成させ、焼鈍熱処理において粒界を介したマンガンの表面拡散を抑えることでめっき性を改善し、スポット溶接における溶融金属の母材浸透において粒界拡散を阻止することでＬＭＥクラックの発生を抑える。本発明においてこのような効果を得るためには、タングステンの含量が０．００１％以上であることが好ましい。但し、その含量が０．１％を超える場合には、その効果が飽和されるだけでなく、コスト競争力の点で経済性を確保することが困難である。したがって、本発明では、タングステンの含量を０．００１〜０．１％に限定することが好ましい。
コバルト（Ｃｏ）：０．００１〜０．１％
コバルトは、タングステンと複合添加される際に、化合物を形成して高温強度の改善に寄与する。尚、タングステンとともに、焼鈍熱処理において粒界を介したマンガンの表面拡散を抑えることでめっき性を改善し、スポット溶接における溶融金属の母材浸透において粒界拡散を阻止することでＬＭＥクラックの発生を抑える。本発明においてこのような効果を得るためには、コバルトの含量が０．００１％以上であることが好ましい。但し、その含量が０．１％を超える場合には、その効果が飽和されるだけでなく、コスト競争力の点で経済性を確保することが困難である。したがって、本発明では、コバルトの含量を０．００１〜０．１％に限定することが好ましい。
コバルトは、タングステンと複合添加される際に、化合物を形成して高温強度の改善に寄与する。尚、タングステンとともに、焼鈍熱処理において粒界を介したマンガンの表面拡散を抑えることでめっき性を改善し、スポット溶接における溶融金属の母材浸透において粒界拡散を阻止することでＬＭＥクラックの発生を抑える。本発明においてこのような効果を得るためには、コバルトの含量が０．００１％以上であることが好ましい。但し、その含量が０．１％を超える場合には、その効果が飽和されるだけでなく、コスト競争力の点で経済性を確保することが困難である。したがって、本発明では、コバルトの含量を０．００１〜０．１％に限定することが好ましい。
上記組成以外に、残部はＦｅである。但し、通常の製造過程では、原料または周囲環境から不意しない不純物が不可避に混入され得るため、これを排除することはできない。これらの不純物は、本技術分野において通常の知識を有する者であれば誰でも周知のものであるため、全ての内容を本明細書では特に言及しない。
一方、上記組成以外に有効な成分の添加が排除されるものではなく、例えば、素地鋼板は、重量％で、Ｃｒ：０．５％以下（０％を除く）、Ｎｂ：０．０５％以下（０％を除く）、及びＳｂ：０．１％以下（０％を除く）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。
クロム（Ｃｒ）：０．５％以下（０％を除く）
クロムは、表層に緻密な酸化物皮膜を形成することで、内部への酸素の流入を抑えて脱炭を抑えることにより、オーステナイト組織を安定化させる役割を果たす。しかし、０．５％以上添加する場合、粒界に炭化物を形成することでクラック核を生成する役割をし、耐遅れ破壊性を劣化させるという問題があるため、０．５％以下で添加することが好ましい。
クロムは、表層に緻密な酸化物皮膜を形成することで、内部への酸素の流入を抑えて脱炭を抑えることにより、オーステナイト組織を安定化させる役割を果たす。しかし、０．５％以上添加する場合、粒界に炭化物を形成することでクラック核を生成する役割をし、耐遅れ破壊性を劣化させるという問題があるため、０．５％以下で添加することが好ましい。
ニオブ（Ｎｂ）：０．０５％以下（０％を除く）
ニオブは、バナジウムと複合添加する際に、炭窒化物を形成することで結晶粒を微細化し、強度上昇の役割を果たす。しかし、０．０５％以上添加する場合には、高温延性を減少させてスラブ品質を劣化させるため、０．０５％以下で添加することが好ましい。
