CN110234780A - 镀覆钢材 - Google Patents

Abstract

本发明提供一种抑制LME以及气孔形成、且提高焊接热影响区的耐蚀性的镀覆钢材。所述镀覆钢材是具有钢材、和在所述钢材的表面配置且含有Zn‑Al‑Mg合金层的镀层的热浸镀钢材，在所述Zn‑Al‑Mg合金层的断面中，MgZn₂相的面积分数为45～75％，MgZn₂相以及Al相的合计的面积分数为70％以上，且Zn‑Al‑MgZn₂三元共晶组织的面积分数为0～5％，所述镀层具有规定的化学组成。

Description

镀覆钢材

技术领域

本发明涉及一种镀覆钢材。

背景技术

镀锌钢材从结构部件的耐蚀性提高的角度考虑，在建筑、汽车等领域得到了范围广泛的使用。以往，关于土木结构物的耐蚀性提高，可以采用的方法有焊接非镀覆钢材，然后浸渍于锌浴中，在钢材以及焊接区表面附着镀层，从而确保结构物整体的耐蚀性。

但是，该方法由于在焊接后进行镀覆处理，因而生产率较差，而且需要镀浴等设备，从而可能导致制造成本的增加。

为了避免这种情况，已经适用通过焊接预先实施过镀覆的镀锌钢材(例如镀锌钢板)而制造结构物的方法了。

另外，最近，为了更加提高结构部件的耐蚀性，已经能够通过焊接锌系合金镀覆钢材(例如锌系合金镀覆钢板)而制造焊接结构物了(例如参照专利文献1～7)，该锌系合金镀覆钢材在表面实施了使耐蚀性比以前通常的镀锌钢材进一步得以提高的锌系合金镀覆(Zn-Al-Mg-Si系合金镀覆、Al-Zn-Si系合金镀覆等)。

在焊接镀锌钢材或者锌系合金镀覆钢材而制造焊接结构物的情况下，作为特有的问题，有在焊缝金属以及母材的热影响区，由起因于热浸镀的液态金属脆化开裂(以下也称为“LME”)、起因于Zn蒸发的气孔的形成引起的接合强度的降低，以及起因于Zn蒸发的焊接区周围和焊接区背面(以下也将焊接区周围和焊接区背面称为“焊接热影响区”)的耐蚀性的劣化。

例如，可以认为LME的主要原因是在存在于焊接区附近的母材热影响区的表面以熔融状态残存的镀锌成分浸入焊接部分的晶界。此外，在镀层中含有Al、Mg等金属的镀层为人所知的是LME变得显著。

针对这些课题，例如提出了在对实施了Zn-Al-Mg系合金镀覆的镀覆钢材进行焊接时，在预定焊接部位涂布或者载置固体化的焊剂，然后在该预定焊接部位实施焊接的方法(专利文献8)。

另外，提出了使用药芯焊丝而使Al和Mg元素熔渣化，从而在焊接时使其无害化的方法(专利文献9)。

另外，还提出了使用不锈钢系焊丝的方法(专利文献10)。

另外，也提出了作为产品适于焊接性的镀覆钢板(非专利文献1～2)。

专利文献1：日本特开2000-064061号公报

专利文献2：国际公开第2013/002358号

专利文献3：日本特开2006-193791号公报

专利文献4：日本特开2002-332555号公报

专利文献5：国际公开第2010/082678号

专利文献6：日本特开2015-214747号公报

专利文献7：国际公开第2014/059474号

专利文献8：日本特开2007-313535号公报

专利文献9：日本特开2005-230912号公报

专利文献10：日本特开2006-35293号公报

非专利文献1：日新製鋼技報No.92(2011)p.39-47

非专利文献2：新日鐵住金技報第398号(2014)p.79-82

发明内容

发明所要解决的课题

但是，即使采取这些手段，也难以共同抑制LME、起因于Zn蒸发的气孔形成、以及起因于Zn蒸发的焊接热影响区的耐蚀性劣化。

于是，本发明的一方式所要解决的课题在于：提供一种抑制LME以及气孔形成、且提高焊接热影响区的耐蚀性的镀覆钢材。

用于解决课题的手段

解决课题的手段包含下述方式。

＜1＞一种镀覆钢材，其具有钢材、和在所述钢材的表面配置且含有Zn-Al-Mg合金层的镀层；其中，

在所述Zn-Al-Mg合金层的断面中，MgZn₂相的面积分数为45～75％，MgZn₂相以及Al相的合计的面积分数为70％以上，且Zn-Al-MgZn₂三元共晶组织的面积分数为0～5％；

所述镀层以质量％计，所具有的化学组成包含：

Zn：超过44.90％且低于79.90％、

Al：超过15％且低于35％、

Mg：超过5％且低于20％、

Ca：0.1％以上且低于3.0％、

Si：0％～1.0％、

B：0％～0.5％、

Y：0％～0.5％、

La：0％～0.5％、

Ce：0％～0.5％，

Cr：0％～0.25％、

Ti：0％～0.25％、

Ni：0％～0.25％、

Co：0％～0.25％、

V：0％～0.25％、

Nb：0％～0.25％、

Cu：0％～0.25％、

Mn：0％～0.25％，

Sr：0％～0.5％、

Sb：0％～0.5％，

Pb：0％～0.5％、

Sn：0％～20.00％、

Bi：0％～2.0％、

In：0％～2.0％、

Fe：0％～5.0％、以及

杂质；

在将元素群A设定为Y、La以及Ce，元素群B设定为Cr、Ti、Ni、Co、V、Nb、Cu以及Mn，元素群C设定为Sr、Sb以及Pb，以及元素群D设定为Sn、Bi以及In的情况下，

选自所述元素群A之中的元素的合计的含量为0％～0.5％，

Ca和选自所述元素群A之中的元素的合计的含量在0.1％以上且低于3.0％，

选自所述元素群B之中的元素的合计的含量为0％～0.25％，

选自所述元素群C之中的元素的合计的含量为0％～0.5％，

选自所述元素群D之中的元素的合计的含量为0％～20.00％。

＜2＞根据上述＜1＞所述的镀覆钢材，其中，所述Zn-Al-Mg合金层含有选自Mg₂Si相、Ca₂Si相、CaSi相、Ca-Zn-Al金属间化合物相以及Ca-Zn-Al-Si金属间化合物相之中的至少1种金属间化合物相。

＜3＞根据上述＜1＞或＜2＞所述的镀覆钢材，其中，所述Al的含量超过22％且低于35％，所述Mg的含量超过10％且低于20％，所述Ca的含量在0.3％以上且低于3.0％，所述Si的含量为0.1％～1.0％。

＜4＞根据上述＜1＞或＜2＞所述的镀覆钢材，其中，所述Al的含量超过15％且在22％以下。

＜5＞根据上述＜1＞～＜3＞中任1项所述的镀覆钢材，其中，

在所述镀层含有所述B的情况下，所述B的含量以质量％计为0.05％～0.5％，

在所述镀层含有选自所述元素群A之中的元素的情况下，选自所述元素群A之中的元素的合计的含量以质量％计为0.05％～0.5％，

在所述镀层含有选自所述元素群B之中的元素的情况下，选自所述元素群B之中的元素的合计的含量以质量％计为0.05％～0.25％，

在所述镀层含有选自所述元素群C之中的元素的情况下，选自所述元素群C之中的元素的合计的含量以质量％计为0.05％～0.5％。

＜6＞根据上述＜1＞～＜5＞中任1项所述的镀覆钢材，其中，所述Zn-Al-Mg合金层含有选自Al₂CaB₅相、以及所述Al₂CaB₅相的一部分的原子位置被Zn和Mg置换而成的化合物相之中的Ca-Al-B金属间化合物相，其中，Ca-Al-B金属间化合物相中的B以原子％计为40％以上。

＜7＞根据上述＜1＞～＜6＞中任1项所述的镀覆钢材，其中，

在所述镀层含有选自所述元素群D之中的元素的情况下，选自所述元素群D之中的元素的合计的含量以质量％计为0.05％～20％，

所述Zn-Al-Mg合金层含有选自Mg₂Sn相、Mg₃Bi₂相以及Mg₃In相之中的至少1种金属间化合物相。

＜8＞根据上述＜1＞～＜7＞中任1项所述的镀覆钢材，其中，所述镀层在所述钢材和所述Zn-Al-Mg合金层之间具有Al-Fe合金层。

发明的效果

根据本发明，可以提供一种抑制LME以及气孔形成、且提高焊接热影响区的耐蚀性的镀覆钢材。

附图说明

图1是表示以前的Zn-Al-Mg系镀层(Zn-11％Al-3％Mg-0.2％Si)的SEM背散射电子图像。

图2是表示本发明的镀层的一个例子(实施例A中的No.18A的镀层)的SEM背散射电子图像。

图3表示Zn-Al相图(以质量％表示)。

图4是表示本发明的镀层的另一个例子(实施例A中的No.8A的镀层)的SEM背散射电子图像。

图5是用于说明Al相(α相以及β相)的确定方法的镀层断面的SEM背散射电子图像。

图6是图6的SEM背散射电子图像的放大图像。

图7是用于说明Zn-Al-MgZn₂三元共晶组织的判定以及面积分数的测定方法的镀层断面的SEM背散射电子图像。

具体实施方式

下面就本发明的一个例子进行说明。

此外，在本发明中，化学组成的各元素的含量的标记“％”意味着“质量％”。

另外，使用“～”表示的数值范围意味着将“～”的左右所记载的数值作为下限值和上限值而包含的范围。

另外，在“～”的前后记载的数值上附带“超”或者“低于”时的数值范围意味着不包含这些数值作为下限值或者上限值的范围。

另外，成分组成的元素的含量有时记为元素量(例如Zn量、Mg量等)或者元素浓度(例如Zn浓度、Mg浓度等)。

另外，“工序”这一术语不仅是独立的工序，而且即使在不能与其它工序明显地进行区别的情况下，只要能够实现该工序的所期望的目的，也包含在本术语中。

另外，所谓“平面部”，表示钢材的除焊接热影响区以外的钢板表面，所谓“焊接区周围”，表示除焊接区(焊缝金属部分)以外的焊接时的钢材的热影响区，所谓“焊接区背面”，表示与形成于钢材的表面侧的焊接区相对置的钢材的背面。

本发明的镀覆钢材是具有钢材、和在钢材的表面配置且含有Zn-Al-Mg合金层的镀层的热浸镀钢板，在Zn-Al-Mg合金层的断面中，MgZn₂相的面积分数为45～75％，MgZn₂相以及Al相的合计的面积分数为70％以上，且Zn-Al-MgZn₂三元共晶组织的面积分数为0～5％，镀层具有规定的化学组成。

本发明的镀覆钢材根据上述的构成，成为抑制LME以及气孔形成、且提高焊接热影响区(焊接区周围以及焊接区背面)的耐蚀性的热浸镀钢材。本发明的镀覆钢材基于如下的见解而被发现。

首先，以往为提高镀覆钢材的焊接性以及耐蚀性而进行的研究主要是焊接手段，以及对焊缝金属本身进行改良。

与此相对照，本发明人在焊接手段、焊缝金属利用通用物品或者通用的不锈钢丝的基础上，对通过规定镀覆钢材的镀层本身的成分而适于焊接性的镀覆结构的开发进行了研究。以往，对适于焊接性的新型镀层的结构，几乎没有见解，实际情况是仅对使用于产品的镀覆钢材调查了焊接性。

而且本发明人获得了如下的见解。在热浸锌系合金镀覆钢材中，通过严格挑选镀层中的Al、Mg成分组成，进而进行组织控制，从而在镀层中使MgZn₂相以及Al相增加，另一方面可以尽可能抑制Zn-Al-MgZn₂三元共晶组织以及Zn相。而且由此，即便是在镀层中含有Al、Mg等金属的镀层，也可以抑制LME。除此以外，可以抑制Zn的蒸发量，从而抑制气孔形成，而且焊接热影响区的耐蚀性得以提高。

由以上可以发现：本发明的镀覆钢材成为抑制LME以及气孔形成、且提高焊接热影响区的耐蚀性的热浸镀钢材。

下面就本发明的镀覆钢材的详细情况进行说明。

对成为镀覆对象的钢材进行说明。

钢材的形状并没有特别的限定，钢材除钢板以外，还可以列举出可成形加工为钢管、土木建筑材料(栅栏、波纹管、排水沟盖、飞沙防止板、螺栓、金属丝网、护栏、截水墙等)、家电构件(空调的室外机的框体等)、汽车部件(行走构件等)等的钢材。成形加工例如可以利用压力加工、辊轧成形、弯曲加工等各种塑性加工方法。

钢材的材质并没有特别的限定。钢材例如可以适用普通钢、Ni预镀钢、Al镇静钢、极低碳钢、高碳钢、各种高强度钢、一部分高合金钢(含有Ni、Cr等强化元素的钢等)等各种钢材。

钢材对于钢材的制造方法、钢板的制造方法(热轧方法、酸洗方法、冷轧方法等)等条件，也没有特别的限制。

钢材也可以是进行过预镀的预镀钢材。

接着，就镀层进行说明。

镀层包含Zn-Al-Mg合金层。镀层除了Zn-Al-Mg合金层以外，也可以包含Al-Fe合金层。Al-Fe合金层存在于钢材和Zn-Al-Mg合金层之间。

也就是说，镀层既可以是Zn-Al-Mg合金层的单层结构，也可以是包含Zn-Al-Mg合金层和Al-Fe合金层的层叠结构。在层叠结构的情况下，Zn-Al-Mg合金层以设定为构成镀层表面的层为宜。

