特表 2024-519996 加工性および耐食性に優れためっき鋼材の製造方法

(19)【発行国】日本国特許庁(JP)

(12)【公報種別】公表特許公報(A)

(11)【公表番号】

(43)【公表日】2024-05-21

(54)【発明の名称】加工性および耐食性に優れためっき鋼材の製造方法

(51)【国際特許分類】

   C23C 2/06 20060101AFI20240514BHJP

【ＦＩ】

C23C2/06

【審査請求】有

【予備審査請求】未請求

(21)【出願番号】P 2023572669

(86)(22)【出願日】2022-12-15

(85)【翻訳文提出日】2023-11-22

(86)【国際出願番号】 KR2022020448

(87)【国際公開番号】W WO2023210909

(87)【国際公開日】2023-11-02

(31)【優先権主張番号】10-2022-0053442

(32)【優先日】2022-04-29

(33)【優先権主張国・地域又は機関】KR

(81)【指定国・地域】

(71)【出願人】

【識別番号】510307299

【氏名又は名称】ヒュンダイ スチール カンパニー

(74)【代理人】

【識別番号】100120031

【弁理士】

【氏名又は名称】宮嶋 学

(74)【代理人】

【識別番号】100127465

【弁理士】

【氏名又は名称】堀田 幸裕

(74)【代理人】

【識別番号】100107582

【弁理士】

【氏名又は名称】関根 毅

(74)【代理人】

【識別番号】100210790

【弁理士】

【氏名又は名称】石川 大策

(72)【発明者】

【氏名】キム、ソンジン

(72)【発明者】

【氏名】リー、ジェミン

【テーマコード（参考）】

4K027

【Ｆターム（参考）】

4K027AA05

4K027AA22

4K027AB32

4K027AB44

4K027AC64

4K027AE12

(57)【要約】

本発明の一実施形態による加工性および耐食性に優れためっき鋼材の製造方法は、溶融合金めっき浴に素地鉄を浸漬するステップ；および浸漬された前記素地鉄を前記溶融合金めっき浴から引き出して冷却工程を行うことで、前記素地鉄上に溶融合金めっき層を形成するステップ；を含み、前記冷却工程における第１平均冷却速度は、前記溶融合金めっき浴の温度である第１温度と、前記溶融合金めっき層を構成するＭｇＺｎ_２相の凝固開始温度である第２温度との差に応じて異なる。

【特許請求の範囲】

【請求項1】

溶融合金めっき浴に素地鉄を浸漬するステップ；および
浸漬された前記素地鉄を前記溶融合金めっき浴から引き出して冷却工程を行うことで、前記素地鉄上に溶融合金めっき層を形成するステップ；を含み、
前記冷却工程における第１平均冷却速度は、前記溶融合金めっき浴の温度である第１温度と、前記溶融合金めっき層を構成するＭｇＺｎ_２相の凝固開始温度である第２温度との差に応じて異なることを特徴とする、加工性および耐食性に優れためっき鋼材の製造方法。

【請求項2】

前記第１温度と前記第２温度との差が５０℃未満である場合、前記第１平均冷却速度は１０～２０℃／ｓであり、
前記第１温度と前記第２温度との差が５０℃以上１００℃未満である場合、前記第１平均冷却速度は１５～３５℃／ｓであり、
前記第１温度と前記第２温度との差が１００℃以上である場合、前記第１平均冷却速度は２０～５０℃／ｓであることを特徴とする、請求項１に記載の加工性および耐食性に優れためっき鋼材の製造方法。

【請求項3】

前記第１平均冷却速度は、浸漬された前記素地鉄を前記溶融合金めっき浴から引き出した時点からＭｇＺｎ_２相が凝固し始める時点までの平均冷却速度であることを特徴とする、請求項１に記載の加工性および耐食性に優れためっき鋼材の製造方法。

【請求項4】

前記ＭｇＺｎ_２相が凝固し始める時点から凝固完了する時点までの前記冷却工程における第２平均冷却速度は、下記の数学式１の関係を満たすことを特徴とする、請求項１に記載の加工性および耐食性に優れためっき鋼材の製造方法。
［数１］
０．０１１４×Ｔ－０．２８４１≦第２平均冷却速度≦０．０２５×Ｔ＋１０ … ＜数学式１＞
（ただし、Ｔは、ＭｇＺｎ_２相の凝固開始温度）

【請求項5】

前記溶融合金めっき浴は、重量％で、Ａｌ：６～２３％、Ｍｇ：３～７％、およびその他の不可避不純物を含有するＺｎめっき浴であることを特徴とする、請求項１に記載の加工性および耐食性に優れためっき鋼材の製造方法。