ニオブは、バナジウムと複合添加する際に、炭窒化物を形成することで結晶粒を微細化し、強度上昇の役割を果たす。しかし、０．０５％以上添加する場合には、高温延性を減少させてスラブ品質を劣化させるため、０．０５％以下で添加することが好ましい。
アンチモン（Ｓｂ）：０．１％以下（０％を除く）
アンチモンは、焼鈍熱処理において鋼板表層直下に濃化する元素であり、Ｓｉ、Ｍｎ、及びＡｌ合金元素が粒界に沿って表面へ拡散することを抑え、溶融アルミニウムめっき性の確保を可能とする。しかし、冷延酸洗において表層部にスケールの残存を誘発して酸洗性を劣化させるため、０．１％以下に制御することが好ましい。
アンチモンは、焼鈍熱処理において鋼板表層直下に濃化する元素であり、Ｓｉ、Ｍｎ、及びＡｌ合金元素が粒界に沿って表面へ拡散することを抑え、溶融アルミニウムめっき性の確保を可能とする。しかし、冷延酸洗において表層部にスケールの残存を誘発して酸洗性を劣化させるため、０．１％以下に制御することが好ましい。
一方、上記のような成分範囲を有する鋼材の合金を設計するにあたり、Ｗ及びＣｏの含量は、合計で０．０１％以上含まれるようにすることが好ましい。これらの元素の含量の和が０．０１％に達していない場合には、Ｗ及びＣｏによる粒界強化、及びＳｉ、Ｍｎ及びＡｌの表面濃化の抑制を十分に果たすことが困難であり、これによって、未めっきが発生するか、または、スポット溶接ＬＭＥ特性が劣化する恐れがある。
また、上記のような成分範囲を有する鋼材の合金を設計するときに、Ｍｏ及びＶの含量は、合計で０．６％以上含まれるようにすることが好ましい。これらの元素の含量の和が０．６％未満である場合には、焼鈍熱処理過程で微細炭窒化物が円滑に形成されず、結晶粒の微細化が十分に行われない恐れがあり、これによって、強度向上の効果及び応力分散によるスポット溶接ＬＭＥ特性改善の効果が十分に発揮できない恐れがある。
一例よると、素地鋼板１０は、Ｔｉ及び／またはＶを含む炭窒化物を含み、上記炭窒化物の平均円相当径は１００ｎｍ以下（０ｎｍを除く）であってよい。炭窒化物の平均円相当径が１００ｎｍを超える場合には、結晶粒の微細化に効果的ではないため、鋼の降伏強度が劣化し得る。
一例よると、素地鋼板１０の降伏比（降伏強度／引張強度）は０．６８以上であってよい。降伏比が０．６８に達していない場合には、構造部材の衝突において衝突吸収能が十分に果たせない恐れがある。
溶融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、溶融アルミニウム系めっき層３０の組成について特に限定せず、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、溶融アルミニウム系めっき層３０に含まれ得る元素の種類と、それらの好ましい含量範囲について詳細に説明する。
Ｓｉ：７〜１２％
優れた加工性若しくは耐酸化性が要求される場合、適量のＳｉを添加することができる。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初晶が晶出して、却って耐食性及び加工性が劣化する恐れがある。これを考慮すると、Ｓｉの含量は７〜１２％であることができ、８〜１０％であることが好ましい。
優れた加工性若しくは耐酸化性が要求される場合、適量のＳｉを添加することができる。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初晶が晶出して、却って耐食性及び加工性が劣化する恐れがある。これを考慮すると、Ｓｉの含量は７〜１２％であることができ、８〜１０％であることが好ましい。
Ｍｇ：３〜５％