但是，在镀层的表面形成50nm左右的镀层构成元素的氧化膜，而其厚度比整个镀层的厚度薄，从而被认为是不会构成镀层的主体。

在此，Zn-Al-Mg合金层的厚度例如设定为2μm～95μm(优选为5μm～75μm)。

另一方面，整个镀层的厚度例如为100μm以下左右。整个镀层的厚度由于被镀覆条件所左右，因而对于整个镀层的厚度的上限以及下限并没有特别的限定。例如，整个镀层的厚度在通常的热浸镀法中与镀浴的粘性以及比重相关联。进而通过钢板(镀层底板)的拉拔速度以及摩擦接触的强弱来调整以单位面积重量计的镀覆量。因此，整个镀层的厚度的下限可以认为是2μm左右。

另一方面，根据镀覆金属的自重以及均匀性的不同，采用热浸镀法可以制作的镀层的厚度大约为95μm。

根据从镀浴中的拉拔速度和摩擦接触条件的不同，镀层的厚度可以自由地形成，因而形成厚度为2～95μm的镀层在制造上并不是特别困难的。

接着，就Al-Fe合金层进行说明。

Al-Fe合金层是形成于钢材表面(具体地说在钢材和Zn-Al-Mg合金层之间)、且作为组织的Al₅Fe相为主相的层。Al-Fe合金层通过基底金属(钢材)、镀浴的相互的原子扩散而形成。在将热浸镀法用作制法的情况下，在含有Al元素的镀层中，容易形成Al-Fe合金层。由于镀浴中含有一定浓度以上的Al，因而Al₅Fe相最多地形成。但是，原子扩散耗费时间，而且在靠近基底金属的部分，也有Fe浓度升高的部分。因此，Al-Fe合金层有时也部分地含有少量的AlFe相、Al₃Fe相、Al₅Fe₂相等。另外，由于在镀浴中也含有一定浓度的Zn，因而Al-Fe合金层也含有少量的Zn。

在耐蚀性方面，Al₅Fe相、Al₃Fe相、AlFe相以及Al₅Fe₂相的无论哪一相都没有多大的差别。这里所说的所谓耐蚀性，是指不受焊接影响的部分的耐蚀性。Al-Fe合金层的厚度在镀层中所占的比例较小，而且耐蚀性比Zn-Al-Mg合金层也低，因而整体的耐蚀性即使改变这些相的比率也没有多大的差别。

在此，在镀层中含有Si的情况下，Si特别容易编入Al-Fe合金层中，从而有时成为Al-Fe-Si化合物相。作为鉴定出来的化合物，有AlFeSi相，作为异构体，存在α、β、q1、q2-AlFeSi相等。因此，在Al-Fe合金层中，有时检测出这些AlFeSi相等。也将含有这些AlFeSi相等的Al-Fe合金层称为Al-Fe-Si合金层。

此外，Al-Fe-Si合金层相对于Zn-Al-Mg合金层，其厚度也小，因而对整个镀层的耐蚀性所产生的影响较小。

另外，在镀覆钢材的基材使用各种预镀钢材的情况下，根据预镀的附着量的不同，Al-Fe合金层的结构有时发生变化。具体地说，存在如下的情况：用于预镀的纯金属层残存于Al-Fe合金层周围的情况、Zn-Al-Mg合金层的构成成分与预镀成分键合而成的金属间化合物相(例如Al₃Ni相等)形成合金层的情况、形成置换Al原子以及Fe原子的一部分的Al-Fe合金层的情况、或者形成置换Al原子、Fe原子以及Si原子的一部分的Al-Fe-Si合金层的情况等。不管怎样，这些合金层相对于Zn-Al-Mg合金层，其厚度也较小，因而对整个镀层的耐蚀性所产生的影响较小。

也就是说，所谓Al-Fe合金层，除了以Al₅Fe相为主体的合金层以外，还是包含上述种种方式的合金层的层。

Al-Fe合金层的厚度例如为0μm～5μm(通常为100nm～5μm)。

也就是说，也可以不形成Al-Fe合金层。但是，通常，如果采用热浸镀法以本发明所规定的镀层组成而形成镀层，则在钢材和Zn-Al-Mg合金层之间形成100nm以上的Al-Fe合金层。Al-Fe合金层的厚度的下限值并没有特别的限制，已经判明在形成含有Al的热浸镀层时，必然形成Al-Fe合金层。而且根据经验判断：100nm左右是Al-Fe合金层的形成最受到抑制时的厚度，是充分确保镀层和基底金属(钢材)的附着力的厚度。只要不采取特别的手段，由于Al浓度较高，因而采用热浸镀法就难以形成薄于100nm的Al-Fe合金层。但是，可以推测即使Al-Fe合金层的厚度低于100nm，而且即使不形成Al-Fe合金层，也不会对镀覆性能产生较大的影响。

另一方面，Al-Fe合金层的厚度一旦达到5μm以上，形成于Al-Fe合金层上的Zn-Al-Mg合金层的Al成分便不足，进而具有使镀层的附着力、加工性极端恶化的倾向。因此，Al-Fe合金层的厚度限制为5μm以下。

此外，利用本发明的镀覆钢材的结构物作为加工后的形态，一般地说焊接结构物是合适的，未必需要确保镀层的加工性。因此，本发明的镀覆钢材如果限定用途，则可以成为焊接性比现有的Zn-Al-Mg系合金镀覆钢材以及热浸镀Zn钢材更为优良的镀覆钢材。

但是，如果可以得到镀层的加工性，则有将镀覆钢材加工成圆形、弯曲形等各种各样的形状、并使加工后的镀覆钢材可以用作焊接材料的可能性，因而作为镀覆钢板，优选可以得到加工性。镀层的加工性可以采用V弯曲压力试验对镀覆性状良好的镀覆钢板进行冷加工，然后对V弯曲谷部的镀层的粉化量进行评价。

Al-Fe合金层由于大多以Al₅Fe相为主构成，因而Al-Fe合金层的化学组成可以例示出包含Fe：25～35％、Al：65～75％、Zn：5％以下、以及剩余部分：杂质的组成。

由于Zn-Al-Mg合金层的厚度通常比Al-Fe合金层厚，因而Al-Fe合金层对作为镀覆钢板的平面部耐蚀性的贡献比Zn-Al-Mg合金层小。但是，Al-Fe合金层正如从成分分析结果可以推测出的那样，含有一定浓度以上的作为耐蚀性元素的Al和Zn。因此，Al-Fe合金层对基底金属(钢材)具有某种程度的牺牲阳极防蚀能力和腐蚀阻挡效果。

在此，难以用定量的测定确认厚度薄的Al-Fe合金层单独的对耐蚀性的贡献。但是，例如在Al-Fe合金层具有充分的厚度的情况下，可以采用立铣刀加工等以从镀层表面开始的切削而精密地去除Al-Fe合金层上的Zn-Al-Mg合金层，通过进行腐蚀试验而对Al-Fe合金层的单独的耐蚀性进行评价。Al-Fe合金层由于含有Al成分以及少量的Zn成分，因而在具有Al-Fe合金层的情况下，红锈呈点状发生，它不像没有Al-Fe合金层而裸露基底金属(钢材)时那样形成全面红锈。

另外，在腐蚀试验中，如果对基底金属(钢材)的直至即将产生红锈之前的镀层实施断面观察，则可以确认上层的Zn-Al-Mg合金层即使溶出和锈化，也只是Al-Fe合金层残存下来，从而防止基底金属(钢材)的腐蚀。这是因为虽然Al-Fe合金层在电化学上比Zn-Al-Mg层正，但出于比基底金属(钢材)负的位置。从这些方面来看，可以判断Al-Fe合金层也具有一定的耐蚀性。

从腐蚀的角度考虑，Al-Fe合金层越厚越优选，具有延迟红锈发生时间的作用。然而，厚的Al-Fe合金层成为使镀覆加工性明显劣化的原因，因而厚度优选为一定厚度以下。

本发明的镀覆钢板在形成焊接结构物之前(即焊接前)有时也进行各种各样的加工。因此，为了确保加工性，事先使Al-Fe合金层的厚度在一定以下依然是优选的。从加工性的角度考虑，可以判明适当的厚度，Al-Fe合金层优选为5μm以下，在V弯曲试验等中产生的以镀覆Al-Fe合金层为起点而产生的裂纹、粉化量减少。进一步优选为2μm以下。

Al-Fe合金层与Zn-Al-Mg合金层相比较，Al为主体构成物质，厚度较薄，且熔点较高，因而电弧焊时不会蒸发而维持下来。因此，与气孔的形成量、LME没有关联。另外，在焊接前后，焊接热影响区从Zn-Al-Mg合金层中编入Al成分，从而有时Al-Fe合金层的厚度得以生长。特别地，焊接的线能量极大的部分(焊接区背面等)有时也仅成为Al-Fe合金层。在此情况下，Al-Fe合金层维持Al-Fe金属间化合物相的晶体结构不变，除Al以外，有时稍稍含有Zn、Si等镀层构成元素。此外，在残存有Zn-Al-Mg合金层的情况下，Al-Fe合金层在层的厚度生长的同时，球状化的Al-Fe金属间化合物相有时在Zn-Al-Mg合金层中得到确认。

如上所述，Al-Fe合金层由于具有一定的耐蚀性，因而在确保焊接区周围的耐蚀性方面，重要的是可以使Al-Fe合金层残存的Zn-Al-Mg层的选定。但是，由于通过焊接的线能量可以使Al-Fe合金层生长，因而不需要预先使Al-Fe合金层厚厚地生长。

接着，就镀层的化学组成进行说明。

关于镀层中含有的Zn-Al-Mg合金层的成分组成，镀浴的成分组成比率即使在Zn-Al-Mg合金层中也大致维持下来。热浸镀法中的Al-Fe合金层的形成由于在镀浴内使反应结束，因而由Al-Fe合金层的形成引起的Zn-Al-Mg合金层的Al成分、Zn成分的减少通常几乎没有。

而且为了实现LME以及气孔形成的抑制、且焊接热影响区的耐蚀性的提高，镀层的化学组成(在镀层是Zn-Al-Mg合金层的单层结构的情况下，为Zn-Al-Mg合金层的化学组成，在镀层是Al-Fe合金层和Zn-Al-Mg合金层的层叠结构的情况下，为Al-Fe合金层和Zn-Al-Mg合金层的合计的化学组成)如下所示。

也就是说，镀层的化学组成以质量％计，设定为包含

Zn：超过44.90％且低于79.90％、

Al：超过15％且低于35％、

Mg：超过5％且低于20％、

Ca：0.1％以上且低于3.0％、

Si：0％～1.0％，

B：0％～0.5％、

Y：0％～0.5％、

La：0％～0.5％、

Ce：0％～0.5％，

Cr：0％～0.25％、

Ti：0％～0.25％、

Ni：0％～0.25％、

Co：0％～0.25％、

V：0％～0.25％、

Nb：0％～0.25％、

Cu：0％～0.25％、

Mn：0％～0.25％，

Sr：0％～0.5％、

Sb：0％～0.5％，

Pb：0％～0.5％、

Sn：0％～20.00％、

Bi：0％～2.0％、

In：0％～2.0％、

Fe：0％～5.0％、以及

杂质的化学组成。

但是，在上述化学组成中，在将元素群A设定为Y、La以及Ce，元素群B设定为Cr、Ti、Ni、Co、V、Nb、Cu以及Mn，元素群C设定为Sr、Sb以及Pb，以及元素群D设定为Sn、Bi以及In的情况下，

选自元素群A之中的元素的合计的含量为0％～0.5％，

Ca和选自所述元素群A之中的元素的合计的含量设定为0.1％以上且低于3.0％，

选自元素群B之中的元素的合计的含量设定为0％～0.25％，

选自元素群C之中的元素的合计的含量设定为0％～0.5％，

选自元素群D之中的元素的合计的含量设定为0％～20％。

在镀层的化学组成中，Si、B、Y、La、Ce、Cr、Ti、Ni、Co、V、Nb、Cu、Mn、Sr、Sb、Pb、Sn、Bi、In、以及Fe为任选成分。也就是说，这些元素也可以不含在镀层中。在包含这些任选成分的情况下，任选元素的各含量优选为后述的范围。

下面就镀层的各元素进行说明。

＜Zn：超过44.90％且低于79.90％＞

Zn是为构成Zn-Al-Mg合金层的主相所必要的元素，作为镀覆钢材，在确保平面部的耐蚀性、焊接热影响区的耐蚀性(焊接后耐蚀性)方面需要含有一定以上。另一方面，Zn浓度即Zn-Al-Mg合金层中的Zn相与LME量、气孔的形成量密切相关。

在Zn浓度为44.9％以下的情况下，作为镀覆钢板，焊接区周围的耐蚀性维持变得困难。焊接热影响区(焊接区周围以及焊接区背面)因焊接时的线能量而使镀层蒸发，从而形成无镀层区域。该区域优选的是通过抑制镀层的蒸发而使其尽可能减少。作为抑制镀层蒸发的方法，有在镀层上预先赋予牺牲阳极防蚀性高且使Zn相变化为其它难以蒸发的金属间化合物相的元素的方法(例如通过Mg、Ca等牺牲阳极防蚀性高的元素而对镀层的蒸发部分进行防蚀的方法)，使耐蚀性元素混入蒸发时形成的氧化物中而进行防蚀的方法，以及利用焊接的线能量而形成耐蚀性高的金属间化合物相(Fe元素和镀层成分键合而成的相等)的方法等。如果Zn浓度为44.90％以下，则牺牲阳极防蚀性处于劣势，从而焊接区周围的防锈变得困难。因此，将Zn浓度的下限值设定为超过44.90％。Zn量的下限值更优选为超过65.00％。

另一方面，如果Zn浓度达到74.90％以上，则Zn相容易增大，LME以及气孔急剧发生，从而具有使焊接性恶化的倾向。但是，即使在Zn浓度处于74.90％～79.90％的范围的情况下，也如后所述，通过在镀层中改变Ca-Zn-Al金属间化合物相以及Ca-Zn-Al-Si金属间化合物相的存在状态，可以抑制LME以及气孔的形成。因此，将Zn浓度的上限值设定为低于79.90％。