【請求項6】

前記素地鉄上に形成された前記溶融合金めっき層は、表面において全ＭｇＺｎ_２相中で平均短軸長さ（ａ）と平均長軸長さ（ｂ）の比が０．５以下のＭｇＺｎ_２相の面積分率が７０％以下であることを特徴とする、請求項１に記載の加工性および耐食性に優れためっき鋼材の製造方法。

【発明の詳細な説明】

【技術分野】

【0001】

本発明は鋼材に関し、より詳しくは、加工性および耐食性に優れためっき鋼材の製造方法に関する。

【背景技術】

【0002】

溶融亜鉛めっき鋼板は、犠牲防食性に優れており、腐食環境にさらされる際に、電位の低い亜鉛が先に溶出され、鋼材の腐食を防止する特性を有する。このような優れた腐食特性により、溶融亜鉛めっき鋼板は、家電、建材、および自動車用鋼板として用いられている。しかし、技術の発展および品質の目安の向上により耐食性に対する期待要求が高くなるにつれ、従来の溶融亜鉛めっき鋼板よりも優れた耐食性を有する製品の開発に対する必要性が増大している。このような問題を解決するために、２０００年代の初めから、ヨーロッパおよび日本では、亜鉛（Ｚｎ）めっき浴にアルミニウム（Ａｌ）とマグネシウム（Ｍｇ）を添加して耐食性を向上させる高耐食性めっき鋼板を生産している。高耐食性めっき鋼板は、Ｚｎの犠牲防食性の他に、ＭｇとＡｌの添加により腐食環境で緻密な腐食生成物を形成させ、酸化雰囲気から鋼材を遮断して耐食性を向上させる。しかし、Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇめっき鋼板は、亜鉛めっき鋼板と比べて、耐食性には優れるものの、加工性に劣るという短所がある。Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇの金属間化合物は、硬度が高いためクラック抵抗性が低く、このようなクラックは、加工工程で外観を損傷させるか、または素地鋼材を露出させて耐食性が低下するという問題がある。

【0003】

関連の先行技術には日本の特開２００５－１０５３６７号公報がある。

【発明の概要】

【発明が解決しようとする課題】

【0004】

本発明が達成しようとする技術的課題は、加工性および耐食性に優れためっき鋼材の製造方法を提供することにある。

【課題を解決するための手段】

【0005】

上記課題を解決するための本発明の一態様による加工性および耐食性に優れためっき鋼材の製造方法は、溶融合金めっき浴に素地鉄を浸漬するステップ；および浸漬された前記素地鉄を前記溶融合金めっき浴から引き出して冷却工程を行うことで、前記素地鉄上に溶融合金めっき層を形成するステップ；を含み、前記冷却工程における第１平均冷却速度は、前記溶融合金めっき浴の温度である第１温度と、前記溶融合金めっき層を構成するＭｇＺｎ_２相の凝固開始温度である第２温度との差に応じて異なる。

【0006】

前記加工性および耐食性に優れためっき鋼材の製造方法において、前記第１温度と前記第２温度との差が５０℃未満である場合、前記第１平均冷却速度は１０～２０℃／ｓであり、前記第１温度と前記第２温度との差が５０℃以上１００℃未満である場合、前記第１平均冷却速度は１５～３５℃／ｓであり、前記第１温度と前記第２温度との差が１００℃以上である場合、前記第１平均冷却速度は２０～５０℃／ｓであってもよい。

【0007】

前記加工性および耐食性に優れためっき鋼材の製造方法において、前記第１平均冷却速度は、浸漬された前記素地鉄を前記溶融合金めっき浴から引き出した時点からＭｇＺｎ_２相が凝固し始める時点までの平均冷却速度であってもよい。

【0008】

前記加工性および耐食性に優れためっき鋼材の製造方法において、前記ＭｇＺｎ_２相が凝固し始める時点から凝固完了する時点までの前記冷却工程における第２平均冷却速度は、下記の数学式１の関係を満たすことができる。
［数１］
０．０１１４×Ｔ－０．２８４１≦第２平均冷却速度≦０．０２５×Ｔ＋１０ … ＜数学式１＞
（ただし、Ｔは、ＭｇＺｎ_２相の凝固開始温度）

【0009】

前記加工性および耐食性に優れためっき鋼材の製造方法において、前記溶融合金めっき浴は、重量％で、Ａｌ：６～２３％、Ｍｇ：３～７％、およびその他の不可避不純物を含有するＺｎめっき浴であってもよい。

【0010】

前記加工性および耐食性に優れためっき鋼材の製造方法において、前記素地鉄上に形成された前記溶融合金めっき層は、表面において全ＭｇＺｎ_２相中で平均短軸長さ（ａ）と平均長軸長さ（ｂ）の比が０．５以下のＭｇＺｎ_２相の面積分率が７０％以下であってもよい。

