JP2024500710A - 耐食性および溶接性に優れた高強度アルミニウム系めっき鋼板および製造方法 - Google Patents

Abstract

本発明は、耐食性および溶接性に優れた高強度アルミニウム系めっき鋼板および製造方法に関するものである。
本発明の一側面に係るアルミニウム系めっき鋼板は、オーステナイト組織を７０面積％以上含むオーステナイト系素地鋼板、および上記素地鋼板上に形成されたアルミニウム系めっき層を含み、上記素地鋼板はめっき層との界面から素地鋼板の内部に向かう１００μｍ深さまでの領域を意味する表層部でフェライトを８０面積％以上含み、上記アルミニウム系めっき層は重量比率でＳｉ：２～１２％、Ｚｎ：５～３０％、Ｍｎ：０．１～５％、残部Ａｌおよび不可避不純物を含む組成を有することができる。

Description

本発明は、耐食性および溶接性に優れた高強度アルミニウム系めっき鋼板および製造方法に関するものである。

鋼板の耐食性を確保するために鋼板の表面をめっきしためっき鋼板が広く用いられている。

めっき鋼板を製造するためには冷間圧延された状態のフルハード（ｆｕｌｌ ｈａｒｄ）材鋼板を焼鈍した後、めっき浴の温度と類似した温度で上記鋼板をめっき浴に浸漬して鋼板表面にめっき液が浸るようにする過程を経る。ところで、代表的な高強度鋼板であるＤＰ（Ｄｕａｌ Ｐｈａｓｅ）鋼やＴＲＩＰ（ＴＲａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）鋼の場合には、内部にマルテンサイトなどの硬質組織を多量含んでいるが、焼鈍熱処理により鋼板の強度と伸び率が顕著に減少して高い強度－伸び率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）を有するめっき鋼板を得ることが技術的に困難であり得る。

また、めっき鋼板として広く使用されているものには、Ｚｎを主体としためっき層が形成された亜鉛めっき鋼板と、アルミニウムを主体としためっき層が形成されたアルミニウム系めっき鋼板がある。Ｚｎを主体とした亜鉛めっき鋼板は、鉄系素地鋼板に比べてＺｎの腐食電位が低くて、鉄の代わりにＺｎが先に腐食される、いわゆる犠牲防食特性を示すため、優れた耐食性を有する鋼板と評価される。しかし、Ｚｎを主体としためっき層の場合には、融点が低く、溶融めっき液の粘度が低くて溶接時に発生する微小クラック等に溶融しためっき液が浸透してクラックを誘発する溶接液化脆性（Ｌｉｑｕｉｄ Ｍｅｔａｌ Ｅｍｂｒｉｔｔｌｅｍｅｎｔ；ＬＭＥ）という問題を内包している。アルミニウムめっきの場合にはＺｎに比べて融点が高いため、溶接液化脆性が発生するおそれは比較的低いが、アルミニウムめっきは大気と素地鋼板の接触を遮断することで耐食性を確保するだけであって、亜鉛めっきのように犠牲防食などの電気化学的な防食特性は有さない。その結果、めっき層にクラックが発生するなどの原因として、素地鋼板が大気と接触する場合には、腐食を抑制しにくくなることがある。したがって、アルミニウムめっきは亜鉛めっきに比べて耐食性が劣化するものと評価され、このようなアルミニウムめっきの耐食性を向上させるためにＺｎを所定量添加したＡｌ－Ｚｎ系めっき層が提案される。しかしながら、このようなＡｌ－Ｚｎ系めっき層も溶接液化脆性の問題を完全に解決することはできず、したがって耐食性と溶接液化脆性の問題を同時に解決するための技術的解決手段に対する要求が依然として存在する。

それだけでなく、めっき皮膜と素地鋼板との間に合金化が十分に起こらない場合には、素地鋼板とめっき皮膜との間の密着力が十分でないため、めっき皮膜が剥離してしまうおそれがある。