＜Al：超过15％且低于35％＞

Al也是为构成Zn-Al-Mg合金层的主相所必要的元素，作为镀覆钢板，在确保平面部的耐蚀性、焊接热影响区的耐蚀性(焊接后耐蚀性)方面需要含有一定以上。Al增加Zn-Al-Mg合金层中的Al相量，减少Zn相量。因此，如果Al浓度增加，则具有焊接性变好的倾向。关于Al的效果，抑制因焊接时的线能量而使镀层蒸发，与基底金属(钢材)的成分形成Al-Fe金属间化合物相(Al₅Fe相、AlFe相、Al₂Fe相、Al₃Fe相等)而使焊接区周围的耐蚀性得以提高。特别地，在钢材的厚度较薄的情况下，为了确保镀层完全蒸发的镀层焊接区背面的耐蚀性，Al为在镀层中优选含有的成分。因此，Al浓度可以设定为超过20％。Al浓度在20％以下时，因焊接时的线能量而较多地固溶于基底金属的Fe相中，焊接区背面的Al-Fe金属间化合物的合金层变薄，从而有时不能期望在焊接区周围的耐蚀性的提高效果。

但是，Al浓度在超过15％且在20％以下的范围也如后所述，在Zn-Al-Mg合金层中，通过改变Ca-Zn-Al金属间化合物相以及Ca-Zn-Al-Si化合物相在Zn-Al-Mg合金层中的存在状态，即使减薄Al-Fe合金层，也可以确保在焊接区背面的耐蚀性的提高效果。

因此，将Al浓度的下限值设定为超过15％。另外，为了确保比现有Zn-Al-Mg系镀覆钢材优良的在焊接区背面的耐蚀性，还优选并用后述的含Ca效果。

另一方面，如果Al浓度增多，则焊接区周围的耐蚀性极端恶化。因此，将Al浓度的上限值设定为低于35％。在重视焊接区周围的耐蚀性的情况下，进一步优选将Al浓度的上限值设定为低于30％。

＜Mg：超过5％且低于20％＞

Mg也是为构成Zn-Al-Mg合金层的主相所必要的元素，作为镀覆钢板，在确保平面部的耐蚀性、焊接热影响区的耐蚀性(焊接后耐蚀性)方面需要含有一定以上。如果在镀层中含有Mg，则表现出与Zn非常相似的效果。通过Mg的含有，可以期望牺牲阳极防蚀性的提高。

另一方面，以往一般认为如果在镀层中含有Mg，则由于Mg与Zn同样是蒸气压低的金属，因而LME变得明显。另外，如前所述，焊接性得以降低，为此正在开发各种各样的焊丝。

然而，通过选定Mg浓度可以抑制LME的恶化。通常，Mg浓度在0～5％的范围的确使LME恶化，但在Mg浓度超过5％时，LME则提高到通常的Zn镀覆钢材以上，进而也抑制气孔的发生，从而形成作为镀层优选的方式。当Mg浓度处在0～3％的范围时，镀层的熔点降低而使液相更为稳定，与此相对照，当Mg浓度处在3～5％的范围时，镀层熔点转为上升，进而因Mg浓度超过5％而使熔点上升率升高，从而镀层变得难以液相化。再者，镀层变得难以蒸发。因此，当Mg浓度处在超过5％且低于20％的范围时，由于焊接性比Zn相优良的MgZn₂相的比例增加，因而焊接性得以提高。也就是说，LME以及气孔的形成受到抑制。

特别地，当Mg浓度处在超过10％的范围时，因为具有有效地利用因焊接时的线能量而容易形成氧化物的特性、在焊接区背面大量含有MgO、从而使耐蚀性得以提高的效果，因而是优选的。然而，Mg浓度一旦达到20％以上，镀浴的粘性增加，从而镀层的形成本身变得困难。另外，镀覆性状也差，镀层也容易剥离。因此，将Mg浓度的上限值设定为低于20％。

＜Ca：0.1％以上且低于3.0％＞

如果在镀层中含有Ca，则伴随着Mg浓度增加，镀覆操作时的熔渣(dross)的形成量减少，从而使镀层制造性得以提高。特别是在Mg为高浓度时，一般地说，镀覆操作性较差，因而在Mg浓度超过7％的情况下，优选调整Ca浓度，从而满足式：0.15+1/20Mg＜Ca(其中，式中的元素符号表示以质量％计的各元素的含量)。

另外，如果在镀层中含有Ca，则与Al和Zn形成金属间化合物相。再者，在与Ca一起于镀层中含有Si的情况下，Ca与Si形成金属间化合物相。这些金属间化合物相由于熔点高、且为稳定的结构，因而通过Ca的含有，焊接时具有抑制Zn蒸发的效果。Ca浓度在0.1％以上时具有效果，可以看到LME以及气孔量降低的效果。另外，焊接区周围的镀层的残存量增多。在不含有Ca的情况下，焊接性具有极端恶化的倾向。也就是说，具有LME以及气孔的形成变得明显的倾向。因此，将Ca浓度的下限值设定为0.1％以上。

含有Ca的金属间化合物相在焊接时，由于在镀层的构成元素中Ca最容易被氧化，因而成为Ca氧化物。含有Ca氧化物的氧化物层在焊接区背面的Al-Fe合金层上以附着力充分的状态残存下来，因而使焊接区背面的耐蚀性得以提高。通常在不含有Ca的镀层中，形成于焊接区背面的氧化物(烟雾痕迹)等如果用废布等擦拭，则几乎从Al-Fe合金层上剥离而不会残存下来。但是，如果氧化物层含有Ca氧化物，则氧化物层难以剥离，氧化物层以致密的状态在Al-Fe合金层上残存下来。另外，含有Ca氧化物的氧化物层对于中性、碱性的水溶液等是比较难溶性的。

此外，通常在焊接后，残存于Al-Fe合金层上的氧化物层除Ca以外，还含有Zn、Mg等元素，有时也含有少量的Si，氧化物层以这些氧化物的化合物相的形式存在。为了获得氧化物层的残存效果，需要在Zn-Al-Mg合金层中，形成Ca-Zn-Al金属间化合物相以及Ca-Zn-Al-Si金属间化合物相。为了形成这些金属间化合物相，Ca需要以0.1％以上的浓度在镀层中含有。如果Ca浓度升高，则氧化物层中含有的Ca氧化物浓度也上升。Ca氧化物在氧化物层的附着力方面具有效果，但对氧化物层本身的耐蚀性的效果不太大。

另外，在与Ca一起含有Si的情况下，除Ca-Zn-Al金属间化合物相以外，也有时形成编入了Si的Ca-Zn-Al-Si金属间化合物相，从而耐蚀性具有提高的倾向。但是，Ca-Zn-Al金属间化合物相以及Ca-Zn-Al-Si金属间化合物相如果大量存在，则镀层的平面部的耐蚀性本身具有劣化的倾向，从而焊接区周围的耐蚀性也劣化。另外，由于含有这样的金属间化合物，熔渣增加，镀覆性状变差，因而将Ca浓度的上限值设定为低于3.0％。

接着，就镀层的化学成分的任选元素进行说明。通过在镀层中适用各种各样的元素，可以赋予焊接性和其它性能。

＜Si：0.1％～1.0％＞

Si如果在镀层中含有，则与Mg形成金属间化合物相(例如Mg₂Si相)。另外，在含有Ca的情况下，由于与Ca的键合力较强，因而也生成Ca-Si金属间化合物相(Ca₂Si相、CaSi相等)。但是，在含有比Ca浓度更高的Si的情况下，依然形成Mg₂Si。另外，虽然为少量，但有时也形成Mg-Al-Si金属间化合物相。在与Ca、Si并用的情况下，优选以Si浓度的2倍以上的浓度含有Ca。Ca浓度较高者，Mg₂Si的形成量减少。

另外，在较多地含有Al和Zn的镀层中，可以推定生成Ca-Zn-Al-Si金属间化合物相。但是，在以前的JCPDS数据库等中，不能判明具体的金属间化合物，详细情况不清楚。Si不取清晰的晶体结构，也有可能以间隙型固溶体状态混入Al₂CaZn₂等Ca-Zn-Al金属间化合物中。Ca-Zn-Al-Si金属间化合物相的效果、即Ca、Si的并用效果是提高焊接区背面的耐蚀性。这些效果在Mg₂Si相、MgAlSi相中不易获得。而且为了获得该效果，Si浓度的下限值优选为0.1％以上。

从操作的角度考虑，与镀浴中含有Si相伴的Mg₂Si、MgAlSi、Ca-Zn-Al-Si金属间化合物相的增加由于使镀浴的粘性增加，因而是不优选的。另外，因Si原子和Ca的键合而大量形成Ca₂Si或者CaSi、或者Ca-Zn-Al-Si金属间化合物相，也不能期待由含有Ca引起的操作性的提高。因此，难以得到良好的镀覆性状。因此，将Si浓度的上限值设定为1.0％以下。

＜B：0.05％～0.5％＞

如果在镀层中含有B，则具有改善LME的效果。如果含有0.05％以上，就可以推定在镀层中，与Zn、Al、Mg、Ca元素化合而生成各种各样的金属间化合物相。特别是与Ca的键合性较强，具有生成Ca-Al-B金属间化合物相(例如Al₂CaB₅相)的倾向(参照图4)。而且Ca-Al-B金属间化合物相的生成可以认为具有改善LME的效果。因此，B浓度的下限值优选为0.05％以上。

此外，作为现有的金属间化合物数据(JCPDS)并不存在，但在使用Cu靶的源自“镀层”表面的X射线衍射图像中，在31.0°、33.5°、35.2°观察到起因于含有B的金属间化合物的峰。作为金属间化合物的例子，如果是CaAl_(2～4)B_(5～7)的金属间化合物，且B以原子％计为40％以上，则从解析结果可以进行判断。另外，由于也在EDS的图谱中同时检测出Zn和Mg，因而也可以认为是一部分原子位置被Zn和Mg置换而成的Ca-Al-B金属间化合物(例如Ca的一部分被Mg置换、Al的一部分被Zn置换而成的Ca-Al-B金属间化合物)。除Ca-Al-B金属间化合物相以外，也可以认为有以MgB₇相、MgB₄相、MgB₂相、Al₂B₃相、AlB₂相、AlB₁₂相、(Al,Mg)B₂相、AlMgB₁₄等Zn、Ca置换体的形式存在的可能性。

另外，B的含有使B从镀层向基底金属移动，通过晶界强化而使钢材本身的LME敏感性发生变化，从而可以认为具有改善LME的效果。另外，B的含有除上述效果以外，由于所形成的金属间化合物的熔点极高，因而还可以认为在Zn相的液相化、蒸发等的抑制方面发挥作用。

此外，镀浴中的B的含有引起镀层熔点的急剧上升，使镀覆操作性恶化，从而不能制作出镀覆性状良好的镀覆钢材。因此，将B浓度的上限值设定为0.5％以下。

＜元素群A(Y、La、Ce)：0.05％～0.5％＞

设定为元素群A的Y、La、Ce是显示与Ca大致同等的作用的元素。这起因于相互的原子半径与Ca的原子半径接近。如果在镀层中含有，则置换Ca位置，在EDS中可以在与Ca相同的位置检测到。焊接后，在成为氧化物的情况下，也可以在与CaO相同的位置检测出这些氧化物。如果这些元素合计含有0.05％以上，则焊接区背面的耐蚀性得以提高。这表示这些氧化物的耐蚀性比CaO高。因此，选自元素群A之中的各元素的含量各自优选为0.05％以上。而且选自元素群A之中的元素的合计的含量也优选为0.05％以上。

另一方面，如果元素群A过剩地含有，则引起镀浴的粘性上升。因此，当元素群A浓度在超过0.5％的范围时，镀浴的建浴本身大多变得困难，从而不能制造出镀覆性状良好的镀覆钢材。因此，选自元素群A之中的各元素的含量各自设定为0.5％以下。而且选自元素群A之中的元素的合计的含量也设定为0.5％以下。

元素群A主体的作用是作为Ca的置换元素，因而元素群A的浓度的合计需要低于Ca浓度。因此，将Ca和选自元素群A之中的元素的合计的含量设定为0.1％以上且低于3.0％。

＜元素群B(Cr、Ti、Ni、Co、V、Nb、Cu、Mn)：0.05％～0.25％＞

如果元素群B在镀层中以合计量计含有0.05％以上，则焊接时，编入Al-Fe合金层中。Al-Fe合金层通过含有元素群B，焊接区背面的耐蚀性得以提高。如果元素群B被编入，则可以认为Al-Fe合金层的绝缘性得以提高。因此，选自元素群B之中的各元素的含量各自优选为0.05％以上。另外，选自元素群B之中的元素的合计的含量也优选为0.05％以上。

另一方面，元素群B如果过剩地含有，则生成各种各样的金属间化合物相，引起粘性上升。因此，当单独或者元素群B群的合计在超过0.25％的范围时，镀浴的建浴本身大多变得困难，从而不能制造出镀覆性状良好的镀覆钢板。因此，选自元素群B之中的各元素的含量各自设定为0.25％以下。而且选自元素群B之中的元素的合计的含量也设定为0.25％以下。

此外，在并用元素群A和元素群B的元素的情况下，难以区别焊接区背面的耐蚀性的提高效果是起因于哪一个群的元素。

＜元素群C(Sr、Sb、Pb)：0.05％～0.5％＞

元素群C如果在镀层中以合计量计含有0.05％以上，则镀层的外观发生变化，形成锌花而可以确认金属光泽的提高。没有焊接性能的变化。因此，选自元素群C之中的各元素的含量各自优选为0.05％以上。选自元素群C之中的元素的合计的含量也优选为0.05％以上。