【発明の効果】

【0011】

本発明の実施形態によれば、加工性および耐食性に優れためっき鋼材の製造方法を実現することができる。

【0012】

このような効果により本発明の範囲が限定されるものではないことは勿論である。

【図面の簡単な説明】

【0013】

【図1】実験例における実施例６による溶融合金めっき層の表面を撮影した写真である。

【図2】実験例における比較例１による溶融合金めっき層の表面を撮影した写真である。

【図3】実験例における実施例６による溶融合金めっき層に対して３Ｔ曲げ加工性の評価後に加工部をＦＥ－ＳＥＭで２００倍の倍率で撮影した写真である。

【図4】実験例における比較例４による溶融合金めっき層に対して３Ｔ曲げ加工性の評価後に加工部をＦＥ－ＳＥＭで２００倍の倍率で撮影した写真である。

【図5】実験例における実施例３による溶融合金めっき層の断面をＦＥ－ＳＥＭで１０００倍の倍率で撮影した写真である。

【図6】実験例における比較例４による溶融合金めっき層の断面をＦＥ－ＳＥＭで１０００倍の倍率で撮影した写真である。

【発明を実施するための形態】

【0014】

本発明の一実施形態による加工性および耐食性に優れためっき鋼材の製造方法について詳しく説明する。後述する用語は、本発明における機能を考慮して適宜選択された用語であり、当該用語に関する定義は、本明細書の全般にわたった内容に基づいて下されなければならない。以下では、延伸率に優れた超高強度・高耐食性めっき鋼板およびその製造方法の具体的な内容を提供しようとする。

【0015】

Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇめっき鋼板は、亜鉛めっき鋼板と比べて、耐食性には優れるものの、加工性に劣るという短所がある。Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇの金属間化合物は、硬度が高いためクラック抵抗性が低く、このようなクラックは、加工時に外観を損傷させるか、または素地鋼材が露出して加工時に耐食性が低下する。金属間化合物中のＭｇＺｎ_２は硬度が最も高いため、ＭｇＺｎ_２相の形状、分布、および大きさを調節する技術が重要である。

【0016】

本発明は、重量％で、Ａｌ：６～２３％、Ｍｇ：３～７％、残部Ｚｎ、およびその他の不可避不純物を含むＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系の高耐食性めっき鋼材の製造方法に関し、加工性および加工耐食性を改善するために硬度が高いＭｇＺｎ_２相の微細組織を制御することを目的とする。

【0017】

本発明の一実施形態による加工性および耐食性に優れためっき鋼材の製造方法は、溶融合金めっき浴に素地鉄を浸漬するステップ（Ｓ１０）；および浸漬された前記素地鉄を前記溶融合金めっき浴から引き出して冷却工程を行うことで、前記素地鉄上に溶融合金めっき層を形成するステップ（Ｓ２０）；を含む。

【0018】

前記素地鉄を浸漬するステップ（Ｓ１０）において、前記溶融合金めっき浴は、例えば、重量％で、Ａｌ：６～２３％、Ｍｇ：３～７％、およびその他の不可避不純物を含有するＺｎめっき浴であってもよい。さらに、前記溶融合金めっき浴は、重量％で、０．０５～１０％のＦｅおよび０超過１％未満のＳｉをさらに含有してもよい。

【0019】

前記溶融合金めっき浴内のＭｇとＡｌは、めっき層の耐食性を向上させる元素の一つであり、腐食生成物をさらに緻密に形成させて耐食性を向上させる。めっき浴内にＭｇが１．０重量％未満である場合には耐食性に寄与するところが少なく、従来は、２．０重量％超過時にＭｇ酸化ドロスによる生産の難しさがあるため、Ｍｇを２．０重量％未満使用した。しかし、本発明においては、より優れた耐食性を実現するために、めっき浴内にＭｇを３．０重量％以上添加する。前述したように、Ｍｇを３．０重量％超過添加時には酸化ドロスによる生産の難しさがあるが、Ａｌを６．０重量％以上添加時に溶湯中のＭｇ酸化によるドロスを減少させることができる。さらには、Ａｌの添加時に初晶Ａｌの生成とＺｎ－Ａｌ－Ｍｇの三元共晶相を形成して耐食性を向上させる役割を行うことができる。一方、めっき浴内にＭｇを７．０重量％超過添加時には、めっき層においてロッド（Ｒｏｄ）および針状形状のＭｇＺｎ_２またはＡｌを含むＭｇＺｎ_２相が全ＭｇＺｎ_２の面積分率７０％を超過するように成長してめっき層の加工性に劣り、加工時にめっき層のクラック発生により鋼材もしくはＦｅ－Ａｌ－Ｚｎ界面合金化層の露出により耐食性が低下する。一方、めっき浴内にＡｌを２３重量％超過添加時には、めっき浴の融点上昇により鋼材とめっき層との間の不連続的なＦｅ－Ａｌ－Ｚｎ界面合金層が過剰成長して加工時に界面密着性が脆弱になり得る。