本発明の一側面によると、溶接液化脆性の問題を起こさず、優れた耐食性を有するアルミニウム系めっき鋼板として、めっき前熱処理による強度の減少を最小化することができる高強度アルミニウム系めっき鋼板が提供される。

本発明の他の一側面によると、素地鋼板とめっき皮膜との間の密着力に優れた高強度アルミニウム系めっき鋼板が提供される。

本発明の技術的課題は、上述した内容に限定されない。本発明が属する技術分野で通常の知識を有する者であれば、本発明の明細書の全体内容から本発明のさらなる課題を理解するのに何ら困難がない。

本発明の一側面に係るアルミニウム系めっき鋼板は、オーステナイト組織を７０面積％以上含むオーステナイト系素地鋼板および上記素地鋼板上に形成されたアルミニウム系めっき層を含み、上記素地鋼板はめっき層との界面から素地鋼板の内部に向かう１００μｍ深さまでの領域を意味する表層部でフェライトを８０面積％以上含み、上記アルミニウム系めっき層は重量比率でＳｉ：２～１２％、Ｚｎ：５～３０％、Ｍｎ：０．１～５％、残部Ａｌおよび不可避不純物を含む組成を有することができる。

本発明の他の一側面によるアルミニウム系めっき鋼板の製造方法は、オーステナイト組織を７０面積％以上含むオーステナイト系素地鋼板を用意する段階；上記オーステナイト系素地鋼板を均熱帯の温度と露点温度がそれぞれ７５０～８７０℃および－５～２０℃の条件で焼鈍熱処理する段階；および上記熱処理されたオーステナイト系素地鋼板をＳｉ：２～１２％、Ｚｎ：５～３０％、Ｍｎ：０．１～３％、残部Ａｌおよび不可避不純物を含む組成を有し、５５０～６５０℃の温度に維持されるめっき浴に浸漬して溶融めっきする段階を含むことができる。

本発明によると、オーステナイト系高Ｍｎ鋼を素地鋼板として用いることで、めっき前熱処理時にも組織変態による強度低下の問題を解決することができ、まためっき層の組成を制御し、オーステナイト系組織からなる素地鋼板の表層部をフェライト組織とすることで、耐食性とともに溶接液化脆性に対する抵抗性を顕著に向上させることができる。また、めっき層にＭｎを含ませることでめっき層と素地鋼板との間の密着力が減少することも防止できるという効果がある。

比較例と発明例のめっき前後の引張曲線を示したグラフである。 比較例１と発明例２の溶接部位を観察した写真である。 比較例１と発明例２の耐食性を評価した後の写真である。

以下、本発明を詳細に説明する。

本発明の発明者らは、オーステナイト系鋼をめっき鋼板の素地鋼板とする場合には、めっき前熱処理により強度と伸び率などの材質の劣化を防止することができるため、ＴＳ×Ｅｌを高いレベルで維持することができる高強度めっき鋼板を製造することができることを見出し、これに着案して本発明に至った。

本発明のめっき鋼板の素地鋼板であるオーステナイト系鋼板は、オーステナイト組織を面積基準で７０％以上含むことができる（後述する表層部まで含む領域における比率を意味する）。常温でもオーステナイトが安定した組織であるため、加熱しても他の組織への変態が最小化することができ、その結果、加熱前後の物性変化を最小化することができる。本発明の鋼板におけるオーステナイト比率は高いほど有利であるため、上限を特に制限せず、オーステナイト組織の比率が１００％であることもできる。本発明の一実施例によると、鋼板の微細組織中のオーステナイト組織の比率は８０％以上であることができる。オーステナイト以外の残りの組織は特に限定せず、例えばフェライト、ベイナイト、マルテンサイト、パーライトなどの鋼材内部に現れ得る各種の組織のうち１種以上が含まれることができる。本発明の組織条件を満たす商用化した鋼板としては、ＴＷＩＰ（ＴＷｉｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｔｉｃｉｔｙ）鋼が挙げられる。