另一方面，元素群C如果含有超过0.5％，则镀浴中的熔渣生成量增多，镀浴的建浴本身大多变得困难，从而不能制造出镀覆性状良好的镀覆钢材。因此，选自元素群C之中的各元素的含量各自设定为0.5％以下。而且选自元素群C之中的元素的合计的含量也设定为0.5％以下。

此外，Cd本来也是元素群C中含有的元素，有时作为Zn、Pb的杂质而可以微量检测到(低于0.1％)，但关于该元素，不能确认通过含有而形成锌花等效果。

＜元素群D(Sn、Bi、In)：0.05％～20.00％，其中，Bi：0.05％～2.0％、In：0.05％～2.0％＞

元素群D如果在镀层中以合计量计含有0.05％以上，则在镀层中可以形成并检测出Mg₂Sn相、Mg₃Bi₂相、Mg₃In相等作为新的金属间化合物相。元素群D不会与构成镀层主体的元素Zn、Al都形成金属间化合物相，只与Mg形成金属间化合物相。是形成新的金属间化合物相，从而使镀层的焊接性大大变化的元素。其中，Sn是低熔点金属，不会损害镀浴的性状而可以容易地含有。如果元素群D的含有浓度增加，则这些金属间化合物相的形成量增大。

首先，所有的金属间化合物相由于熔点都高，因而焊接后也不会蒸发而以金属间化合物相的形式存在。本来，在焊接热的作用下，氧化而容易形成MgO的Mg也通过与Sn、Bi、In形成为金属间化合物相而不会氧化，从而焊接后也维持金属间化合物相不变而容易作为镀层残存下来。如果这些元素存在，则耐蚀性牺牲阳极防蚀性得以提高，从而焊接区周围的耐蚀性得以提高。MgZn₂也是相同的Mg系化合物，但这些金属间化合物的牺牲阳极防蚀性效果较高。

因此，选自元素群D之中的各元素的含量各自优选为0.05％以上。另外，选自元素群D之中的元素的合计的含量也优选为0.05％以上。

另一方面，元素群D以Sn为主体而有可能含有直至20.00％。Sn浓度如果超过20.00％，则Mg₂Sn相量增大，焊接后的耐蚀性急剧变差。另外，Sn、Bi以及In的合计的含量超过20.00％也同样。这是因为本来以MgZn₂相的形式存在的Zn因Mg₂Sn的增大而以Zn相的形式存在，由此对LME和气孔性产生不良影响。因此，Sn的含量设定为20.00％以下。另外，选自元素群D之中的元素的合计的含量也设定为20.00％以下。

另外，Bi、In因过剩含有而使镀层变脆，容易产生剥离，从而镀覆性状变差。再者，焊接后的耐蚀性急剧变差。因此，Bi的含量、In的含量各自设定为2.0％以下。

＜Fe：0％～5.0％＞

Fe在制造镀层时，以杂质的形式混入镀层中。Al-Fe合金层的厚度越厚，Fe浓度越具有升高的倾向，有时含有最大直至5.0％左右。在采用通常的热浸镀法制造时，大多低于1％。在建立新型镀浴的情况下，由于镀层基材(镀层底板等)的钢板通行，Fe浓度慢慢上升。因此，如果以0.5％左右的镀浴中Fe的过饱和浓度混入镀浴中，则可以防止镀浴的Fe浓度的上升。

＜杂质＞

杂质是原材料中含有的成分、或者制造工序中混入的成分，是并不有意含有的成分。例如，由于钢材(基底金属)和镀浴的相互的原子扩散，镀层中有时也微量混入Fe以外的成分作为杂质。

＜优选的化学组成＞

在镀层的化学组成中，优选的是Al的含量为超过22％且低于35％，Mg的含量为超过10％且低于20％，Ca的含量在0.3％以上且低于3.0％，Si的含量为0.1％～1.0％。另外，Ca的含量优选为Si的含量的2倍以上。Al、Mg、Ca以及Si的各元素浓度如果在上述范围，则容易形成上述的各种金属间化合物相，从而LEM以及气孔形成的抑制效果、以及焊接热影响区的耐蚀性的提高效果得以提高。

另外，Al的含量也可以设定为超过15％且在22％以下、或者超过15％且在20％以下。如果Al浓度降低，则涂装后的耐蚀性得以提高。

焊接结构物的大多数在焊接后进行涂装。在焊接区曝露于外部的情况下，由于在焊接区周围容易早期地产生红锈，因而为了确保焊接区的耐蚀性，优选实施某种涂装处理。在以电泳涂装等方式于焊接区周围实施涂装后，如果观察自焊接区的红锈发生行为，则Al浓度和涂装后的耐蚀性具有相关性。在实施了涂装的情况下，即使Al浓度超过22％，在焊接区也可以得到充分的涂装后的耐蚀性。但是，如果确认自焊接区周围的红锈发生行为，从抑制自焊接区周围的红锈发生的角度考虑，Al浓度优选设定为22％以下，更优选设定为20％以下。关于涂装后的耐蚀性，关系到涂膜和镀层的金属部分的附着力，可以推定Al浓度较低者，对涂膜附着力产生影响的基底处理有效地发挥作用。

接着，就构成Zn-Al-Mg合金层的相进行说明。

Zn-Al-Mg合金层是以MgZn₂相以及Al相这两相为主体的层。Zn-Al-Mg合金层不含有Zn-Al-MgZn₂三元共晶组织，或者即使含有也只是微量。Zn-Al-Mg合金层除此以外，也可以含有Zn相、金属间化合物相等。

具体地说，在Zn-Al-Mg合金层的断面中，MgZn₂相的面积分数设定为45～75％，MgZn₂相以及Al相的合计的面积分数设定为70％以上，且Zn-Al-MgZn₂三元共晶组织的面积分数设定为0～5％。而且Zn相的面积分数优选低于25％，更优选低于10％。

下面就规定各相的面积分数的理由进行说明。

首先，就MgZn₂相进行说明。

MgZn₂相如果在Zn-Al-Mg合金层中含有，则Zn-Al-Mg合金层的耐蚀性得以提高。由于是绝缘性优良的金属间化合物相，因而与Zn相相比较，耐蚀性较高。另外，由于含有Mg作为构成元素，因而腐蚀电位比Zn相低，因而作为牺牲阳极防蚀性优良、且焊接区周围的耐蚀性得以提高的相是优选的。另外，Mg如果在腐蚀过程中溶出，则具有使形成的腐蚀产物致密化的作用，红锈抑制效果也比Zn相单独的腐蚀产物高，从而往往使白锈长期地维持下来。

在焊接性方面，MgZn₂相起着重要的作用。在Zn原子以Zn相的形式存在的情况下，容易发生蒸发，而在以MgZn₂相的形式存在的情况下，难以发生蒸发。首先，在超过1000℃的区域(焊接区背面等)，MgZn₂相蒸发而大量形成MgO、ZnO的氧化物。这些金属间化合物隔着Ca的氧化物即CaO而沉积在形成于焊接区背面的Al-Fe合金层上，从而使焊接区背面的耐蚀性得以提高。另外，在1000℃～500℃的区域(焊接区周围等)，MgZn₂相虽然熔融但几乎不会蒸发而可以残存下来。

另外，焊接后也残存下来的MgZn₂相是在Zn-Al-Mg合金层中预先以块状的形式存在的MgZn₂相。以往，在Zn-Al-Mg系合金Zn-Al-Mg合金层中，也存在MgZn₂相。但是，哪一种的Mg浓度都低，Zn-Al-Mg合金层中的MgZn₂相的存在状态以Zn-Al-MgZn₂三元共晶组织的形式存在，以块状存在的MgZn₂相在Zn-Al-Mg合金层的任选的断面组织中，非常少而低于5％(参照图1)。

也就是说，焊接后也残存下来的MgZn₂相与通过共晶反应而以Zn-Al-MgZn₂三元共晶组织的形式析出的微细的MgZn₂相不同。换句话说，焊接后也残存下来的MgZn₂相(在本发明中规定面积分数的MgZn₂相)不是以Zn-Al-MgZn₂三元共晶组织的形式而是单独析出的MgZn₂相。

Zn-Al-MgZn₂三元共晶组织在焊接时容易蒸发，无法在焊接区周围残存Mg、Zn等元素。另一方面，以块状存在的MgZn₂相可以残存在焊接区周围。

本发明的镀层的代表例的SEM背散射电子图像如图2所示。如图2所示，可知在Zn-Al-Mg合金层中存在许多块状MgZn₂相，相互连结而形成粗大的MgZn₂相。在欲增大焊接后的残存量的情况下，MgZn₂相优选相互连结而粗大。

通过存在块状MgZn₂相，Zn变得难以蒸发，从而LME、气孔的发生量也减少。这与Zn相量也有关联，详细情况容后叙述。

因此，为了抑制LME以及气孔形成，MgZn₂相的面积分数设定为45～75％，优选设定为55～75％。

接着，就Al相进行说明。

Al相包含固溶有0～3％左右的Zn的α相(通常的α相)、和超过70％且在85％以下的Zn相(η相)，相当于通常的α相和Zn相(η相)微细分离而成的β相(通常的β相)(参照图2、图5～图6)。

在此，图3示出了Zn-Al相图。根据图3所示的相图，Zn-Al的最终凝固反应在275℃下通过共析反应而平衡分离成固溶有10％Zn的α相和几乎没有固溶Al的η相(Zn相)。

但是，镀层凝固工艺一般地说，可能产生冷却速度快而不遵循相图的状态。例如，在镀层凝固工艺中，上述共析反应不会完全发生，含有0～85％的作为高温稳定相的Zn的Al相大多照原样以Zn过饱和固溶体的形式残存下来。

具体地说，例如如图6所示，如果β相也放大10000倍以上，则可以判明由微细的Al相和微细的Zn相构成。但是，一般地说，α相以及β相的耐蚀性、牺牲阳极防蚀性等性能显示Al相的性质，与Zn相的性质不同。因此，本发明的Al相应该也相当于β相。

此外，图6的在用21表示的区域(β相)中，呈白色的区域为Zn相，显示黑色的区域为Al相。

另外，例如在使用水冷等进行骤冷而形成镀层的情况下，有时形成Al相的Zn过饱和固溶体(与通常的α相和β相的成分浓度不同的Al相)。此外，如果不进行骤冷，则大部分生成通常的α相和β相。

Al相的Zn过饱和固溶体本来在缓冷时(在形成α相和η相时)，是最终并不存在的相，是异常成分的α相以及β相。

具体地说，α相的Zn过饱和固溶体与通常的α相不同，是以超过3％且在70％以下的Zn浓度过饱和地将Zn固溶的Al相。Zn过饱和固溶体的α相是脆、并使加工性恶化的相。

β相的Zn过饱和固溶体是含有超过70％且在85％以下的Zn相(η相)、并由以超过3％且在70％以下的Zn浓度过饱和地将Zn固溶的α相(α相的Zn过饱和固溶体)和Zn相(η相)微细分离而成的Al相。β相的Zn过饱和固溶体的β相也包含α相的Zn过饱和固溶体，因而是脆、并使加工性恶化的相。

这样一来，Zn过饱和固溶体的Al相是与通常的α相和β相的成分浓度不同的Al相，是使加工性恶化的相。因此，并不符合本发明的Al相。

在此，Al相(α相以及β相)的确定方法如下所述。

首先，Al相(α相以及β相)的确定是对镀层的断面(沿镀层厚度方向而切断的切断面)拍摄SEM背散射电子图像(参照图5以及图6)。

此外，为了测定Zn-Al-Mg合金层的断面的Al相(α相以及β相)的面积分数，使用与用于测定各相面积分数的镀层的断面(沿镀层厚度方向而切断的切断面)相同的SEM背散射电子图像。

但是，为了进行例示，图5以及图6示出了相对于沿镀层厚度方向而切断的切断面倾斜4°研磨而成的镀层的倾斜(4°)研磨断面的SEM背散射电子图像。

接着，在拍摄的SEM背散射电子图像(参照图5)中，采用EDS等确定α相。在热浸镀层的凝固过程中，中心部成为α相，各相以在α相的外周部存在β相的方式析出。这是因为在镀层的凝固时，从Al相的结晶析出开始，因基于固体化的固溶度的减少而不能含有Zn的Al相向周围的Al相喷出Zn成分。

具体地说，在SEM背散射电子图像的1000倍左右的放大图像(参照图5)中，对Al相内部的成分分析在一定的面积(例如1μm×1μm)范围进行定量分析，只要是固溶有0～3％Zn的Al相，就确定为α相(通常的α相)。在α相(通常的α相)的外周部存在的相只要是微细分离成通常的α相和Zn相(η相)的Al相，就确定为β相(通常的β相)。

此外，只要是过饱和固溶有超过3％且在70％以下的Zn的Al相，就确定为α相的Zn过饱和固溶体。另外，只要是由α相的Zn过饱和固溶体和Zn相(η相)微细分离而成的Al相，就确定为β相的Zn过饱和固溶体。

此外，在本发明中，最外镀层中含有的元素为Zn，Al限制为超过15％且低于35％。因此，与通常的Al系镀覆钢板、Al-Zn系镀覆钢板(所谓以Al含量55％为中心的Galvalume钢板(注册商标))也不同，不是Al相在Zn-Al-Mg合金层中形成3维网络结构而构成主体，大多是MgZn₂相量最多、其次为Al相的组织构成。倒不如说以占有Zn-Al-Mg合金层中的大部分的Al相为中心的周围由MgZn₂相构成，这样构成的包晶结构体形成3维网络结构。这与镀层中的Al浓度以及Mg浓度的配合比率有关。