優れた耐食性が要求される場合、適量のＭｇを添加することができる。また、Ｍｇの添加は、めっき層の表層硬度を上昇させて摩擦系数を低減させ、加工性を向上させる。但し、その含量が過多である場合には、強い酸素親和力によってＭｇ酸化物を形成させ、めっき浴にドロスの発生をもたらす。これを考慮すると、Ｍｇの含量は３〜５％であってよい。
優れた耐食性が要求される場合、適量のＭｇを添加することができる。また、Ｍｇの添加は、めっき層の表層硬度を上昇させて摩擦系数を低減させ、加工性を向上させる。但し、その含量が過多である場合には、強い酸素親和力によってＭｇ酸化物を形成させ、めっき浴にドロスの発生をもたらす。これを考慮すると、Ｍｇの含量は３〜５％であってよい。
本発明のオーステナイト系溶融アルミニウムめっき鋼板は、場合によって、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たＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ−Ｍｎ系合金層２０をさらに含むことができる。この場合、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ−Ｍｎ系合金層は、Ｆｅ及びＭｎを、合計で２３重量％以上含むことができる。合金層中に含有されたＦｅ及びＭｎは、溶融めっきにおいてめっき浴の成分に起因したものであるか、または、素地鋼板から拡散したものであってよい。Ｆｅ及びＭｎの含量の和が２３重量％未満である場合には、焼鈍熱処理過程で素地鋼板の表面に濃化して形成されたレイヤー（層）形態のＳｉ、ＭｎまたはＡｌ酸化物により、めっき浴に浸漬されてめっきされる過程で素地鋼板中のＦｅ及びＭｎがＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ−Ｍｎ系合金層に拡散することが阻止され、この場合、めっき性及び密着性が劣化し得る。
一例よると、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ−Ｍｎ系合金層２０の厚さをｘとし、溶融アルミニウム系めっき層３０の厚さをｙとしたときに、ｙ／ｘは１以上６以下であってよい。ｙ／ｘが１未満である場合には、Ｓｉ、ＭｎまたはＡｌ酸化物により、めっき浴における浸漬過程で溶融アルミニウムの濡れ性が劣化してめっき層の厚さが薄くなり、焼鈍酸化物が存在する部位におけるめっき層の厚さが局所的に薄いため、試験片の全体にわたって、めっき層の厚さのばらつきによるフローマーク状のめっき欠陥が誘発され得る。これに対し、ｙ／ｘが６を超える場合には、鋼板のＦｅの拡散が円滑ではないためＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ−Ｍｎ系合金層が薄く形成され、めっき／素地の界面の弱合金化によるアンカリング効果が不十分なため、めっき密着性が劣化し得る。
一例よると、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ−Ｍｎ系合金層２０と溶融アルミニウム系めっき層３０との界面には、厚さが１μｍ以下（０μｍを除く）のＡｌ−Ｓｉ−Ｍｇ合金相が、素地鋼板に水平な方向に２μｍ以下（０μｍを除く）の間隔で断続的に形成されていることができる。Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｇ合金相の厚さが１μｍを超えるか、または、その間隔が２μｍを超える場合には、ブリトル（ｂｒｉｔｔｌｅ）なＡｌ−Ｓｉ−Ｍｇ合金相内でクラックが発生するか、水平方向に連続的に形成された合金相によってめっき層内に剥離現象が発生し得る。