また、本発明の一実施例によると、本発明の素地鋼板の表層部は、フェライトが主な組織として含まれることができる。すなわち、表層部の組織をフェライト組織とすることで微小クラックの発生を抑制することができ、それにより溶接時の溶融されためっき層がクラックに浸透して溶接液化脆性が発生することを抑制することができる。本発明において表層部とは、素地鋼板の表面から１００μｍ深さまでの領域を意味する。本発明の一実施例では、上記表層部におけるフェライトの比率は面積基準で８０％以上であることができ、表層部はフェライト単相からなることもできる。

本発明の一実施例において、上記各組織の比率は、鋼板を厚さ方向に切断した断面で観察したときに得られるものとすることができる。

本発明はまたオーステナイト系組織の鋼板を得るための一方法として、鋼板中のＭｎの含有量が高い高Ｍｎ鋼の鋼板を素地鋼板として用いることができる。本発明でいう高Ｍｎ鋼とは、Ｍｎの含有量が５重量％以上の鋼を意味する。以下、本発明で鋼板とめっき層の組成を言及する際に特に別途表示しない限り、含有量の単位は重量を基準とすることに留意する必要がある。Ｍｎは代表的なオーステナイト安定化元素としてその含有量を５％以上とすることで鋼板中のオーステナイトの比率を本発明で目標とするレベルで維持することができる。但し、Ｍｎの含有量が過度である場合には、未めっきが発生したり、めっき密着性が劣化する問題が発生することがあるため、その含有量の上限を２５％と決めることができる。本発明の一実施例では、上記Ｍｎ含有量の範囲を１５～２０％と決めることができる。

なお、必ずしもこれに制限するものではないが、素地鋼板は、Ｍｎの他にもＣ：０．４～０．８％、Ａｌ：０．５～３％及びＢ：５０ｐｐｍ以下をさらに含むことができる。

上記Ｃはオーステナイトを安定化する元素であり、Ｃの含有量が低い場合、オーステナイトが十分に形成されないという問題があり、逆にＣが過度であると溶接性が低下する問題があり得る。したがって、このような点を考慮して、本発明の一実施例において、上記Ｃの含有量は０．４～０．８％と決めることができる。本発明の他の一実施例において、Ｃの含有量は０．５～０．６％と決めることができる。

また、上記Ａｌは、水素脆性の発生防止に効果的な元素として０．４％以上添加される。Ａｌの含有量が過度の場合には、連続鋳造時にノズルの目詰まりの問題を引き起こすことがあるため、その含有量の上限を３％と決める。本発明の一実施例では、上記Ａｌの含有量の範囲を０．５～１．５％と決めることができる。

必須ではないが、素地鋼板の強度を高めるためにＢを添加する場合がある。但し、Ｂの含有量が過度である場合、未めっきが発生したり、めっき密着性が低下するという問題があるため、その含有量の上限は５０ｐｐｍと決めることができる。本発明において、Ｂは任意元素として添加しなくても構わないが（すなわち、０％も含むことができる）、一実施例においてその下限を５ｐｐｍとすることもできる。

本発明のオーステナイトの高Ｍｎ鋼板は、上述した元素以外にも必要に応じて、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ等の元素を合計で０．５％以下にさらに含むことができる。

本発明の一実施例によると、上記素地鋼板は熱延鋼板または冷延鋼板であることができるが、その種類を特に制限しない。

本発明はまた、溶接液化脆性を防止し、めっき層の密着性を高めるためにめっき層の組成を特に制限する。本発明の一実施例に係るめっき層は、Ｓｉ：０．７～５％、Ｚｎ：１．５～１５％、Ｍｎ：０．１～１．５％と残部Ａｌおよび不可避不純物からなる組成を有することができる。