一般地说，如果浓度比Mg/Al低于1/10，则在Zn-Al-Mg合金层中，与MgZn₂相相比较，Al相所占的比例增多。另一方面，当浓度比Mg/Al在1/10以上的范围时，MgZn₂相所占的比例增多，不会成为Al相主体的Zn-Al-Mg合金层。因此，不涉及焊接区的平面部等耐蚀性、牺牲阳极防蚀性以及其它性质比Al系镀覆钢板以及Al-Zn系镀覆钢板更接近Zn系镀覆钢板本身。

Al相(α相、β相)如果输入焊接热量而曝露于500℃以上，则与基底金属(钢材)的Fe反应，生成Al-Fe合金层、球状或者块状Al-Fe金属间化合物相。形成AlFe相、Al₂Fe相、Al₃Fe相、Al_3.2Fe相、Al₅Fe₂相等、由几乎与前述Al-Fe合金层相同的构成物质构成、且固溶于Al相中的Zn与Al的一部分置换的金属间化合物相。另外，如前所述，这些Al-Fe合金层以及Al-Fe金属间化合物相对于基底金属(钢材)具有一定的耐蚀性。特别是在焊接区背面，Zn和Mg的大部分蒸发或者成为氧化物，而Al成为Al-Fe合金层而使焊接区背面的耐蚀性得以提高。此外，在焊接区周围等，Al-Fe金属间化合物相不会像形成层那样地形成，大多显示球状或者块状形态。这些Al-Fe合金层以及Al-Fe金属间化合物相对于防蚀的效果比Zn-Al-Mg合金层小，但对于耐蚀性具有一定的贡献。

因此，为了提高焊接热影响区的耐蚀性，MgZn₂相以及Al相的合计的面积分数设定为70％以上，优选设定为80％以上，更优选设定为90％以上，最优选设定为95％以上。此外，MgZn₂相以及Al相的合计的面积分数的上限值优选为98％以下，更优选为100％以下。

如果以该面积分数计存在MgZn₂相以及Al相，则在焊接热影响区500～1000℃的部分容易残存Zn-Al-Mg合金层，可以确认明显的焊接区周围的耐蚀性提高效果。在低于70％时，Zn-Al-Mg合金层的多数蒸发，从而焊接区周围的耐蚀性处于劣势。

接着，就Zn-Al-MgZn₂三元共晶组织进行说明。

在三元共晶组织中，包含Al相、Zn相、MgZn相。各自相的形状依成分组成的不同，其大小发生变化，因而形状为无定形。但是，共晶组织在恒温相变下可以抑制凝固时的元素移动，因而各种相形成结构复杂的形状，各相通常微细析出(参照图7)。

通常，各自的相大多取如下的构成：Zn相大而形成岛状，接着MgZn相大而充满Zn相的间隙，Al相在MgZn₂相之间分散成斑点状。此外，构成的相虽然不会随成分组成而变化，但以岛状析出者有时为MgZn₂相，有时为Al相或者MgZn₂相，位置关系依赖于即将凝固前的成分变化。

此外，关于三元共晶组织的确定方法，将在后面进行说明。

如果存在由这样微细的相构成的三元共晶组织，则焊接时，Zn容易蒸发，从而LME、气孔的发生量增加。

因此，Zn-Al-MgZn₂三元共晶组织的面积分数设定为0～5％，优选设定为0～2％。三元共晶组织的面积分数最优选为0％。

接着，就Zn相进行说明。

Zn相也可以少量存在于Zn-Al-Mg合金层中(参照图2)。Zn相从耐蚀性、牺牲阳极防蚀性的角度考虑，优选在Zn-Al-Mg合金层中含有，但在焊接时，成为LME、气孔形成的主要原因而不优选。另外，Zn层由于容易蒸发，因而几乎不能期待焊接热影响区的耐蚀性。因此，Zn相的含量也以进行管理为宜。在Zn浓度较高的情况下，虽然容易形成Zn相，但在Zn-Al-Mg合金层中，Zn相的面积分数一旦达到10％以上，LME、气孔发生量就容易恶化。

但是，即使在Zn相的面积分数达到10％以上的情况下，也如后所述，通过在Zn-Al-Mg合金层中，改变Ca-Zn-Al金属间化合物相以及Ca-Zn-Al-Si金属间化合物相的存在状态，可以抑制LME、气孔的形成。

因此，Zn相的面积分数也可以低于25％。

但是，从焊接性的角度考虑，Zn相量优选较少的倾向没有变化。

因此，Zn相的面积分数优选设定为低于10％，更优选设定为5％以下，进一步优选设定为3％以下。但是，Zn相的面积分数理想的是0％，但从制造上的角度考虑，可以设定为2％以上。

此外，镀层的最终凝固部(420～380℃)大多成为Zn相，但通过适用用于减少Zn相的成分调整、添加元素，进而适用凝固方法，可以尽可能使Zn相单相不会析出。

接着，就金属间化合物相进行说明。

如果在镀层中含有Ca，则往往在Zn-Al-Mg合金层形成Ca-Zn-Al金属间化合物相。这是因为Ca本来容易与Al和Zn形成金属间化合物相(CaZn₂相、CaZn₅相、CaZn₁₁相、Al₄Ca相等)。在Ca浓度较高的情况下，由于Ca是非常容易偏析的元素，因而键合的金属间化合物相不确定是其中的一种。Ca-Zn-Al金属间化合物相在焊接时，在焊接区背面形成CaO氧化物，在Al-Fe合金层上形成附着力高的氧化物层。通过氧化物层的形成，焊接区背面的耐蚀性得以提高。

在此，Ca-Zn-Al金属间化合物相的相量以及大小依赖于焊接性以及焊接热影响区的耐蚀性。Ca-Zn-Al金属间化合物相在结晶粒径较大的情况下，在焊接区背面以CaO氧化物的形式，在焊接区背面容易形成附着力高的氧化物层。也就是说，焊接区背面的耐蚀性提高效果升高。除此以外，Ca-Zn-Al金属间化合物相在结晶粒径较大的情况下，与Ca-Zn-Al金属间化合物相键合的Zn的比例具有增多的倾向，从而抑制Zn相的蒸发，LME以及气孔形成的改善效果升高。

此外，本来，在对Zn相的含有率较低的镀层进行使Ca-Zn-Al金属间化合物相粗大化的处理的情况下，LME以及气孔形成的改善效果具有难于确认的倾向。

Ca-Zn-Al金属间化合物相在Zn-Al-Mg合金层中，有时通常具有各种各样的形状(立方体、针状、棒状、无定形等)。在Ca-Zn-Al金属间化合物相的形态为“方形、针、棒”的情况下，将最长线(对角线等)的长度设定为Ca-Zn-Al金属间化合物相的结晶粒径。在Ca-Zn-Al金属间化合物相的形态为“除方形、针、棒以外的无定形”的情况下，将面积的当量圆直径设定为Ca-Zn-Al金属间化合物相的结晶粒径。Ca-Zn-Al金属间化合物相的平均结晶粒径如果达1μm以上，则性能发生变化。确认的所有Ca-Zn-Al金属间化合物相不需要结晶粒径都在1μm以上，但在不能确认结晶粒径为1μm以上的Ca-Zn-Al金属间化合物相的情况下，焊接区背面的耐蚀性提高效果具有降低的倾向。另外，LME以及气孔的形成的抑制效果具有降低的倾向。

也就是说，平均结晶粒径为1μm以上的Ca-Zn-Al金属间化合物相如果存在于Zn-Al-Mg合金层中，则焊接区背面的耐蚀性提高效果、以及LME和气孔的形成的抑制效果升高。此外，Ca-Zn-Al金属间化合物相的平均结晶粒径的上限值并没有特别的限定，例如为100μm以下。

Ca-Zn-Al金属间化合物相是熔点非常高的金属间化合物相，在镀层凝固后立即形成，无数地存在于Zn-Al-Mg合金层中。另外，在镀层凝固中，当液相存在于Zn-Al-Mg合金层中时，虽然与附近的Ca-Zn-Al金属间化合物相键合而微细析出的Ca-Zn-Al金属间化合物相的数量减少，但Ca-Zn-Al金属间化合物相得以生长。在镀层的凝固过程中，在使用通常的镀覆制法时，或者在使用骤冷时，结晶粒径(低于1μm)较细的Ca-Zn-Al金属间化合物相无数地存在。另一方面，当处于液相存在状态(熔点～350℃之间)时，如果进行缓冷，则其数量减少，粒径变得粗大，可以在Zn-Al-Mg合金层中析出结晶粒径为1μm以上的Ca-Zn-Al金属间化合物相。Ca-Zn-Al金属间化合物相的结晶粒径在Ca浓度、Al浓度较高时容易增大，但在这些浓度较低时，通过缓冷也可以使结晶粒径增大。

另外，如果在镀层中含有大量的Si，则在Zn-Al-Mg合金层中往往形成Mg₂Si相。在Ca浓度较高的情况下，也往往含有Ca₂Si相、CaSi相、Ca-Zn-Al-Si金属间化合物相。如果这些化合物相存在于Zn-Al-Mg合金层中，则焊接热影响区的耐蚀性提高效果升高。

特别地，Ca-Zn-Al-Si金属间化合物相具有与Ca-Zn-Al金属间化合物相同样的效果(焊接区背面的耐蚀性提高效果、以及LME和气孔形成的改善效果)。除此以外，如果存在Ca-Zn-Al-Si金属间化合物相，则焊接后，在残存于Al-Fe合金层上的氧化物层中含有Si，因而焊接区背面的耐蚀性提高效果升高。

特别地，平均结晶粒径为1μm以上(或者1～100μm)的Ca-Zn-Al-Si金属间化合物相如果存在于Zn-Al-Mg合金层中，则与Ca-Zn-Al-Si金属间化合物相同样，焊接区背面的耐蚀性提高效果、以及LME和气孔的形成的抑制效果升高。

因此，Zn-Al-Mg合金层优选含有选自Mg₂Si相、Ca₂Si相、CaSi相、Ca-Zn-Al金属间化合物相以及Ca-Zn-Al-Si金属间化合物相之中的至少1种金属间化合物相。

另外，如果在镀层中含有B，则有时在Zn-Al-Mg合金层中形成选自Al₂CaB₅相、以及所述Al₂CaB₅相的一部分的原子位置被Zn和Mg置换而成的化合物相之中的Ca-Al-B金属间化合物相，其中，Ca-Al-B金属间化合物相中的B以原子％计为40％以上。

如果在Zn-Al-Mg合金层中含有该Ca-Al-B金属间化合物相，则LME得以改善，因而是优选的。

另外，如果在镀层中含有选自元素群D之中的元素(具体地说，如果合计含有0.05％～20％的选自元素群D之中的元素)，则在Zn-Al-Mg合金层中往往形成选自Mg₂Sn相、Mg₃Bi₂相以及Mg₃In相之中的至少1种金属间化合物相。

如果在Zn-Al-Mg合金层中含有该金属间化合物相，则焊接区周围的耐蚀性得以提高。

此外，在本发明的镀覆钢材中，作为镀层的其它特性，有镀层的硬度。如上所述，在Zn-Al-Mg合金层中大量含有硬质的金属间化合物即MgZn₂相，除此以外，由添加元素形成的金属间化合物一般也为硬质，因而镀层硬度显示150Hv以上。

接着，就本发明的镀覆钢材的制造方法的一个例子进行说明。

本发明的镀覆钢材通过在钢材(镀层底板等镀层基材)的表面(即单面或者两面)采用热浸镀法形成镀层而得到。

镀浴使用采用真空熔炼炉等制作的规定成分组成的纯金属或者合金，按规定量进行调配，以便成为目标组成，然后在大气中进行熔炼。为了实施热浸镀法，通常需要熔点以上的操作温度。

在镀覆钢材的制作中，例如采用森氏分解氨热镀锌法，将轧制后、且在无氧化环境、800℃下用氢还原过的钢材直接浸渍于镀浴中。虽然也对镀层的Al-Fe合金层的厚度产生影响，但浸渍时间通常只要0.5秒钟就很充分。浸渍后，实施基于喷吹N₂气的附着量调整。

在本发明的镀覆钢材的制造方法中，为了进行组织控制，需要进行镀浴温度以及凝固过程的温度管理。在不进行温度管理的情况下，无法减少Zn相的析出。

在将镀层的化学组成设定为本发明的组成的情况下，例如在设定镀浴温度(镀浴的熔点+20℃)而进行镀覆处理后(将钢材从镀浴中拉上来后)，使420℃以上的保持时间在5秒以下而制造镀覆钢材，则残存于Zn-Al-Mg合金层中的Zn相量增多，Zn-Al-Mg合金层的最终凝固部成为Zn-Al-MgZn₂三元共晶组织而Al相以及MgZn₂相的相量具有减小的倾向，从而成为焊接性劣化的镀层。

另外，1)实施在上辊上的镀层熔敷的情况，2)为了防止在镀层的凝固途中的锌花不良而进行使用喷雾冷却的骤冷的情况，或者3)在镀浴温度(镀浴的熔点+20℃)下进行镀覆处理后、将从镀浴的熔点至150℃的冷却速度设定为30℃/秒以上而进行冷却的情况也在Zn-Al-Mg合金层中，形成Al相的Zn过饱和固溶体(与通常的α相和β相的成分浓度不同的Al相)，MgZn₂相减少，Zn相量异常地增加，从而成为加工性劣化的镀层。

如果详细分析具有本发明的化学成分的镀层的凝固过程，则如下所述。

首先，在浸渍于镀浴中时，立即形成Al-Fe合金层，然后在冷却过程中如果低于凝固点，则最初立即析出高熔点的金属间化合物(Mg₂Si相、Ca₂Si相、CaSi相、Ca-Zn-Al金属间化合物相、Ca-Al-B金属间化合物相等)。这些相量由于合计为不足5％的相量，因而在镀浴的刚好熔点之下，Zn-Al-Mg合金层的大部分处于液相状态。

