JP2021172878A - 加工性と耐食性に優れる溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼材 - Google Patents
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Abstract
【課題】加工性と耐食性により優れた溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼材を提供する。【解決手段】鋼材の表面に溶融めっき層を有し、溶融めっき層の平均組成が、質量％で、Ａｌ：１０〜４０％、Ｍｇ：０．５〜８％、Ｓｎ：０．０５〜８．０％、Ｓｉ：０〜４．０％、Ｃａ：０〜３．０％を含有し、更に、Ｂｉ、Ｉｎ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｃｕ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｓｒ、Ｓｂ、Ｐｂ、Ｂを選択的に含有する場合があり、残部がＺｎ及び不純物からなる組成であり、溶融めっき層の金属組織が、層状Ｚｎ相及び層状Ａｌ相を含むラメラ組織と、Ｍｇ２Ｓｎ相またはＭｇ２（Ｓｎ，Ｃａ）相の何れか一方または両方がＺｎ相中に分散されてなる混合組織と、を含有し、溶融めっき層に占めるラメラ組織の割合が面積比で５％以上である溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼材。【選択図】図１
Description
本発明は、加工性と耐食性に優れる溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼材に関する。
溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼材は、耐食性に優れることから、建材や土木の分野において使用されている。これらの分野において溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼材を使用する際には、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼材を様々な形状に加工する場合がある。そのため、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼材は、耐食性のほかに加工性にも優れることが求められる。特許文献1〜３には、各種の溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼材が記載されている。
特許文献１には、鋼板の表面に、Ｍｇ：２〜１０重量％、Ａｌ：２〜１９重量％、Ｓｉ：０．０１〜２重量％を含有し、さらに、Ｉｎ：０．０１〜１重量％、Ｂｉ：０．０１〜１重量％、Ｓｎ：１〜１０重量％の１種または２種以上を含有し、残部がＺｎ及び不可避的不純物よりなるＺｎ系複合めっき層を有することを特徴とする加工部と端面の耐食性に優れためっき鋼板が記載されている。
特許文献２には、鋼板表面に質量％で、Ａｌ：０．１〜２０％、Ｍｇ：１〜１５％、Ｓｉ：０．１〜５％、Ｓｎ：０．３〜２０％を含有し、かつ、ＳｉとＳｎが式０．５≦Ｓｉ（％）＋Ｓｎ（％）≦２０を満たし、残部がＺｎおよび不可避不純物からなる溶融めっきが１ｍ２当たり片面で１０グラム以上８０グラム以下被覆されたことを特徴とする耐食性、加工性に優れためっき鋼板が記載されている。
特許文献３の請求項１及び請求項５には、鋼板の表面の少なくとも一部にＡｌを１０〜４０質量％、Ｓｉを０．０５〜４質量％、Ｍｇを０．５〜４質量％含有し、残部がＺｎ及び不可避的不純物からなるめっき層を有し、前記めっき層は、めっき層断面において層状Ｚｎ相と層状Ａｌ相が交互に整列したラメラ組織を面積分率で５％以上含有し、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｓｎ、Ｉｎ、Ｂｉ、Ｐｂ、Ｂのいずれか１種以上を含む金属間化合物の合計存在割合を面積分率で３％以下に規制し、更に、Ｚｎ相、Ａｌ相、及びＭｇＺｎ２相から構成されるＺｎ／Ａｌ／ＭｇＺｎ２三元共晶組織を面積分率で２０〜９０％含有することを特徴とする、溶融Ｚｎ系めっき鋼板が記載されている。また、特許文献１は、更に、ラメラ組織を覆うように粒状Ｚｎ相と粒状Ａｌ相からなる組織を含むことが記載されている。