めっき層のうちＳｉは、溶融めっき時にＡｌ－Ｆｅ合金層の成長を抑制する役割を果たすものであり、０．７％以上添加される場合、Ａｌ－Ｆｅ合金層の過度な成長を抑制することができるため、めっき密着性を確保することができる。但し、Ｓｉが５％を超過して過度である場合には、Ａｌ－Ｆｅ合金層の成長が過度に抑制され、溶接液化脆性が起こるおそれがある。すなわち、Ａｌ－Ｆｅ合金層は、溶融されためっき層が素地鋼板の内部に流入することを防止することを抑制させることもあるため、本発明の一実施例では、高すぎる含有量のＳｉ添加によりＡｌ－Ｆｅ合金層の成長が極度に抑制されることは避けようとする。

また、めっき層のうちＺｎはアルミニウム系めっき層に犠牲防食性を付与するために添加するものであり、１．５％以上添加する。しかしながら、Ｚｎの含有量が過度である場合には、溶融されためっき層の融点が低下し、流動性が増加して溶接液化脆性を引き起こす可能性が高いため、その値を１５％以下に制限する。

本発明ではまたＭｎを０．１％以上添加してめっき密着性を増加させる。但し、Ｍｎ含有量が１．５％を超過する超える場合には、Ａｌ－Ｆｅ合金相形成が抑制されて溶接液化脆性が発生するおそれがあるため、その含有量の上限を１．５％とする。本発明において、Ｍｎはめっき浴に由来することもできるが、高Ｍｎ鋼板を用いるため、素地鋼板でも相当量が拡散してめっき層に含まれることができる。

本発明の一実施例では、上記めっき層は、Ｆｅを１０～６０％さらに含むことができる。Ｆｅは、めっき浴と素地鋼板が接触することによって、素地鋼板とめっき浴との反応で形成されて、めっき層に含まれるものであり、６０％以下の範囲までは含まれることができる。その含有量の下限は特に制限されないが、通常的な操業条件を考慮する際には、めっき層のＦｅ含有量を１０％以上と決めることができる。

本発明はまためっき層の耐食性を向上させるために必要に応じてＭｇを２．５％以下の範囲で添加することができる。

本発明の一実施例では、めっき層に上述した元素以外にも、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉなどを合計０．５％以下の含有量でさらに含むことができる。

以下、本発明の高強度アルミニウム系めっき鋼板の製造方法について説明する。

まず、オーステナイト系素地鋼板を用意する段階が行われる。オーステナイト系素地鋼板の特徴については上述した通りである。

この後、用意された素地鋼板を均熱帯の基準で７５０～８７０℃の温度範囲で焼鈍熱処理する段階が必要である。７５０℃未満ではオーステナイトが十分に形成されないため、十分なオーステナイト相を確保することが難しく、８７０℃を超過してもオーステナイトが十分に形成されているため、これ以上の温度上昇は不要である。このとき、均熱帯における露点温度は－５～２０℃に調節する必要がある。露点温度を本範囲に制御することで鋼板表層部に適切に内部酸化と脱炭が起こり、それによって表層部の組織をフェライト組織で制御することができる。すなわち、オーステナイト組織を安定化させる元素としてＭｎとＣが挙げられるが、内部酸化によってこれら元素の含有量が表層部で大きく減少されることができるため、表層部の組織をフェライトで制御することができるものである。露点温度が－５℃未満の場合には、表層部の内部酸化反応を起こし難いため、表層部の組織をフェライトに維持することが困難である。また、内部酸化の代わりに表面酸化が起こり、表面に酸化物が多量生成されて、それにより合金化が妨害される。その結果、めっき密着性が悪くなることがある。逆に、露点温度が２０℃を超える場合には、素地鋼板の内部の内部酸化だけでなく、表面でも酸化が起こり、表面に酸化物が多量分布するようになり、その結果、めっき時のめっき浴との濡れ性が劣化してめっき密着性が悪くなる。