虽然从液相中析出MgZn₂相、Al相、Zn相，但这里如果采取上述通常的镀层凝固工艺，则由于冷却速度较大，因而不依赖于相图而可以将液相维持到较低温度，从而形成Zn-Al-MgZn₂三元共晶组织，或者较多地析出Zn相。在骤冷时，Al相的Zn过饱和固溶体(与通常的α相和β相的成分浓度不同的Al相)占多数。其结果是，不优选的组织增加。

另一方面，关于最适当的冷却条件，通过在Zn熔点420℃以上的高温下给予保持时间，便可以使MgZn₂相以及Al相充分生长。其结果是，可以使MgZn₂相以及Al相在镀层中所占的面积分数极大化。

当在该温度范围时，通过Al-MgZn₂相的共晶反应(由于Al相稍早地结晶析出，因而也可以说是包晶反应)而凝固。另外，Al-MgZn₂相量如果极大化，则同时可以使Zn相量极小值化。

因此，为了实现本发明的镀层(即Zn-Al-Mg合金层)的组织，在设定镀浴温度(镀浴的熔点+20℃)而进行镀覆处理后(将钢材从镀浴中拉上来后)，将在420℃以上的保持时间设定为超过5秒。也就是说，通过将在420℃以上的保持时间设定为超过5秒，便可以充分确保MgZn₂相以及Al相的析出时间，从而Zn相、Zn-Al-MgZn₂三元共晶组织或者Al相的Zn过饱和固溶体(与通常的α相和β相的成分浓度不同的Al相)的析出降低。

具体地说，在设定镀浴温度(镀浴的熔点+20℃)而进行镀覆处理后(将钢材从镀浴中拉上来后)，将从镀浴的熔点至420℃的冷却速度设定为5℃/秒以下，将在420℃以上的保持时间设定为超过5秒。但是，在镀浴的熔点为500℃以上的情况下，从镀浴的熔点至420℃的冷却速度即使在10℃/秒以下，MgZn₂相以及Al相的析出时间也很充分而没有问题。

当在420℃以上的保持时间低于5秒时，Zn相、Zn-Al-MgZn₂三元共晶组织或者Al相的Zn过饱和固溶体的形成增加。

另外，为了使Ca-Zn-Al金属间化合物以及Ca-Zn-Al-Si金属间化合物生长，在凝固时，通过充分缓冷直至液相在Zn-Al-Mg合金层中消失的温度(约350℃)，则可以增大这些金属间化合物的结晶粒径。特别地，在Al浓度超过15％且在20％以下的范围，由于Al浓度较低，这些金属间化合物的生长需要时间，因而将从镀浴的熔点至350℃的冷却速度设定为低于5℃/秒。

另外，大量含有Mg的镀层的化学组成本来如上所述，成为硬质的镀层，是加工性以及镀层附着力处于不利的组成。MgZn₂相、Al相的大部分虽然凝固结束，但在420℃以后的温度下，在275℃下产生上述从Al相向Zn相的共晶反应。而且该共晶反应在直至250℃结束。为了获得镀层的加工性，如果在420℃以后也进行长时间保持，则Al相的Zn过饱和固溶体(与通常的α相和β相的成分浓度不同的Al相)消失，从而成为对加工性也优选的条件。但是，以共晶反应析出的Zn相量相互生长，Zn相量增加，从而可以认为焊接性稍稍变差。另一方面，骤冷使Al相的Zn过饱和固溶体(与通常的α相和β相的成分浓度不同的Al相)就那样保持下来，因而从加工性的角度考虑是不优选的。

因此，考虑到这些特性，该温度范围(从420℃至250℃的温度范围)的平均冷却速度优选设定为与通常的镀覆工艺相同的10～20℃/秒的范围。如果以该冷却速度进行冷却，则Al相的Zn过饱和固溶体(与通常的α相和β相的成分浓度不同的Al相)几乎没有，而且可以不生长出必要量以上的Zn相而形成Zn-Al-Mg合金层。

平均冷却速度低于10℃/秒具有Zn相量稍稍增加的倾向，对焊接性是不优选的。另一方面，平均冷却速度在20℃/秒以上具有形成Al相的Zn过饱和固溶体的倾向。

此外，将从420℃至250℃的温度范围的平均冷却速度设定为上述范围的温度处理特别在Al浓度低、Zn浓度高时为有效的手段。

此外，在本发明的镀覆钢材的制造方法中，特别在形成Al浓度超过15％且在20％以下的范围的镀层的情况下，由于Al浓度低，因而Al相的析出需要时间。因此，为了确保MgZn₂相以及Al相的合计的面积分数，除了将在420℃以上的保持时间设定为超过5秒以外，还将从镀浴的熔点至350℃(或者250℃)的冷却速度设定为低于5℃/秒。

接着，就涉及镀层特性的各种测定方法进行说明。

镀层的化学成分采用如下的方法进行测定。

首先，采用含有抑制基底金属(钢材)的腐蚀的缓蚀剂的酸，得到使镀层剥离溶解的酸液。接着，通过用ICP分析对得到的酸液进行测定，便可以得到镀层的化学组成(在镀层是Zn-Al-Mg合金层的单层结构的情况下，为Zn-Al-Mg合金层的化学组成，在镀层是Al-Fe合金层和Zn-Al-Mg合金层的层叠结构的情况下，为Al-Fe合金层和Zn-Al-Mg合金层的合计的化学组成)。酸的种类只要是能够溶解镀层的酸，就没有特别的限定。此外，化学组成可以作为平均化学组成而进行测定。

另外，在欲获得Al-Fe合金层和Zn-Al-Mg合金层的单独的化学组成的情况下，采用GDS(高频辉光放电光谱分析)得到各元素的定量分析的校正曲线。然后，可以对作为对象的镀层的深度方向的化学成分进行测定。例如，从制作的镀覆钢板上采集数片30mm见方的样品，将其作为GDS用样品。从镀层的表层实施氩离子溅射，从而得到深度方向的元素强度图。进而制作各元素纯金属板等的标准试料，事先得到元素强度图，则可能从强度图进行浓度换算。在化学组成的分析采用GDS的情况下，优选将分析面积设定为φ4mm以上，进行10次以上的测定，采用各种位置的成分的平均值。

此外，溅射速度大约优选在0.04～0.1μm/秒的范围。在各个GDS分析点中，在采用Zn-Al-Mg合金层部分的成分分析值的情况下，为了除去最表层的氧化层的影响，优选忽视表层1μm深的成分图，采用深度1～10μm(5μm宽)的各元素浓度的成分平均值。

另外，在测定Al-Fe合金层的化学组成的情况下，将Fe元素强度达到整体的元素分析的95％以上的场所设定为基底金属(钢材)和镀层(即Al-Fe合金层)的界面位置，将从界面位置开始的镀层表面侧设定为Al-Fe合金层。一面对照另行采用SEM观察等得到的Al-Fe合金层的厚度，一面采用与Al-Fe合金层的厚度宽度相对应的宽度的各元素浓度的成分平均值。

另外，使用EPMA，也容易由定量分析值得到Al-Fe合金层和Zn-Al-Mg合金层的单独的化学组成。

确认Zn-Al-Mg合金层中的各相(但Zn-Al-MgZn₂三元共晶组织排除在外的各相)的方法如下所述。

通过源自Zn-Al-Mg合金层表面的X射线衍射，可以鉴定Zn-Al-Mg合金层的各相。关于X射线衍射的强度，射线源可以使用Cu、Co等，但最终需要计算并变更成符合Cu射线源的衍射角度。优选的是测定范围为5°～90°，步长为0.01°左右。为了得到在特定衍射角度下的强度(cps)，得到前后±0.05°的平均值。在添加成分为微量的情况下，有时无法检测出与添加元素有关的金属间化合物，因而可以由Zn-Al-Mg合金层制作TEM样品，探测微小金属间化合物，从而由电子衍射图像进行鉴定。

为了进行Zn-Al-Mg合金层的组织观察，研磨Zn-Al-Mg合金层断面而对硝酸乙醇侵蚀后的组织进行观察，便可以测定Al-Fe合金层以及Zn-Al-Mg合金层的厚度。如果使用CP加工，则可以更精细地观察镀层组织。在Zn-Al-Mg合金层观察中，优选使用FE-SEM。

Zn-Al-Mg合金层中的各相(但Zn-Al-MgZn₂三元共晶组织排除在外的各相)的面积分数采用如下的方法进行测定。

为了测定Zn-Al-Mg合金层中的各相的面积分数，使用搭载有EDS(能量色散型X射线分析装置)的FE-SEM、TEM。此外，各相的鉴定也可以使用EPMA装置。

对成为测定对象的Zn-Al-Mg合金层的任选断面(沿厚度方向切断的断面)实施CP(Cross session Polisher：离子束剖面研磨)加工。CP加工后，得到Zn-Al-Mg合金层的断面的SEM背散射电子图像。SEM背散射电子图像设定为从约100μm以上(厚度方向：选择包含Zn-Al-Mg合金层的视场)×2000μm(与钢材的表面平行的方向)的四方的任选区域中，以放大倍数1000倍对面积测定用3个以上的部位进行观察所得到的图像(Zn-Al-Mg合金层的大约厚度μm×约150μm)。

接着，对成为相同的测定对象的Zn-Al-Mg合金层的任选断面(沿Zn-Al-Mg合金层厚度方向切断的断面)实施FIB(聚焦离子束)加工。FIB加工后，得到Zn-Al-Mg合金层的断面组织的TEM(透射型电子显微镜)的电子衍射图像。然后，对Zn-Al-Mg合金层中含有的金属或者金属间化合物进行鉴定。

接着，比较SEM背散射电子图像和TEM的电子衍射图像的鉴定结果，在SEM背散射电子图像中，对Zn-Al-Mg合金层所具有的各相进行鉴定。此外，在Zn-Al-Mg合金层所具有的各相的鉴定中，可以进行EDS点分析，并对照EDS点分析的结果和TEM的电子衍射图像的鉴定结果。

接着，在SEM背散射电子图像中，判定Zn-Al-Mg合金层所具有的各相显示出的灰度的亮度、色调以及对比度值这3值。各相显示出的亮度、色调以及对比度值这3值由于反映各相中含有的元素的原子序数，因而通常地说，具有越是原子序数小的Al量、Mg量的含量较多的相，就越呈黑色，越是Zn量较多的相，就越呈白色的倾向。

根据上述EDS的对照结果，为了与SEM背散射电子图像相匹配，仅在Zn-Al-Mg合金层中含有的各相显示出的上述3值的范围，实施颜色变化的计算机图像处理(例如算出视场中的各相的面积(像素数)等，以便仅将特定的相用白色图像来显示)。通过对各相实施该图像处理，求出Zn-Al-Mg合金层中的各相在SEM背散射电子图像中所占的面积分数。

而且Zn-Al-Mg合金层的各相的面积分数设定为在Zn-Al-Mg合金层的任选断面(沿Zn-Al-Mg合金层厚度方向切断的断面)的至少3个以上的视场中，通过上述操作求出的各相的面积分数的平均值。

此外，在放大倍数为1000倍的SEM背散射电子图像中，存在于Zn-Al-MgZn₂三元共晶组织中的“MgZn₂相、Al相以及Zn相”无法识别其边界和面积分数。也就是说，在此求出的“MgZn₂相、Al相以及Zn相的各面积分数”是将后述的存在于Zn-Al-MgZn₂三元共晶组织中的“MgZn₂相、Al相以及Zn相”排除在外的各面积分数。

但是，在10000倍左右的放大图像中，即便是三元共晶组织也可以求出单独的面积分数，因而根据下述的图像处理的条件，可以算出三元共晶中的各相的比例。

在此，如图2和图4所示，Zn-Al-Mg合金层断面的SEM图像都是采用背散射电子图像拍摄的，但构成Zn-Al-Mg合金层的相(Al相、MgZn₂相、Zn相等)通常原子序数差是明确的，因而可以容易地加以区别。

其它金属间化合物相(Ca-Zn-Al金属间化合物等)有时显示与MgZn₂相相近的对比度，但形状独特。因此，这些金属间化合物相也可以比较容易地进行识别。

关于含有原子序数较小的Si的金属间化合物相(Ca-Zn-Al-Si金属间化合物等)，其对比度较暗，从而也可以比较容易地进行识别。

关于含有原子序数较小的B的金属间化合物相(Ca-Al-B金属间化合物相等)与含有Si的金属间化合物相同样，其对比度较暗，从而也可以比较容易地进行识别。在判别困难的情况下，实施基于TEM的电子衍射。

Ca-Zn-Al金属间化合物相以及Ca-Zn-Al-Si金属间化合物相的各平均结晶粒径采用如下的方法进行实施。

在测定上述各相的面积分数时的SEM观察中，从确认的各化合物相中，选择具有上述5个结晶粒径的微细MCSB相。然后，分5个视场进行该操作，将合计25个结晶粒径的算术平均设定为Ca-Zn-Al金属间化合物相以及Ca-Zn-Al-Si金属间化合物相的各平均结晶粒径。

Zn-Al-Mg合金层中的Zn-Al-MgZn₂三元共晶组织的鉴定以及面积分数采用如下的方法进行测定。

首先，采用与Zn-Al-Mg合金层中的各相的面积分数的测定相同的方法，采用SEM背散射电子图像确定Al相、Zn相以及MgZn₂相这三相共晶所得到的组织。以放大倍数30000倍在大小为3μm×4μm(对角线为5μm)的长方形视场中对其组织的一部分进行观察(参照图7)。此时，当在长方形视场中拉出2根对角线时，在对于1根对角线、对角线横切Zn相5次以上、以及对角线横切向Zn相周围扩展的MgZn₂相或者Al相5次以上的情况下，就判定为三元共晶组织。该判定以三元共晶组织特有的“三相各自微细分散的组织”为基准。