【0020】

ＭｇＺｎ_２相の形状および分率は、冷却により綿密に制御することができる。本発明の一実施形態による加工性および耐食性に優れためっき鋼材の製造方法は、溶融合金めっき層を形成するステップ（Ｓ２０）を行う過程において、前記冷却工程における第１平均冷却速度は、前記溶融合金めっき浴の温度である第１温度と、前記溶融合金めっき層を構成するＭｇＺｎ_２相の凝固開始温度である第２温度との差に応じて異なる。前記第１平均冷却速度は、浸漬された前記素地鉄を前記溶融合金めっき浴から引き出した時点からＭｇＺｎ_２相が凝固し始める時点までの平均冷却速度であってもよい。

【0021】

具体的に、前記溶融合金めっき浴の温度である前記第１温度と、前記溶融合金めっき層を構成するＭｇＺｎ_２相の凝固開始温度である前記第２温度との差が５０℃未満である場合、前記第１平均冷却速度は１０～２０℃／ｓであってもよい。この場合、前記第１平均冷却速度が１０℃／ｓ未満である場合には、ＭｇＺｎ_２相以外の構成相であるＡｌ相、Ｚｎ相などが粗大に晶出され、ＭｇＺｎ_２領域の分率を好ましく制御し難く、液相状態のめっき層が酸素と反応してめっき表面の外観を阻害する要素として作用し得る。一方、前記第１平均冷却速度が２０℃を超過する場合には、ＭｇＺｎ_２の粗大領域が形成され難くなり得る。

【0022】

一方、前記溶融合金めっき浴の温度である前記第１温度と、前記溶融合金めっき層を構成するＭｇＺｎ_２相の凝固開始温度である前記第２温度との差が５０℃以上１００℃未満である場合、前記第１平均冷却速度は１５～３５℃／ｓであってもよい。この場合、前記第１平均冷却速度が１５℃／ｓ未満である場合には、ＭｇＺｎ_２相以外の構成相であるＡｌ相、Ｚｎ相などが粗大に晶出され、ＭｇＺｎ_２領域の分率を好ましく制御し難く、液相状態のめっき層が酸素と反応してめっき表面の外観を阻害する要素として作用し得る。一方、前記第１平均冷却速度が３５℃を超過する場合には、ＭｇＺｎ_２の粗大領域が形成され難くなり得る。

【0023】

また、前記溶融合金めっき浴の温度である前記第１温度と、前記溶融合金めっき層を構成するＭｇＺｎ_２相の凝固開始温度である前記第２温度との差が１００℃以上である場合、前記第１平均冷却速度は２０～５０℃／ｓであってもよい。この場合、前記第１平均冷却速度が２０℃／ｓ未満である場合には、ＭｇＺｎ_２相以外の構成相であるＡｌ相、Ｚｎ相などが粗大に晶出され、ＭｇＺｎ_２領域の分率を好ましく制御し難く、液相状態のめっき層が酸素と反応してめっき表面の外観を阻害する要素として作用し得る。一方、前記第１平均冷却速度が５０℃を超過する場合には、ＭｇＺｎ_２の粗大領域が形成され難くなり得る。

【0024】

さらに、本発明の一実施形態による加工性および耐食性に優れためっき鋼材の製造方法において、前記ＭｇＺｎ_２相が凝固し始める時点から凝固完了する時点までの前記冷却工程における第２平均冷却速度は、下記の数学式１の関係を満たすことができる。
［数２］
０．０１１４×Ｔ－０．２８４１≦第２平均冷却速度≦０．０２５×Ｔ＋１０ … ＜数学式１＞
（ただし、Ｔは、ＭｇＺｎ_２相の凝固開始温度）

【0025】

前記数学式１を満たさない条件で冷却する際には、ロッド（Ｒｏｄ）型ＭｇＺｎ_２析出相の成長を制御し難いため加工性に劣り、板の振動により生産性が低下するという短所がある。