この後、熱処理された素地鋼板は５５０～６５０℃のめっき浴に浸漬して溶融めっきする必要がある。めっき浴の温度が５５０℃未満の場合、めっき浴の粘度が高くなって流動性が減少する問題があり、６５０℃を超過する場合、めっき浴内のシンクロールの寿命が短縮され、ドロスが多く発生するという問題点があり得る。めっき浴の組成は、最終的に形成されるめっき層の組成を考慮して、Ｓｉ：２～１２％、Ｚｎ：５～３０％、Ｍｎ：０．１～３％、残部Ａｌおよび不可避不純物を含むことができる。本発明の一実施例では、Ｆｅを４％以下の含有量でさらに含むことができる。その他にもめっき層の耐食性を確保するために５％以下のＭｇをさらに含むことができ、その他にも合計０．５％以下のＣｒ、Ｍｏ、Ｎｉをさらに含むことができることは、先にめっき層の組成で説明した通りである。

素地鋼板をめっき浴に浸漬する際に、鋼板の温度は５５０～７００℃であることができる。鋼板の温度が低すぎる場合には、十分な表面品質が得られないため、上記浸漬される鋼板の温度は５５０℃以上であることができる。但し、温度が高すぎると鋼板の温度によってめっき浴の温度が上昇してしまうことがあり、また鋼板からの溶出量が多くなり、めっき装置の耐久性が低下するおそれがあるため、上記鋼板の温度の上限は７００℃で決めることができる。本発明の一実施例では、上記鋼板の浸漬時の温度は、めっき浴の温度～めっき浴温度＋３０℃と決めることができる。

上述した過程により鋼板を溶融めっきした後、エアナイフ等の公知の付着量の調節手段でめっき付着量を調節して高強度アルミニウム系めっき鋼板を製造することができる。付着量について特に限定しないが、鋼板の片面当たり１０～１００ｇ／ｍ^２に制限することができる。

以下、実施例を挙げて本発明を具体的に説明する。但し、後述する実施例は、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ためである。

（実施例）
実施例１
下記表１に記載の組成（単位：重量％、但し、Ｂの含有量の単位はｐｐｍである、表示されていない残りの成分は実質的にＦｅである）と組織構成（単位：面積％）を有する冷延鋼板（板厚さ：１．２ｍｍ）を用意し、均熱帯の温度を８３０℃に加熱して焼鈍熱処理した。焼鈍熱処理時に、表２に記載のように露点を制御した。加熱された鋼板は、６２０℃の温度に維持されている表２に記載の組成（単位：重量％、表示されていない残りの成分はアルミニウムである）を有するめっき浴に浸漬した。浸漬前の鋼板の温度は、全ての実施例において６２０℃（±３℃）に制御された。めっき浴に浸漬した後に、エアナイフを用いて片面当たり６０ｇ／ｍ^２でめっき付着量を制御することで、アルミニウム系めっき鋼板を製造した。

表３に各実施例別に得られためっき鋼板のめっき層の組成（単位：重量％、表示されていない残りの成分はアルミニウムである）、表層部のフェライト比率（単位：面積％）、耐食性、溶接性、引張強度（ＭＰａ）、めっき密着性を示した。表３に記載されたように、めっき鋼板の素地鋼板のオーステナイト比率は、めっき前の素地鋼板の組織を示した表１に記載された値から大きく逸脱せず、残りの組織の種類（表３に記載しない）と同一であることを確認することができた。但し、発明例３（発明鋼２を素地鋼板として使用）の場合には、残りの組織としてフェライトが形成されていることが確認できた。

めっき鋼板の耐食性は以下の基準で判断した。

各溶融アルミニウム合金めっき鋼板を塩水噴霧試験機に装入し、５％塩水（温度３５℃、ｐＨ６．８）を時間当たり１ｍｌ／８０ｃｍ^２噴霧し、装入２４００時間経過後、赤錆発生有無を判定する方式で行った。すなわち、赤錆が発生していない場合を「◎（優秀）」、鋼板表面積の５０％以下で赤錆が発生した場合を「○（良好）」、鋼板表面積の５０％を超過して赤錆が発生した場合を「×（不良）」と判定した。