此外，在对于三元共晶组织可能不均匀存在、或者三元共晶组织难以形成的组成，三元共晶组织不能取3μm×4μm的区域的情况下，将组织划分成1μm见方的格子状，在格子内各相分别含有1个以上的情况判定为三元共晶组织。

接着，对于与Zn-Al-Mg合金层中的各相的面积分数的测定相同的SEM背散射电子图像(放大倍数1000倍，大小：Zn-Al-Mg合金层的大约厚度μm×约150μm的观察图像)，反复进行上述操作，确认三元共晶组织的连续性，而且把握三元共晶组织的轮廓(区域)。然后，求出Zn-Al-Mg合金层中的三元共晶组织在把握的SEM背散射电子图像中所占的面积分数。

而且三元共晶组织的面积分数设定为在Zn-Al-Mg合金层的任选断面(沿Zn-Al-Mg合金层厚度方向切断的断面)的至少3个以上的视场中，通过上述操作求出的各相的面积分数的平均值。

镀层硬度可以从镀层表面采用载荷10gf的压痕对维氏硬度进行测定。优选由30点左右的平均值得到维氏硬度。

为了评价镀层的加工性，优选的是基于压力机的V弯曲试验后的粉化量评价。在V弯曲部谷部，由于压缩应力起作用，因而缺乏塑性变形能力的镀覆钢板发生粉化。在进行更加苛刻的加工性评价的情况下，优选在使V弯曲试验片再次恢复为平板后进行胶带剥离，通过回弯试验而进行评价。

下面就可以适用于本发明的镀覆钢板的后处理进行说明。

本发明的镀覆钢板也可以在镀层上形成皮膜。皮膜可以形成1层或者2层以上。作为镀层正上方的皮膜的种类，例如可以列举出铬酸盐皮膜、磷酸盐皮膜、无铬酸盐皮膜。形成这些皮膜的铬酸盐处理、磷酸盐处理、无铬酸盐处理可以采用已知的方法进行。

作为铬酸盐处理，有通过电解而形成铬酸盐皮膜的电解铬酸盐处理，利用与基材的反应而形成皮膜、然后冲洗多余的处理液的反应型铬酸盐处理，以及将处理液涂布在被涂物上、不水洗而进行干燥、从而形成皮膜的涂布型铬酸盐处理。无论哪一种处理都可以采用。

作为电解铬酸盐处理，可以例示出使用铬酸、二氧化硅溶胶、树脂(磷酸、丙烯酸树脂、乙烯基酯树脂、醋酸乙烯丙烯酸乳液、羧基化丁苯胶乳、二异丙醇胺改性环氧树脂等)、以及硬质二氧化硅的电解铬酸盐处理。

作为磷酸盐处理，例如可以例示出磷酸锌处理、磷酸锌钙处理、磷酸锰处理。

无铬酸盐处理特别地对环境没有负荷而友好。作为无铬酸盐处理，有通过电解而形成无铬酸盐皮膜的电解型无铬酸盐处理，利用与基材的反应而形成皮膜、然后冲洗多余的处理液的反应型无铬酸盐处理，以及将处理液涂布在被涂物上、不水洗而进行干燥、从而形成皮膜的涂布型无铬酸盐处理。无论哪一种处理都可以采用。

再者，在镀层正上方的皮膜上，也可以具有1层或者2层以上的有机树脂皮膜。作为有机树脂，并不限定于特定的种类，例如可以列举出聚酯树脂、聚氨酯树脂、环氧树脂、丙烯酸树脂、聚烯烃树脂、或者这些树脂的改性体等。在此，所谓改性体，是指使这些树脂的结构中含有的反应性官能团和在结构中含有能够与该官能团反应的官能团的其它化合物(单体或交联剂等)反应而得到的树脂。

作为这样的有机树脂，可以混合使用1种或者2种以上的有机树脂(没有改性的)，也可以混合使用1种或者2种以上的在至少1种有机树脂的存在下，通过对至少1种其它有机树脂进行改性而得到的有机树脂。另外，在有机树脂皮膜中也可以含有任选的着色颜料或防锈颜料。也可以使用通过溶解或者分散于水中而水系化的材料。

实施例

下面就本发明的实施例进行说明，但实施例的条件是为了确认本发明的实施可能性以及效果而采用的一个条件例，本发明并不局限于该一个条件例。本发明只要不脱离本发明的宗旨，可以实现本发明的目的，就可以采用各种条件。

(实施例A)

为了得到表1-1～1-3所示的化学组成的镀层，使用规定量的纯金属铸锭而在大气中，于真空熔炼炉中建立镀浴。在镀覆钢板的制作中，使用间歇式热浸镀装置。

作为比较材，No.102、103准备了市售Zn-Al-Mg系镀覆钢板、热浸镀Zn钢板。镀层的厚度均为20μm。

作为镀层底板，使用3.2mm的普通材料热轧碳钢100×200mm(C＝0.15％，Si＝0.005％，Mn＝0.55％，P＝0.015％，S＝0.005％)，在即将进行镀覆工序之前，实施脱脂和酸洗。

在任何样品的制作中，对于镀层底板，直至镀浴浸渍后拉上来的工序实施同等的还原处理方法。也就是说，在N₂-H₂(5％)(露点－40°以下、氧浓度低于25ppm)环境下，采用通电加热将镀覆钢板从室温升温至800℃，在保持60秒后，喷吹N₂气而冷却至镀浴温度+10℃，然后立即浸渍于镀浴中。

此外，对于任何镀层底板，在镀浴中的浸渍时间设定为0.2秒。调整N₂气摩擦接触压力，制作镀覆钢板，使镀层厚度达20μm(±1μm)。从镀浴浸渍至摩擦接触结束，使间歇式镀覆装置高速运转，在1秒钟以内结束，立即喷吹N₂气，从而使温度下降至镀层熔点。

镀覆工序按下述的6种实施。

制法A：镀浴温度设定为镀浴的熔点+20℃。在从镀浴中将镀层底板拉上来后，刚好在镀层熔点之上使摩擦接触结束。将从镀浴的熔点至250℃的平均冷却速度设定为15(±5)℃/秒，将从250℃至150℃的平均冷却速度设定为7.5(±2.5)℃/秒，采用这样的冷却工艺而得到镀层。但是，从镀浴的熔点至420℃的冷却速度超过5℃/秒，在420℃以上的保持时间低于5秒。

制法B：镀浴温度设定为镀浴的熔点+20℃。在从镀浴中将镀层底板拉上来后，刚好在镀层熔点之上使摩擦接触结束。采用将从镀浴的熔点至150℃的平均冷却速度设定为40(±10)℃/秒)的冷却工艺(喷雾冷却)而得到镀层。但是，从镀浴的熔点至420℃的冷却速度超过5℃/秒，在420℃以上的保持时间低于5秒。

制法C：镀浴温度设定为镀浴的熔点+20℃。在从镀浴中将镀层底板拉上来后，刚好在镀浴的熔点之上使摩擦接触结束。将从镀浴的熔点至420℃的平均冷却速度设定为4(±1)℃/秒(在420℃以上的保持时间超过5秒)，将从420℃至250℃的平均冷却速度设定为15(±5)℃/秒，采用这样的冷却工艺而得到镀层。

制法D：镀浴温度设定为镀浴的熔点+20℃。在从镀浴中将镀层底板拉上来后，刚好在镀浴的熔点之上使摩擦接触结束。将从镀浴的熔点至420℃的平均冷却速度设定为4(±1)℃/秒(在420℃以上的保持时间超过5秒)，将从420℃至250℃的平均冷却速度设定为30(±5)℃/秒，采用这样的冷却工艺而得到镀层。

制法E：镀浴温度设定为镀浴的熔点+20℃。在从镀浴中将镀层底板拉上来后，刚好在镀浴的熔点之上使摩擦接触结束。将从镀浴的熔点至420℃的平均冷却速度设定为8(±2)℃/秒(在420℃以上的保持时间超过5秒)，将从420℃至250℃的平均冷却速度设定为15(±5)℃/秒，采用这样的冷却工艺而得到镀层。

制法F：镀浴温度设定为镀浴的熔点+20℃。在从镀浴中将镀层底板拉上来后，刚好在镀浴的熔点之上使摩擦接触结束。将从镀浴的熔点至420℃的平均冷却速度设定为8(±2)℃/秒(在420℃以上的保持时间超过5秒)，将从420℃至250℃的平均冷却速度设定为30(±5)℃/秒，采用这样的冷却工艺而得到镀层。

－各相的面积分数的测定－

从得到的镀覆钢板中，切出具有镀层的断面(沿镀层的厚度方向切断的断面)的试料片。然后，按照已经叙述的方法，对存在于Zn-Al-Mg合金层中的下述相的面积分数进行了测定。

·MgZn₂相的面积分数

·Al相的面积分数

·Zn相的面积分数

·Zn-Al-MgZn₂三元共晶组织(表中记为“三元共晶组织”)的面积分数

·Ca-Al-B金属间化合物相(表中记为“B化合物”)的面积分数：Al₂CaB₅相以及Al₂CaB₅相的一部分的原子位置被Zn和Mg置换而成的化合物相的合计的面积分数

·Mg与Sn、Bi或者In的金属间化合物相(表中记为“Sn化合物相”)：Mg₂Sn相、Mg₃Bi₂相以及Mg₃In相的合计的面积分数

·其它金属间化合物的面积分数：Mg₂Si相、Ca₂Si相、CaSi相、Ca-Zn-Al金属间化合物相(表中记为“CZA”)以及Ca-Zn-Al-Si金属间化合物相(表中记为“CZAS”)的合计的面积分数(但是，各相的面积分数不表示出来，将确认存在的相记为“Ex”)

－镀层的电弧焊接性－

使用得到的镀覆钢板，如以下那样实施镀层的电弧焊接性的评价。

准备2片100mm见方的样品，采用CO₂/MAG焊机制作出搭接角焊样品。在镀覆钢板的一端设置10mm的搭接宽度，在相互的镀覆钢板的搭接间隙为0mm、下板脚长为6mm左右下实施电弧焊。焊接速度设定为0.3m/min，焊丝设定为实芯焊丝YGW14、φ12，CO₂保护气体流量设定为15l/min，焊接电流设定为150～250(A)，电弧电压设定为20～24V，2个焊道。从上侧对焊缝实施X射线透过试验，从而求出气孔的占有率Bs(％)。

Zn-Al-Mg系镀覆钢板、Zn镀覆钢板的气孔占有率Bs大约为40％，将气孔占有率Bs为40％以上者评价为“B”，将气孔占有率Bs为20～40％者评价为“A”，将气孔占有率Bs低于20％者评价为“S”。

－LME的评价－

使用得到的镀覆钢板，如以下那样实施LME的评价。

在镀覆钢板70mm×150mm中央，采用不锈钢钢焊丝φ1.2mm(JISZ3323YF309LC)并按照上述焊接条件(但为1个焊道)，得到75mm长、3～5mm宽的平板上珠焊的平板上珠焊焊缝试验片。然后，通过对试验片进行渗透探伤试验，确认了开裂的有无。

Zn-Al-Mg系镀覆钢板、Zn镀覆钢板确认有多条通过肉眼可以确认的3mm以上的LME(即裂纹)。

于是，将确认有通过肉眼可以确认的5mm以上的LME的情况评价为“B”。

将焊接区(焊缝金属)没有LME，在焊缝金属、焊接热影响区(HAZ部)边界确认有长度低于周长的5％的标记痕迹，对裂纹断面进行了EPMA观察，结果在裂纹周围确认没有Zn的情况评价为“A”。

将在焊接区周围(焊缝金属的周围)没有裂纹，也没有标记痕迹者评价为“S”。

－焊接区背面的耐蚀性－

使用得到的镀覆钢板，如以下那样实施焊接区背面的耐蚀性。

与LME的评价同样，得到平板上珠焊焊缝试验片。采用腐蚀促进试验(JASO M 609-91)，以90～180个循环就该试验片的背面评价了缝背面部的红锈。Zn-Al-Mg系镀覆钢板在90个循环时，在焊缝背面上发生了点锈。Zn镀覆钢板发生了全面红锈。

将在90个循环时于焊缝背面部确认有点状的红锈者评价为“B”。

将在120个循环时于焊缝背面部确认有点状的红锈者评价为“A”。

将在150个循环时于焊缝背面部确认有点状的红锈者评价为“AA”。

将在180个循环时于焊缝背面部确认有点状的红锈者评价为“AAA”。

将在180个循环时于焊缝背面部没有红锈发生者评价为“S”。

－焊接区周围的耐蚀性－

使用得到的镀覆钢板，如以下那样实施焊接区周围的耐蚀性。

与LME的评价同样，得到平板上珠焊焊缝试验片。对该试验片的表面进行盐雾试验(JIS Z 2371)1000～1300小时，就耐蚀性进行了确认。

Zn-Al-Mg系镀覆钢板在经过1000小时的时点，确认从焊接区周围发生了红锈垂落。Zn镀覆钢板发生了全面红锈。

将在经过1000小时的时点于焊接区周围确认有点状的红锈者评价为“B”。

将在经过1100小时的时点于焊接区周围确认有点状的红锈者评价为“A”。

将在经过1200小时的时点于焊接区周围确认有点状的红锈者评价为“AA”。

将在经过1300小时的时点于焊接区周围确认有点状的红锈者评价为“AAA”。

将在经过1300小时的时点于焊接区周围没有确认红锈者评价为“S”。

－镀层的加工性－

使用得到的镀覆钢板，如以下那样实施镀层的加工性的评价。

对镀覆钢板实施10R－90°V弯曲压力试验，将宽度为24mm的玻璃纸胶带推到V弯曲谷部并拉离，用肉眼判断粉化的情况。

粉化剥离粉附着于胶带上者评价为“B”，

没有粉化剥离者评价为“A”。

关于实施例A，以一览表的方式表示在表1-1～表1-6中。

(实施例B)