【0026】

上述した加工性および耐食性に優れためっき鋼材の製造方法により実現された溶融合金めっき層は、めっき層の表面において全ＭｇＺｎ_２相中で平均短軸長さ（ａ）と平均長軸長さ（ｂ）の比が０．５以下のＭｇＺｎ_２相の面積分率が７０％以下であってもよい。すなわち、実現された前記めっき層の表面に分布した全ＭｇＺｎ_２相中でロッド（Ｒｏｄ）または針状形状のＭｇＺｎ_２相の面積分率が７０％以下であってもよい。この場合、実現された前記めっき層の表面に分布した全ＭｇＺｎ_２相中で多角形（Ｐｏｌｙｇｏｎ）形状のＭｇＺｎ_２相の面積分率が３０％以上であってもよい。

【0027】

本発明の亜鉛合金めっき層は、初晶Ａｌ相（Ｚｎ固溶したＡｌ単相組織）、Ａｌ／Ｚｎ共析相、Ｚｎ固溶相、ＭｇＺｎ_２（Ａｌを含むＭｇＺｎ_２相、Ｍｇ_２Ｚｎ_１１相を含む）、およびＡｌ／Ｚｎ／Ｍｇ共晶組織、またはこれらの組み合わせで構成されることができる。加工性および加工耐食性を改善するための微細組織の面で、前記Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき層の表面にＭｇＺｎ_２相およびＡｌを含むＭｇＺｎ_２相は、多角形（Ｐｏｌｙｇｏｎ）形状とロッド（Ｒｏｄ）および針状形状とからなることができる。

【0028】

ロッド（Ｒｏｄ）および針状形状の平均短軸長さ（ａ）と平均長軸長さ（ｂ）の比は１：１０≦ａ：ｂ≦１：２であることを特徴とする。全ＭｇＺｎ_２中で、ロッド（Ｒｏｄ）および針状形状のＭｇＺｎ_２相は、表面に７０％未満の面積分率で分布し、より好ましくは、５０％未満の面積分率で分布し、残部ＭｇＺｎ_２は、多角形（Ｐｏｌｙｇｏｎ）形状で分布していることを特徴とする。

【0029】

本発明において、素地鉄上に溶融合金めっき層を形成する例示的な工程は次のとおりである。

【0030】

例えば、６８０～８５０℃で焼鈍した素地鉄は、４４０～５３０℃のめっき浴に浸漬した後、エアナイフを通過して片面基準に３０～３００ｇ／ｍ^２を満たすようにする。ただし、焼鈍後の素地鉄の進入温度は、めっき浴の温度と±２０℃以上の差が出ないように調節する。

【0031】

本発明の一実施形態によるめっき鋼材は、前記溶融合金めっき層内の断面（例えば、縦断面）におけるＭｇＺｎ_２相の面積分率が２０～７０％であり、前記溶融合金めっき層内の断面（例えば、縦断面）におけるＭｇＺｎ_２相の面積分率に対するＡｌ含有相の面積分率の割合が１～７０％であることを特徴とする。ここで、前記Ａｌ含有相は、前記溶融合金めっき層内の断面において、ＭｇＺｎ_２相から離隔して存在するか、またはＭｇＺｎ_２相の内部に存在することができる。また、本実施形態において、前記Ａｌ含有相は、ｉ）Ａｌ単相、およびｉｉ）Ａｌを２０％以上含有し、不可避不純物が２％以内であり、残部がＺｎである相を意味する。

【0032】

溶融合金めっき層は、断面においてＭｇＺｎ_２相を面積分率として２０～７０％含むことができる。すなわち、前記溶融合金めっき層の全断面積（Ａ１）中でＭｇＺｎ_２相が占める断面積（Ａ２）の割合が２０～７０％であり、（Ａ２／Ａ１）×１００の値が２０～７０の範囲を満たすことができる。一方、溶融合金めっき層の断面において、ＭｇＺｎ_２相から離隔して存在するＡｌ含有相の断面積（Ｂ１）およびＭｇＺｎ_２相の内部に存在するＡｌ含有相の断面積（Ｂ２）の和が、全ＭｇＺｎ_２相の断面積（Ｂ３）に対して１～７０％の割合を有することができる。すなわち、［（Ｂ１＋Ｂ２）／Ｂ３］×１００の値が１～７０の範囲を満たすことができる。このような組織によれば、クラック抵抗性に優れ、具体的には、曲げ評価（３Ｔ曲げ評価、１Ｔ曲げ評価）におけるクラック幅の平均が３０μｍ以下であってもよい。

【0033】

本発明のめっき鋼材の溶融合金めっき層は、表面においてＭｇＺｎ_２相の面積分率が１０～７０％であってもよく、前記面積分率が１０％未満のものは形成が不可能であり、７０％を超過すれば、耐クラック性が低下する。ここで、溶融合金めっき層の表面は、外部と接する上部表面を意味し得る。