上述のように、以上で説明した本発明のオーステナイト系溶融アルミニウム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、その一実施形態として、次のような方法により製造されることができる。
まず、上述の合金組成を満たす素地鋼板を還元雰囲気下で加熱した後、維持する。
この際、露点温度は−３０℃に制御することが好ましい。これは、鋼板の表面におけるＳｉ、Ｍｎ、及びＡｌ酸化物の濃化をできる限り抑えるためである。露点温度が−３０℃を超える場合には、鋼中のＭｎが酸素と反応して鋼板の表層にＭｎ酸化物を帯状に厚く形成するため、溶融アルミニウムの濡れ性が劣化するようになる。
この際、加熱温度は７００〜８５０℃であることが好ましい。加熱温度が７００℃未満である場合には、Ａ１変態点（約７２６℃）よりも低くなってオーステナイトの単相組織を確保することが困難である。これに対し、加熱温度が高すぎる場合には、２次再結晶により鋼の引張強度または伸びが低下し、鋼板の表面にＳｉ、Ｍｎ、及びＡｌ酸化物が厚く形成されるため、未めっきの発生及びめっき剥離現象が誘発され得る。これを防止するためには、加熱温度を８５０℃に制御することが好ましく、８２０℃以下に制御することがより好ましい。
一例よると、上記還元雰囲気は、３〜２０体積％の水素（Ｈ２）及び残部窒素（Ｎ２）ガス雰囲気であってよい。水素の含量が３体積％未満である場合には、鋼板の表面に不可避に形成された鉄酸化皮膜の還元が十分に行われないため、残留酸化層によるめっき層の剥離をもたらす恐れがある。但し、水素の含量が過度に高い場合には、水素の含量が増加するに伴いコストが増加し、さらに、爆発の危険も増大するため、その含量を２０体積％以下に限定することが好ましい。
その後、還元雰囲気下で加熱及び維持された素地鋼板を冷却する。
一例よると、冷却された素地鋼板の温度、すなわち、アルミニウム系めっき浴に浸漬される直前若しくは直後の素地鋼板の温度は、５６０〜６６０℃であってよい。その温度が５６０℃未満である場合には、溶融されたアルミニウムが鋼板の表面で凝固される速度が急激に増加し、鋼板表面での流動性が減少し、これによって、部位毎のめっき付着量のばらつきを加速化させ、未めっき欠陥を発生させる恐れがある。これに対し、その温度が６６０℃を超える場合には、鋼板の溶解を促進させてＦｅ−Ａｌ化合物形態のドロスの発生を加速化させ、未めっきを引き起こす恐れがある。
その後、冷却された素地鋼板をアルミニウム系めっき浴に浸漬してめっきする。アルミニウム系めっき浴は、純粋アルミニウムめっき浴であってもよく、Ｓｉ、Ｍｇなどを含むアルミニウム系合金めっき浴であってもよい。
一例よると、素地鋼板の引込温度をＴｄ（℃）とし、上記アルミニウム系めっき浴の温度をＴｐ（℃）としたときに、上記Ｔｄは、（Ｔｐ−８０）℃以上（Ｔｐ−１０）℃以下を満たすことができる。Ｔｄが（Ｔｐ−８０）℃未満である場合には、めっき浴の粘度が過度に上昇して鋼板を巻くロールの移動度が減少し、これによって、鋼板とロールとの間のスリップを誘発させて鋼板の表面欠陥を引き起こす恐れがある。これに対し、Ｔｄが（Ｔｐ−１０）℃を超える場合には、鋼板の溶解を促進させてＦｅ−Ａｌ化合物形態のドロスの発生を加速化させ、これによって、未めっきを引き起こす恐れがある。
次に、必要に応じて、アルミニウム系めっき鋼板を７２０〜８４０℃の温度で合金化熱処理することができる。合金化熱処理温度を７２０℃以上に制御することで、アルミニウム系めっき層中に十分なＦｅ含量を確保することができ、８４０℃以下に制御することで、めっき層中における過剰なＦｅ含量によって加工中にめっき層が脱落するパウダリング現象を防止することができる。