为了得到表2-1所示的化学组成的镀层，使用规定量的纯金属铸锭而在大气中，于真空熔炼炉中建立镀浴。在镀覆钢板的制作中，使用间歇式热浸镀装置。

作为镀层底板，使用3.2mm的普通材料热轧碳钢100×200mm(C＝0.15％，Si＝0.005％，Mn＝0.55％，P＝0.015，S＝0.005％)，在即将进行镀覆工序之前，实施脱脂和酸洗。

在任何样品的制作中，对于镀层底板，直至镀浴浸渍后拉上来的工序实施同等的还原处理方法。也就是说，在N₂-H₂(5％)(露点－40°以下、氧浓度低于25ppm)环境下，采用通电加热将镀覆钢板从室温升温至800℃，在保持60秒后，喷吹N₂气而冷却至镀浴温度+10℃，然后立即浸渍于镀浴中。

此外，对于任何镀层底板，在镀浴中的浸渍时间设定为0.2秒。调整N₂气摩擦接触压力，制作镀覆钢板，使镀层厚度达20μm(±1μm)。从镀浴浸渍至摩擦接触结束，使间歇式镀覆装置高速运转，在1秒钟以内结束，立即喷吹N₂气，从而使温度下降至镀浴的熔点。

镀覆工序按下述的2种实施。

制法C(实施例A同样)：

镀浴温度设定为镀浴的熔点+20℃。在从镀浴中将镀层底板拉上来后，刚好在镀浴的熔点之上使摩擦接触结束。将从镀浴的熔点至420℃的平均冷却速度设定为4(±1)℃/秒(在420℃以上的保持时间超过5秒)，将从420℃至250℃的平均冷却速度设定为15(±5)℃/秒，采用这样的冷却工艺而得到镀层。

制法G：镀浴温度设定为镀浴的熔点+20℃。在从镀浴中将镀层底板拉上来后，刚好在镀浴的熔点之上使摩擦接触结束。将从镀浴的熔点至350℃的平均冷却速度设定为4(±1)℃/秒(在420℃以上的保持时间超过7秒)，将从350℃至250℃的平均冷却速度设定为15(±5)℃/秒，采用这样的冷却工艺而得到镀层。

制法H：镀浴温度设定为镀浴的熔点+20℃。在从镀浴中将镀层底板拉上来后，刚好在镀浴的熔点之上使摩擦接触结束。将从镀浴的熔点至250℃的平均冷却速度设定为4(±2)℃/秒(在420℃以上的保持时间超过10秒)，采用这样的冷却工艺而得到镀层。

使用得到的镀覆钢板，与实施例A同样，实施了各相的面积分数、各种性能评价。

但是，在确认Ca-Zn-Al金属间化合物相以及Ca-Zn-Al金属间化合物相的存在时，按照已经叙述的方法对各化合物相的平均结晶粒径进行了测定。而且在表中示出了平均结晶粒径。此外，平均结晶粒径的单位为“μm”。

另外，使用得到的镀覆钢板，如以下那样实施涂装后的耐蚀性。

与实施例A所实施的LME的评价同样，制作出平板上珠焊焊缝试验片。对于该试验片，使用日本パーカライジング株式会社生产的表面调整处理剂(商品名：プレパレンX)，在室温下进行20秒钟的表面调整。

接着，使用日本パーカライジング株式会社生产的磷酸锌处理液(商品名：パルボンド3020)，进行磷酸盐处理。具体地说，将处理液的温度设定为43℃，在处理液中将热压钢材浸渍120秒钟。由此，在钢材表面形成磷酸盐覆盖膜。

接着，在实施磷酸盐处理后，对于磷酸处理后的平板上珠焊焊缝试验片，采用电压为160V的斜坡通电(slope energization)对日本ペイント株式会社生产的阳离子型电泳涂料进行电泳涂装，进而在烘烤温度170℃下进行20分钟的烘烤涂装。电泳涂装后的涂料的膜厚的平均对所有的试料均设定为15μm。

接着，将该试验片供给JASO试验(M609-91)，确认涂装后的焊缝部周围的红锈发生状况。

将在90个循环以内于焊缝部或者热影响区确认有点状的红锈者评价为“B”。

将在120个循环以内于焊缝部或者热影响区确认有点状的红锈者评价为“A”。

将在150个循环以内于焊缝部或者热影响区确认有点状的红锈者评价为“AA”。

将在180个循环以内于焊缝部或者热影响区确认有点状的红锈者评价为“AAA”。

关于实施例B，以一览表的方式表示在表2-1～表2-2中。

以上参照附图，就本发明优选的实施方式进行了详细的说明，但本发明并不限定于这样的例子。只要是具有本发明所属技术领域的通常的知识的人员，在权利要求书所记载的技术思想的范畴内，显然可以想到各种变更例或修正例，对于这些，当然可以理解为也属于本发明的技术范围。

此外，图1～图5中的各符号所表示的对象如下所述。

1：Al相(包含微细Zn相)

2：MgZn₂相(块状)

3：Zn-Al-MgZn₂三元共晶组织

4：MgZn₂相(块状)

5：Al相(α相)

6：Al相(β相)

7：Zn相

8：Ca-Al-B金属间化合物相B化合物(Al₂CaB₅相：原子比率采用EDS定量分析进行推定)

9：Zn-Al-MgZn₂三元共晶组织的Zn相

10：Zn-Al-MgZn₂三元共晶组织的MgZn₂相

11：Zn-Al-MgZn₂三元共晶组织的Al相

20：α相(通常的α相)

21：β相(通常的β相)

100：镀层

100A：镀层

101：Zn-Al-Mg合金层

101A：Zn-Al-Mg合金层

102：Al-Fe合金层

102A：Al-Fe合金层

本发明进一步公开了以下的附记。

(附记1)

一种热浸镀钢板，其具有钢材、和包含在所述钢材的表面配置的Zn-Al-Mg合金层的镀层，其中，

在所述Zn-Al-Mg合金层的任选的断面组织中，以当量圆直径计结晶粒径在1μm以上的MgZn₂相和Al相的合计的面积率为70％以上，Zn相的面积率低于10％；

所述Zn-Al-Mg合金层含有选自Mg₂Si相、Ca₂Si相、CaSi相、Ca-Zn-Al相以及Ca-Zn-Al-Si相之中的至少1种金属间化合物相；

所述镀层以质量％计，包含：

Zn：超过44.9％且低于74.9％、

Al：超过20％且低于35％、

Mg：超过5％且低于20％、

Ca：0.1％以上且低于3.0％、

Si：0％～1％、

B：0％～0.5％、

Y：0％～0.5％、

La：0％～0.5％、

Ce：0％～0.5％，

Cr：0％～0.25％、

Ti：0％～0.25％、

Ni：0％～0.25％、

Co：0％～0.25％、

V：0％～0.25％、

Nb：0％～0.25％、

Cu：0％～0.25％、

Mn：0％～0.25％、

Sr：0％～0.5％、

Sb：0％～0.5％、

Pb：0％～0.5％、

Sn：0％～20％、

Bi：0％～2％、

In：0％～2％、

Fe：0％～5％、以及

杂质，而且在将元素群A设定为Y、La以及Ce、元素群B设定为Cr、Ti、Ni、Co、V、Nb、Cu以及Mn、元素群C设定为Sr、Sb以及Pb、和元素群D设定为Sn、Bi以及In的情况下，选自元素群A之中的元素的合计的含量为0.5％以下，Ca和选自元素群A之中的元素的合计的含量低于3.0％，选自元素群B之中的元素的合计的含量为0.25％以下，选自元素群C之中的元素的合计的含量为0.5％以下，选自元素群D之中的元素的合计的含量为20％以下。

(附记2)

根据附记1所述的热浸镀钢板，其中，所述Al超过22％且低于35％，所述Mg超过10％且低于20％，所述Ca在0.3％以上且低于3.0％，所述Si为0.1％～1％。

(附记3)

根据附记1或附记2所述的热浸镀钢板，其中，所述镀层含有选自B、元素群A(Y、La、Ce)、元素群B(Cr、Ti、Ni、Co、V、Nb、Cu、Mn)、以及元素群C(Sr、Sb、Pb)之中的至少1种，所述镀层以质量％计，

在含有B的情况下，满足B：0.05％～0.5％，

在含有选自元素群A之中的元素的情况下，其合计的含量满足0.05％～0.5％，

在含有选自元素群B之中的元素的情况下，其合计的含量满足0.05％～0.25％，

在含有选自元素群C之中的元素的情况下，其合计的含量满足0.05％～0.5％。

(附记4)

根据附记1～附记3中任1项所述的热浸镀钢板，其中，所述Zn-Al-Mg合金层含有Al₂CaB₅、或者一部分的原子位置被Zn和Mg置换而成的Ca-Al-B化合物，其中，Ca-Al-B化合物中的B以原子％计为40％以上。

(附记5)

根据附记1～附记4中任1项所述的热浸镀钢板，其中，所述镀层含有选自元素群D(Sn、Bi、In)之中的至少1种元素，所述镀层以质量％计，满足Sn+Bi+In＝0.05％～20％，

所述镀层进一步含有选自Mg₂Sn、Mg₃Bi₂以及Mg₃In之中的至少1种金属间化合物。

(附记6)

根据附记1～附记5中任1项所述的热浸镀钢板，其中，所述镀层进一步含有Al-Fe合金层，所述Al-Fe合金层在所述钢材的表面形成，所述Zn-Al-Mg合金层在所述Al-Fe合金层上形成。

日本专利申请2017-013259所公开的整个内容通过参照而编入本说明书中。

本说明书中记载的所有文献、专利申请以及技术标准通过参照而编入本说明书中，其中每个文献、专利申请以及技术标准通过参照而编入的内容与其具体且分别地记载的情况程度相同。

Claims (8)

1.一种镀覆钢材，其具有钢材、和在所述钢材的表面配置且含有Zn-Al-Mg合金层的镀层；其中，

在所述Zn-Al-Mg合金层的断面中，MgZn₂相的面积分数为45～75％，MgZn₂相以及Al相的合计的面积分数为70％以上，且Zn-Al-MgZn₂三元共晶组织的面积分数为0～5％；

所述镀层以质量％计，所具有的化学组成包含：

Zn：超过44.90％且低于79.90％、

Al：超过15％且低于35％、

Mg：超过5％且低于20％、

Ca：0.1％以上且低于3.0％、

Si：0％～1.0％，

B：0％～0.5％、

Y：0％～0.5％、

La：0％～0.5％、

Ce：0％～0.5％，

Cr：0％～0.25％、

Ti：0％～0.25％、

Ni：0％～0.25％、

Co：0％～0.25％、

V：0％～0.25％、

Nb：0％～0.25％、

Cu：0％～0.25％、

Mn：0％～0.25％，

Sr：0％～0.5％、

Sb：0％～0.5％，

Pb：0％～0.5％、

Sn：0％～20.00％、

Bi：0％～2.0％、

In：0％～2.0％、

Fe：0％～5.0％、以及

杂质；

在将元素群A设定为Y、La以及Ce，元素群B设定为Cr、Ti、Ni、Co、V、Nb、Cu以及Mn，元素群C设定为Sr、Sb以及Pb，以及元素群D设定为Sn、Bi以及In的情况下，

选自所述元素群A之中的元素的合计的含量为0％～0.5％，

Ca和选自所述元素群A之中的元素的合计的含量在0.1％以上且低于3.0％，

选自所述元素群B之中的元素的合计的含量为0％～0.25％，

选自所述元素群C之中的元素的合计的含量为0％～0.5％，

选自所述元素群D之中的元素的合计的含量为0％～20.00％。

2.根据权利要求1所述的镀覆钢材，其中，所述Zn-Al-Mg合金层含有选自Mg₂Si相、Ca₂Si相、CaSi相、Ca-Zn-Al金属间化合物相以及Ca-Zn-Al-Si金属间化合物相之中的至少1种金属间化合物相。

3.根据权利要求1或2所述的镀覆钢材，其中，所述Al的含量超过22％且低于35％，所述Mg的含量超过10％且低于20％，所述Ca的含量在0.3％以上且低于3.0％，所述Si的含量为0.1％～1.0％。

4.根据权利要求1或2所述的镀覆钢材，其中，所述Al的含量超过15％且在22％以下。

5.根据权利要求1～3中任一项所述的镀覆钢材，其中，

在所述镀层含有所述B的情况下，所述B的含量以质量％计为0.05％～0.5％，

在所述镀层含有选自所述元素群A之中的元素的情况下，选自所述元素群A之中的元素的合计的含量以质量％计为0.05％～0.5％，

在所述镀层含有选自所述元素群B之中的元素的情况下，选自所述元素群B之中的元素的合计的含量以质量％计为0.05％～0.25％，

在所述镀层含有选自所述元素群C之中的元素的情况下，选自所述元素群C之中的元素的合计的含量以质量％计为0.05％～0.5％。

6.根据权利要求1～5中任一项所述的镀覆钢材，其中，所述Zn-Al-Mg合金层含有选自Al₂CaB₅相、以及所述Al₂CaB₅相的一部分的原子位置被Zn和Mg置换而成的化合物相之中的Ca-Al-B金属间化合物相，其中，Ca-Al-B金属间化合物相中的B以原子％计为40％以上。

7.根据权利要求1～6中任一项所述的镀覆钢材，其中，

在所述镀层含有选自所述元素群D之中的元素的情况下，选自所述元素群D之中的元素的合计的含量以质量％计为0.05％～20％，

所述Zn-Al-Mg合金层含有选自Mg₂Sn相、Mg₃Bi₂相以及Mg₃In相之中的至少1种金属间化合物相。

8.根据权利要求1～7中任一项所述的镀覆钢材，其中，所述镀层在所述钢材和所述Zn-Al-Mg合金层之间具有Al-Fe合金层。