【0034】

本発明の一実施形態によるめっき鋼材において、溶融合金めっき層は、表面において全ＭｇＺｎ_２相中で平均短軸長さ（ａ）と平均長軸長さ（ｂ）の比が０．５以下のＭｇＺｎ_２相の面積分率が７０％以下であってもよい。例えば、溶融合金めっき層の表面における全ＭｇＺｎ_２相中の７０％以下のＭｇＺｎ_２相は、平均短軸長さ（ａ）と平均長軸長さ（ｂ）の比が１：２～１：１０であって０．５以下の値を有することができる。この場合、前記平均短軸長さ（ａ）と平均長軸長さ（ｂ）の比が０．５以下のＭｇＺｎ_２相は、前記平均短軸長さ（ａ）と平均長軸長さ（ｂ）の比が１／１０以上１／２以下であってもよい。前記平均短軸長さ（ａ）と平均長軸長さ（ｂ）の比が０．５未満である場合には耐クラック性が低下する。前記平均短軸長さ（ａ）は１～２０μｍであり、前記平均長軸長さ（ｂ）は２～２００μｍであってもよい。１μｍ未満の平均短軸長さ（ａ）と２μｍ未満の平均長軸長さ（ｂ）は形成が不可能であり、前記平均短軸長さ（ａ）が２０μｍを超過するか、または前記平均長軸長さ（ｂ）が２００μｍを超過する場合には耐クラック性が低下する。

【0035】

一方、本発明の他の態様によるめっき鋼材の溶融合金めっき層は、表面におけるＡｌ相およびＺｎ相で構成されるＡｌ－Ｚｎデンドライトの面積分率が３０％以下であってもよい。Ａｌ－Ｚｎデンドライトは、化成処理性や耐ＬＭＥ（Ｌｉｑｕｉｄ Ｍｅｔａｌ Ｅｍｂｒｉｔｔｌｅｍｅｎｔ）性に好ましくない影響を与えるため、その面積分率が低いことが好ましい。したがって、本実施形態によるめっき層においては、Ａｌ－Ｚｎデンドライトの面積分率を３０％以下とする。

【0036】

前述したように、本発明の一実施形態による加工性および耐食性に優れためっき鋼材において、前記Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき層の表面にＭｇＺｎ_２相およびＡｌを含むＭｇＺｎ_２相は、多角形（Ｐｏｌｙｇｏｎ）形状とロッド（Ｒｏｄ）および針状形状とからなり、ロッド（Ｒｏｄ）および針状形状の平均短軸長さ（ａ）と平均長軸長さ（ｂ）の比が１：２≦ａ：ｂ≦１：１０であることを特徴とする。全ＭｇＺｎ_２中で、ロッドおよび針状形状のＭｇＺｎ_２相は、表面に７０％以下の面積分率で分布し、より好ましくは、５０％未満の面積分率で分布し、残部ＭｇＺｎ_２は、多角形（Ｐｏｌｙｇｏｎ）形状で分布している。

【0037】

前記溶融合金めっき層は、表面において全ＭｇＺｎ_２相中で平均短軸長さ（ａ）と平均長軸長さ（ｂ）の比が０．５を超過するＭｇＺｎ_２相の面積分率が３０％以上であることを特徴とする。例えば、溶融合金めっき層は、表面における全ＭｇＺｎ_２相中の３０％以上のＭｇＺｎ_２相は、平均短軸長さ（ａ）と平均長軸長さ（ｂ）の比が０．５を超過する１：１．５、１：１．２などの値を有することを特徴とする。前記平均短軸長さ（ａ）と平均長軸長さ（ｂ）の比が０．５を超過するＭｇＺｎ_２相の断面積と同一の面積を有する仮想の円の直径（平均直径）は１～５０μｍであってもよい。前記平均直径が１μｍ未満のものは形成が不可能であり、５０μｍを超過する場合には耐クラック性が低下する。

【0038】

以下、本発明の理解を助けるために好ましい実験例を提示する。ただし、下記の実験例は、本発明の理解を助けるためのものにすぎず、本発明が下記の実験例により限定されるものではない。

【0039】

実験例
１．試験片の組成および工程条件
素地鋼板として１．２ｍｍの冷延素材を準備し、成分は、炭素（Ｃ）：０．１５重量％、ケイ素（Ｓｉ）：０．０１重量％、マンガン（Ｍｎ）：０．６重量％、リン（Ｐ）：０．０５重量％、硫黄（Ｓ）：０．０５重量％、および残りの鉄（Ｆｅ）の組成を有する。窒素－５～１０％水素雰囲気ガスで６８０～８５０℃の範囲内で、具体的には７６０℃の温度で焼鈍した後、焼鈍試験片をめっき浴と２０℃以上の差が出ない温度まで冷却した後、めっき浴に１～５秒間浸漬した。４４０～５３０℃の範囲内で、具体的には温度４８５℃のめっき浴に浸漬した後、窒素ワイピングでめっき厚さを調節し、第１平均冷却速度および第２平均冷却速度で冷却してＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板を得た。