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、下記の実施例は、本発明を例示して具体化するためのものにすぎず、本発明の権利範囲を制限するためのものではないという点に留意する必要がある。本発明の権利範囲は、特許請求の範囲に記載の事項と、それから合理的に類推される事項によって決定されるためである。
下記表１に示した合金組成を有する鋼塊を１１８０℃の加熱炉にて１時間均質化処理した後、９００℃の仕上圧延温度で圧延することで、熱延鋼板を製造した。次いで、上記熱延鋼板を４００℃の巻取温度で巻き取った後、酸洗後、５５％の冷間圧下率で冷間圧延することで、冷延鋼板を製造した。さらに、５ｖｏｌ％の水素を含む窒素ガス雰囲気下で、下記表２に示した温度に加熱及び６０秒間の均熱を行った。その後、上記鋼板をめっき浴中に５秒間浸漬することで、めっき鋼板を製造した。この際、発明例１〜５では、９重量％のＳｉ及び残部Ａｌからなるめっき浴を使用し、比較例１〜５では、０．２重量％のＡｌ及び残部Ｚｎからなるめっき浴を使用した。次いで、エアワイピングにより、表面に被覆されためっき付着量が７０ｇ／ｍ２水準を維持するようにした。
上記めっき工程済みの鋼板の機械的性質を評価するために、圧延方向の垂直方向に４０ｍｍ×２００ｍｍに切断し、側面ミリング研削及びＪＩＳ５号の規格に準じて引張試験片を製作し、引張試験機で降伏強度（ＹＳ）及び引張強度（ＴＳ）を測定して表２に併せて示した。
上記めっき工程済みの鋼板のめっき性を評価するために、めっきされた表面の全体面積に対するアルミニウム系めっき層の被覆面積率を測定し、下記表２に併せて示した。断面を観察するために、試験片を１５ｍｍ×１５ｍｍに切断して断面を研磨した後、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）でめっき層を観察した。また、鋼板のめっき密着性を測定するために、３０ｍｍ×８０ｍｍサイズの試験片を１８０°曲げ加工した後、曲げ試験を行った。鋼板の材質特性に応じて、素材が破断されない範囲で０Ｔ曲げを行った。曲げ部に透明ビニルテープを付けてから剥離させた際にめっき層が付着して出ると「剥離」、めっき層が全く付着して出ないと「非剥離」とし、表２にともに示した。
スポット溶接性を評価するために、先端径６ｍｍのＣｕ−Ｃｒ電極を用いて溶接電流を流しながら、加圧力２．６ｋＮで１６サイクルの通電時間と１５サイクルの保持時間の条件で溶接を行った。鋼板の厚さをｔとしたときに、ナゲット径が４ｖｔより小さくなった時点の溶接電流を下限と決定し、飛び散り現象が発生した時点の溶接電流（Ｅｘｐｕｌｓｉｏｎ ｃｕｒｒｅｎｔ）を上限と決定して、下限からＬＭＥクラックが発生しない電流までの差値を「ＬＭＥクラック未発生電流範囲」として表２に併せて示した。
一方、図３は発明例１によるめっき鋼板の試験片の外観を観察した写真であり、図４は比較例１によるめっき鋼板の試験片の外観を観察した写真である。
表３を参照すると、発明例１〜５は、素地鋼板の組成、製造条件、ｙ／ｘ、及び合金層中のＦｅ及びＭｎの含量の合計が何れも本発明の提案範囲を満たし、かつアルミニウム系めっき層の被覆面積率が何れも９５％以上と、非常に優れためっき性を有し、剥離部分がなくめっき密着性にも優れていることが確認できた。
しかし、比較例１及び３は、鋼中のＳｉの含量が本発明の提案範囲を満たさず、炭窒化物のサイズを効果的に微細化できなかったため、相対的に粗大な結晶粒を有し、降伏強度が８００ＭＰａに遥かに達していなかった。
また、比較例２は、均熱区間での露点が本発明の提案範囲から外れていて、鋼板の表面に厚い帯状のＭｎ酸化物が形成されてめっき性が劣化し、めっき層が脱落するめっき剥離現象も発生した。そして、形成されたＭｎ酸化物により、めっきされたとしてもそのめっき層の厚さが薄いため、めっき層と合金層との厚さ比が減少し、めっき浴に浸漬されてめっきされる過程で素地のＦｅ、Ｍｎが合金層中に拡散することが阻止されることにより、合金層中のＦｅ、Ｍｎの含量の合計が低くなった。