めっき鋼板の溶接性は、以下の基準で判断した。

溶接液化脆性評価のために、先端径６ｍｍのＣｕ－Ｃｒ電極を用いて溶接電流０．５ｋＡを流し、加圧力４．０ｋＮの条件下の溶接を実施した。溶接後、走査電子顕微鏡（ＦＥ－ＳＥＭ）によってその断面に形成されたＬＭＥクラックの長さを測定した。測定結果、ＬＭＥクラック長さが１５０μｍ以下の場合は「◎(優秀)」、ＬＭＥクラック長さが１５０μｍ超過５００μｍ以下の場合は「○(良好)」、ＬＭＥクラック長さが５００μｍを超過する場合は「×(不良）」と評価した。

めっき密着性は以下の基準で判断した。

自動車構造用シーラーを用いて７５ｍｍ×１５０ｍｍ面積の試験片に１０ｍｍ×４０ｍｍ面積と５ｍｍの厚さでシーラーを塗布した後、１７５℃で２５分間硬化させた後、９０°ベンディングしてシーラーの剥離を目視で観察した。シーラーが素地鉄にそのまま接着されており、シーラー間で剥離が起こらない場合を「◎（優秀）」、めっき層が剥離するが、シーラーに付着して剥離することが面積比率で１０％以下の場合を「○（良好）」、そしてめっき層がシーラーに付着して剥離する場合が面積比率で１０％を超過する場合を「×（不良）」と評価した。

比較例１および比較例２は、工程条件は本発明で規定する範囲を満たすが、素地鋼板中のＣまたはＭｎの含有量が不足した場合であり、その結果、表層部のフェライト組織が本発明で規定する範囲に入らなかった場合である。上記表３から確認できるように、鋼板の組織のうち表層部のフェライト組織の比率が８０％を下回る比較例１および比較例２の場合は、溶接時にＬＭＥクラックが発生することを防止できず、したがって溶接性が劣化した結果を示した。また、比較例２の場合は、めっき層中にＺｎの含有量が十分でないため、耐食性も不十分な結果を示した。それだけでなく、比較例１および２ともにオーステナイトの比率が高くないことから、熱処理後にも強度と伸び率をバランス（ＴＳ×Ｅｌ）を高く維持することが困難であり、その結果、強度と伸び率バランスの値がそれぞれ１５，０００ＭＰａ％と１３，０００ＭＰａ％に過ぎず、高い強度と伸び率が必要な鋼材には適合しなかった。

比較例３、５および７は、焼鈍時の均熱帯の露点温度が本発明で規定する値より低かった場合であり、このように露点温度が低すぎる場合には、鋼板表面の内部酸化および脱炭が起こり難いのに対し、表面酸化が起こるようになる。その結果、表層部のフェライトの比率を高く維持することが困難であるだけでなく、表面の酸化物によってめっき層と鋼板との間の合金化が不十分になる。その結果、表３に示したように、溶接性とめっき密着性が悪い結果が得られた。

比較例４および６は、露点温度が過度に高かった場合であり、表層部のフェライト比率は本発明の条件を満たすが、表面に酸化物が過度に形成されてめっき密着性が不良であった。

上記比較例と対比される発明例は、表３の結果から分かるように、本願発明の条件を満たす発明例１～３はいずれも耐食性、溶接性、強度－伸び率のバランスおよびめっき密着性に優れた。

図１に比較例１（図面中の比較例）と発明例２（図面中の発明例）について引張試験を行った結果を示した。図面のグラフから確認できるように、本発明の条件を満たす発明例２の場合には、めっき前後の引張強度および伸び率の低下がほぼ起こらなかったことが確認できる。しかし、比較例１の場合は素地鋼板内のオーステナイト比率が不足してめっき前後の強度変化が激しく、伸び率も小幅減少することが確認できる。

図２は、比較例１と発明例２の溶接部位を観察した写真であり、図面で確認できるように比較例１の場合には溶接部にＬＭＥクラックが多数発生していたが、発明例２ではＬＭＥクラックが全く観察されず、優れた溶接性を示していた。