【0040】

２．めっき層の組成および微細組織の評価
表１は、本発明の実験例によるめっき鋼材において、溶融合金めっき層の組成（単位：重量％）と共晶組織による微細組織と曲げ加工性を評価した結果を示したものである。

【0041】

【表1】

【0042】

表１において、温度差項目は、溶融合金めっき浴の温度である第１温度と、溶融合金めっき浴に浸漬される素地鉄上に形成される溶融合金めっき層を構成するＭｇＺｎ_２相の凝固開始温度である第２温度との温度差を意味し、第１平均冷却速度は、浸漬された前記素地鉄を前記溶融合金めっき浴から引き出した時点からＭｇＺｎ_２相が凝固し始める時点までの冷却工程における平均冷却速度を意味し、第２平均冷却速度は、前記ＭｇＺｎ_２相が凝固し始める時点から凝固完了する時点までの冷却工程における平均冷却速度を意味する。本実験例において、ＭｇＺｎ_２相の凝固開始温度は、熱力学計算プログラム（ＦａｃｔＳａｇｅ ７．１）を用いて導出した。溶融合金めっき浴の温度である第１温度と、溶融合金めっき浴に浸漬される素地鉄上に形成される溶融合金めっき層を構成するＭｇＺｎ_２相の凝固開始温度である第２温度との温度差は、めっき成分に応じて差があるが、同一めっき成分に対しては、めっき浴の温度調整により調節し、第１平均冷却速度は、エアナイフの高さ調整により制御した。ＭｇＺｎ_２の面積分率の評価は、製造されたそれぞれのめっき鋼板に対し、ＦＥ－ＳＥＭで５００倍の倍率で表面観察後にイメージプログラムを用いて測定した。表１に開示された面積分率は、めっき層の表面に分布した全ＭｇＺｎ_２相中でロッド（Ｒｏｄ）または針状形状のＭｇＺｎ_２相の分率を面積比で示したものである。

【0043】

曲げ加工性の評価は、１Ｔ、３Ｔ曲げ後に、曲げ加工部をＦＥ－ＳＥＭ（Ｆｉｅｌｄ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）で２００倍、５００倍の倍率で観察した後、曲げクラックの幅を測定した後に平均化して評価した。「○」項目は、曲げ評価におけるクラック幅の平均が０超過３０μｍ以下である場合を意味し、「Ｘ」項目は、曲げ評価におけるクラック幅の平均が３０μｍを超過した場合を意味する。

【0044】

表１を参照すれば、実施例１～実施例１１においては、ｉ）溶融合金めっき浴の組成が、重量％で、Ａｌ：６～２３％、Ｍｇ：３～７％、および残部がＺｎである範囲を満たし、ｉｉ）前記溶融合金めっき浴の温度である前記第１温度と、前記溶融合金めっき層を構成するＭｇＺｎ_２相の凝固開始温度である前記第２温度との差が５０℃未満である場合、前記第１平均冷却速度が１０～２０℃／ｓの範囲を満たし（実施例５、６、７）、前記溶融合金めっき浴の温度である前記第１温度と、前記溶融合金めっき層を構成するＭｇＺｎ_２相の凝固開始温度である前記第２温度との差が５０℃以上１００℃未満である場合、前記第１平均冷却速度が１５～３５℃／ｓの範囲を満たし（実施例１、３、４、９、１０）、前記溶融合金めっき浴の温度である前記第１温度と、前記溶融合金めっき層を構成するＭｇＺｎ_２相の凝固開始温度である前記第２温度との差が１００℃以上である場合、前記第１平均冷却速度が２０～５０℃／ｓの範囲を満たし（実施例２、８、１１）、ｉｉｉ）前記ＭｇＺｎ_２相が凝固し始める時点から凝固完了する時点までの前記冷却工程における第２平均冷却速度が下記の数学式１の関係を満たす。
［数３］
０．０１１４×Ｔ－０．２８４１≦第２平均冷却速度≦０．０２５×Ｔ＋１０ … ＜数学式１＞
（ただし、Ｔは、ＭｇＺｎ_２相の凝固開始温度）