また、比較例４は、鋼中のＷ及びＣｏの含量が本発明の提案範囲を満たさず、鋼中のＭｎの表面濃化を効果的に抑えることができなかったため、Ｍｎ系酸化物が鋼板の表面に形成され、鋼板の引込温度がめっき浴の温度に比べて約２０℃高く、熱衝撃による酸化物の閉じ込め効果が不十分なためアルミニウムめっき層の被覆面積率が７３％に留まりめっき性が劣化していた。その結果、めっき層と素地との界面でめっき層が剥離された。鋼板の表面に形成されたレイヤー形態のＭｎ酸化物により、めっきされたとしてもそのめっき層の厚さが薄いため、めっき層と合金層との厚さ比が減少し、めっき浴に浸漬されてめっきされる過程で素地のＦｅ、Ｍｎが合金層中に拡散することが阻止されることにより、合金層中のＦｅ、Ｍｎの含量の合計が低くなった。
また、比較例５は、均熱区間の焼鈍温度が本発明の提案範囲を超えており、２次再結晶による鋼の材質、すなわち、引張強度が所望の水準に達しておらず、焼鈍温度に達するまでの時間が相対的に長く、さらに、焼鈍温度が高くなるにつれて鋼中のＳｉ、ＭｎまたはＡｌが鋼板の表面に多く拡散し、めっき層と素地鋼板との界面に帯状のＳｉ、ＭｎまたはＡｌ酸化物が形成された。また、鋼板の引込温度がめっき浴温度に比べて約１６０℃高く、熱衝撃による酸化物の閉じ込め効果はあるものの、鋼板の引込温度が低く、溶融されたアルミニウムの鋼板表面での凝固速度が急激に増加して鋼板の表面での流動性が減少することで、部位毎のめっき付着量のばらつきが加速化され、未めっき欠陥が発生したためアルミニウムめっき層の被覆面積率が７８％に留まった。還元雰囲気で熱処理しても、アルミニウムめっき後にめっき層と鋼板との界面に残留するＳｉ、ＭｎまたはＡｌ酸化物によってめっき層が脱落する現象が発生した。また、焼鈍熱処理過程で鋼板の表面に濃化して形成されたレイヤー形態のＳｉ、ＭｎまたはＡｌ酸化物により、めっきされたとしてもそのめっき層の厚さが薄いため、めっき層と合金層との厚さ比が減少し、めっき浴に浸漬されてめっきされる過程で素地のＦｅ、Ｍｎが合金層中に拡散することが阻止されることにより、合金層中のＦｅ、Ｍｎの含量の合計が低くなった。
一方、発明例１〜５は、めっき層の主成分がアルミニウムで構成され、ＬＭＥクラック抵抗性が高くなったため、ＬＭＥクラックが発生しない電流範囲が１．０ｋＡを超える水準であり溶接性に優れていることが確認できた。
しかし、比較例１〜５は、めっき層の主成分が亜鉛で構成され、スポット溶接において融点の低い亜鉛の母材浸透を抑えることができなかったため、ＬＭＥクラックが相対的に低い溶接電流値から発生し、ＬＭＥが発生しない電流範囲が１．０ｋＡに達していなかった。
Claims (14)
- 重量％で、Ｃ：０．３〜０．９％、Ｍｎ：１２〜２５％、Ｓｉ：０．５〜２．５％、Ａｌ：０．３〜３．０％、Ｔｉ：０．０１〜０．５％、Ｖ：０．０５〜０．５％、Ｍｏ：０．０１〜０．５％、Ｓｎ：０．０１〜０．２％、Ｃｏ：０．００１〜０．１％、Ｗ：０．００１〜０．１％、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、Ｗ及びＣｏの合計が０．０１％以上でありＭｏ及びＶの合計が０．６％以上である、素地鋼板と、
前記素地鋼板の表面に形成された溶融アルミニウム系めっき層と、を含む、オーステナイト系溶融アルミニウムめっき鋼板。 - 前記素地鋼板は、重量％で、Ｃｒ：０．５％以下（０％を除く）、Ｎｂ：０．０５％以下（０％を除く）、及びＳｂ：０．１％以下（０％を除く）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に記載のオーステナイト系溶融アルミニウムめっき鋼板。