図３は、比較例１と発明例２の耐食性を評価した結果として図面の写真から確認できるように、比較例１に比べて発明例２がはるかに優れた耐食性を示していた。

以上の実施例を介して検討したように、本発明の有利な効果を確認することができた。

Claims (13)

1. オーステナイト組織を７０面積％以上含むオーステナイト系素地鋼板、および前記素地鋼板上に形成されたアルミニウム系めっき層を含み、
   前記素地鋼板は、めっき層との界面から素地鋼板の内部に向かう１００μｍ深さまでの領域を意味する表層部でフェライトを８０面積％以上含み、
   前記アルミニウム系めっき層は、重量比率でＳｉ：０．５～５％、Ｚｎ：１．５～１５％、Ｍｎ：０．１～１．５％、残部Ａｌおよび不可避不純物を含む組成を有する、アルミニウム系めっき鋼板。
2. 前記アルミニウム系めっき層は、重量比率でＦｅ：１０～６０％およびＭｇ：２．５％以下の中から選択される１種または２種ともにさらに含む、請求項１に記載のアルミニウム系めっき鋼板。
3. 前記アルミニウム系めっき層は、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ等を合計０．５重量％以下の含有量でさらに含む、請求項２に記載のアルミニウム系めっき鋼板。
4. 前記オーステナイト系素地鋼板は、重量比率でＭｎを５～２５％含む、請求項１に記載のアルミニウム系めっき鋼板。
5. 前記オーステナイト系素地鋼板は、重量比率でＭｎ：５～２５％、Ｃ：０．４～０．８％、Ａｌ：０．５～３％、Ｂ：５０ｐｐｍ以下、残部Ｆｅおよび不可避不純物を含む組成を有する、請求項１に記載のアルミニウム系めっき鋼板。
6. 前記オーステナイト系素地鋼板は、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ等の元素を合計０．５重量％以下でさらに含む、請求項５に記載のアルミニウム系めっき鋼板。
7. オーステナイト組織を７０面積％以上含むオーステナイト系素地鋼板を用意する段階；
   前記オーステナイト系素地鋼板を均熱帯の温度と露点温度がそれぞれ７５０～８７０℃および－５～２０℃の条件で焼鈍熱処理する段階；および
   前記熱処理されたオーステナイト系素地鋼板を重量比率でＳｉ：２～１２％、Ｚｎ：５～３０％、Ｍｎ：０．１～３％、残部Ａｌおよび不可避不純物を含む組成を有し、５５０～６５０℃の温度で維持されるめっき浴に浸漬して溶融めっきする段階を含む、アルミニウム系めっき鋼板の製造方法。
8. 前記めっき浴は、重量比率でＦｅ：１．５％以下およびＭｇ：５％以下の中から選択される１種または２種ともにさらに含む、請求項７に記載のアルミニウム系めっき鋼板の製造方法。
9. 前記めっき浴は、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉなどを合計０．５重量％以下の含有量でさらに含む、請求項７に記載のアルミニウム系めっき鋼板の製造方法。
10. 前記オーステナイト系素地鋼板をめっき浴に浸漬する際の鋼板の温度は５５０～６５０℃である、請求項７に記載のアルミニウム系めっき鋼板の製造方法。
11. 前記オーステナイト系素地鋼板は、重量比率でＭｎを５～２５％含む、請求項７に記載のアルミニウム系めっき鋼板の製造方法。
12. 前記オーステナイト系素地鋼板は、重量比率でＭｎを５～２５％、Ｃ：０．４～０．８％、Ａｌ：０．５～３％、Ｂ：５０ｐｐｍ以下、残部Ｆｅおよび不可避不純物を含む組成を有する、請求項７に記載のアルミニウム系めっき鋼板の製造方法。
13. 前記オーステナイト系素地鋼板は、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏなどの元素を合計０．５重量％以下でさらに含む、請求項１２に記載のアルミニウム系めっき鋼板の製造方法。

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