【0045】

この場合、実施例１～実施例１１は、実現された前記めっき層の表面に分布した全ＭｇＺｎ_２相中でロッド（Ｒｏｄ）または針状形状のＭｇＺｎ_２相の面積分率が７０％以下であることを確認し、曲げ評価におけるクラック幅の平均が３０μｍ以下であることを確認することができる（図１、図３参照）。さらに、めっき層の断面におけるＦｅ－Ａｌ界面合金層の成長が１０μｍ未満に制御可能であることを確認することができる（図５参照）。

【0046】

これに対し、比較例１および比較例２は、前記溶融合金めっき浴の温度である前記第１温度と、前記溶融合金めっき層を構成するＭｇＺｎ_２相の凝固開始温度である前記第２温度との差が５０℃以上１００℃未満である場合、前記第１平均冷却速度が１５～３５℃／ｓの範囲を満たさず、これにより、実現された前記めっき層の表面に分布した全ＭｇＺｎ_２相中でロッド（Ｒｏｄ）または針状形状のＭｇＺｎ_２相の面積分率が７０％を超過し、曲げ評価におけるクラック幅の平均が３０μｍを超過することを確認することができる。

【0047】

比較例３は、前記溶融合金めっき浴の温度である前記第１温度と、前記溶融合金めっき層を構成するＭｇＺｎ_２相の凝固開始温度である前記第２温度との差が５０℃以上１００℃未満である場合、前記第１平均冷却速度が１５～３５℃／ｓの範囲を満たさず、前記ＭｇＺｎ_２相が凝固し始める時点から凝固完了する時点までの前記冷却工程における第２平均冷却速度が前記数学式１の関係を満たさず、これにより、実現された前記めっき層の表面に分布した全ＭｇＺｎ_２相中でロッド（Ｒｏｄ）または針状形状のＭｇＺｎ_２相の面積分率が７０％を超過し、曲げ評価におけるクラック幅の平均が３０μｍを超過することを確認することができる。

【0048】

比較例４～比較例６は、溶融合金めっき浴の組成が、重量％で、Ａｌ：６～２３％の範囲を満たさず、比較例５～比較例６は、溶融合金めっき浴の組成が、重量％で、Ｍｇ：３～７％の範囲を満たさないところ、実現された前記めっき層の表面に分布した全ＭｇＺｎ_２相中でロッド（Ｒｏｄ）または針状形状のＭｇＺｎ_２相の面積分率が７０％を超過し、曲げ評価におけるクラック幅の平均が３０μｍを超過することを確認することができる（図２、図４参照）。

【0049】

例えば、実施例１～実施例３は、ロッド（Ｒｏｄ）および針状型ＭｇＺｎ_２相の形成が比較的に少なく発達し、クラックの幅が１５μｍもしくは３０μｍ以内に測定された。これに対し、比較例１および比較例２は、本発明の第１平均冷却速度範囲を満たさない場合であり、ロッド（Ｒｏｄ）および針状型ＭｇＺｎ_２相の面積分率が７０％を超過する場合、硬度が高いＭｇＺｎ_２相におけるクラックだけでなく、粒界（ｇｒａｉｎ ｂｏｕｎｄａｒｙ）に沿ってクラックが進行し、クラックの幅が平均３０μｍを超過する。

【0050】

比較例３は、本発明の実施形態により開示される第１平均冷却速度と第２平均冷却速度の範囲を満たさない場合、曲げ加工性が良好でないことを示す。

【0051】

比較例４は、本発明の溶融合金めっき層のＡｌの含量範囲を満たさず、比較例５および比較例６は、溶融合金めっき層のＡｌおよびＭｇの含量を満たさない場合であり、Ｆｅ－Ａｌ合金層の過剰生成およびＭｇＺｎ_２の面積分率が７０％を超過して曲げ加工性に劣ることを確認することができる。比較例４の場合、Ｆｅ－Ａｌ界面合金層の成長が１０μｍ以上に厚く形成されたことを確認し（図６参照）、ロッド（Ｒｏｄ）および針状型ＭｇＺｎ_２相の過剰形成およびＦｅ－Ａｌ合金層の成長によりクラックの方向性がなく、平均クラック幅と面積に劣ることを確認することができる（図４参照）。

【0052】

前述した本発明の技術的思想によれば、加工性に不利な硬度の高いＭｇＺｎ_２相が形成されても、ロッド（Ｒｏｄ）および針状型ＭｇＺｎ_２相の成長を抑制し面積分率を調節して加工性に優れためっき鋼板を実現することができる。

【0053】

以上、本発明の実施例を中心に説明したが、当業者レベルで多様な変更や変形を加えることができる。このような変更および変形が本発明の範囲を逸脱しない限り、本発明に属するといえる。したがって、本発明の権利範囲は、後述する請求範囲により判断しなければならない。

【図1】

【図2】

【図3】

【図4】

【図5】

【図6】

【国際調査報告】