- 前記素地鋼板は、平均円相当径が１００ｎｍ以下である炭窒化物を含む、請求項１に記載のオーステナイト系溶融アルミニウムめっき鋼板。
- 前記素地鋼板の降伏比（降伏強度／引張強度）が０．６８以上である、請求項１に記載のオーステナイト系溶融アルミニウムめっき鋼板。
- 前記溶融アルミニウム系めっき層は、７〜１２重量％のＳｉを含む、請求項１に記載のオーステナイト系溶融アルミニウムめっき鋼板。
- 前記溶融アルミニウム系めっき層は、３〜５重量％のＭｇをさらに含む、請求項５に記載のオーステナイト系溶融アルミニウムめっき鋼板。
- 前記素地鋼板と溶融アルミニウム系めっき層との界面に形成されたＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ−Ｍｎ系合金層をさらに含み、
前記Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ−Ｍｎ系合金層は、Ｆｅ及びＭｎを合計で２３重量％以上含む、請求項１に記載のオーステナイト系溶融アルミニウムめっき鋼板。 - 前記Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ−Ｍｎ系合金層の厚さをｘとし、前記溶融アルミニウム系めっき層の厚さをｙとしたときに、ｙ／ｘは１以上６以下である、請求項７に記載のオーステナイト系溶融アルミニウムめっき鋼板。
- 前記Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ−Ｍｎ系合金層と溶融アルミニウム系めっき層との界面には、厚さが１μｍ以下（０μｍを除く）のＡｌ−Ｓｉ−Ｍｇ合金相が、素地鋼板に水平な方向に２μｍ以下（０μｍを除く）の間隔で断続的に形成されている、請求項７に記載のオーステナイト系溶融アルミニウムめっき鋼板。
- 重量％で、Ｃ：０．３〜０．９％、Ｍｎ：１２〜２５％、Ｓｉ：０．５〜２．５％、Ａｌ：０．３〜３．０％、Ｔｉ：０．０１〜０．５％、Ｖ：０．０５〜０．５％、Ｍｏ：０．０１〜０．５％、Ｓｎ：０．０１〜０．２％、Ｃｏ：０．００１〜０．１％、Ｗ：０．００１〜０．１％、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、Ｗ及びＣｏが合計で０．０１％以上でありＭｏ及びＶが合計で０．６％以上である、素地鋼板を準備する段階と、
前記素地鋼板を−３０℃以下の露点温度の還元雰囲気下で７００〜８５０℃まで加熱した後、維持する段階と、
前記加熱及び維持された素地鋼板を冷却する段階と、
前記冷却された素地鋼板をアルミニウム系めっき浴に浸漬してめっきする段階と、を含む、オーステナイト系溶融アルミニウムめっき鋼板の製造方法。 - 前記冷却された素地鋼板の引込温度をＴｄ（℃）とし、前記アルミニウム系めっき浴の温度をＴｐ（℃）としたときに、前記Ｔｄは、（Ｔｐ−８０）℃以上（Ｔｐ−１０）℃以下を満たす、請求項１０に記載のオーステナイト系溶融アルミニウムめっき鋼板の製造方法。
- 前記還元雰囲気は、３〜２０体積％の水素（Ｈ２）及び残部窒素（Ｎ２）ガス雰囲気である、請求項１０に記載の溶融アルミニウムめっき鋼板の製造方法。
- 前記冷却された素地鋼板の引込温度（Ｔｄ）が５６０〜６６０℃である、請求項１０に記載のオーステナイト系溶融アルミニウムめっき鋼板の製造方法。
- 前記めっき後に、７２０〜８４０℃の温度で合金化熱処理する段階をさらに含む、請求項１０に記載のオーステナイト系溶融アルミニウムめっき鋼板の製造方法。
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