特許文献１は、耐食性を向上させることを目的とし、更にはクロメート処理と塗装を行った場合に、優れた塗装後耐食性が得られるものであるが、加工性については何ら考慮されていない。
また、特許文献２は、耐食性向上を目的としてめっき層にＭｇを含有させる一方で、Ｍｇの含有によって加工時の「パウダリング」「かじり」「フレーキング」等の欠陥の発生を抑制するために、めっき層中に硬質な物質を形成させないようにしたものであるが、最近では更なる加工性の向上が望まれている。
また、特許文献３は、めっき層中にラメラ組織とＺｎ／Ａｌ／ＭｇＺｎ２三元共晶組織とを含み、更に、ラメラ組織を覆うように粒状Ｚｎ相と粒状Ａｌ相からなる組織を含んでいる。特許文献３ではラメラ組織を有することで、鋼板に塗装をした状態での塗装剥がれを抑制するとされているが、加工性については何ら考慮されていない。
また、特許文献２は、耐食性向上を目的としてめっき層にＭｇを含有させる一方で、Ｍｇの含有によって加工時の「パウダリング」「かじり」「フレーキング」等の欠陥の発生を抑制するために、めっき層中に硬質な物質を形成させないようにしたものであるが、最近では更なる加工性の向上が望まれている。
また、特許文献３は、めっき層中にラメラ組織とＺｎ／Ａｌ／ＭｇＺｎ２三元共晶組織とを含み、更に、ラメラ組織を覆うように粒状Ｚｎ相と粒状Ａｌ相からなる組織を含んでいる。特許文献３ではラメラ組織を有することで、鋼板に塗装をした状態での塗装剥がれを抑制するとされているが、加工性については何ら考慮されていない。
本発明は上記事情に鑑みてなされたものであり、加工性と耐食性により優れた溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼材を提供することを課題とする。
［１］ 鋼材の表面に溶融めっき層を有し、
前記溶融めっき層の平均組成が、質量％で、
Ａｌ：１０〜４０％、
Ｍｇ：０．５〜８％、
Ｓｎ：０．０１〜８．０％、
Ｓｉ：０〜４．０％、
Ｃａ：０〜３．０％、
Ｂｉ：０〜５．０％未満、
Ｉｎ：０〜２．０％未満、
Ｙ ：０〜０．５％、
Ｌａ：０〜０．５％未満、
Ｃｅ：０〜０．５％未満、
Ｃｒ：０〜０．２５％未満、
Ｔｉ：０〜０．２５％未満、
Ｎｉ：０〜０．２５％未満、
Ｃｏ：０〜０．２５％未満、
Ｖ ：０〜０．２５％未満、
Ｎｂ：０〜０．２５％未満、
Ｃｕ：０〜０．２５％未満、
Ｍｎ：０〜０．２５％未満、
Ｆｅ：０〜５．０％、
Ｓｒ：０〜０．５％未満、
Ｓｂ：０〜０．５％未満、
Ｐｂ：０〜０．５％未満、
Ｂ ：０〜０．５％未満を含有し、
残部がＺｎ及び不純物からなる組成であり、
前記溶融めっき層の金属組織が、層状Ｚｎ相及び層状Ａｌ相を含むラメラ組織と、Ｍｇ２Ｓｎ相またはＭｇ２（Ｓｎ，Ｃａ）相の何れか一方または両方がＺｎ相中に分散されてなる混合組織と、を含有し、
前記溶融めっき層に占める前記ラメラ組織の割合が面積比で５％以上であることを特徴とする加工性と耐食性に優れる溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼材。
［２］ 前記ラメラ組織のラメラ間隔が０．３μｍ以上であることを特徴とする［１］に記載の加工性と耐食性に優れる溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼材。
［３］ 前記溶融めっき層に占める前記ラメラ組織の割合が面積比で５％以上８０％以下であることを特徴とする［１］または［２］に記載の加工性と耐食性に優れる溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼材。
［４］ 前記混合組織中の前記Ｍｇ２Ｓｎ相または前記Ｍｇ２（Ｓｎ，Ｃａ）相の何れか一方または両方の円相当平均直径が５μｍ以下であることを特徴とする［１］乃至［３］の何れか一項に記載の加工性と耐食性に優れる溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼材。
［５］ 前記溶融めっき層の平均組成のうち、Ａｌ及びＭｇが、質量％で、
Ａｌ：１５〜３５％、
Ｍｇ：４〜７％であることを特徴とする［１］乃至［４］の何れか一項に記載の加工性と耐食性に優れる溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼材。
［６］ 前記溶融めっき層が、更に、Ａｌ／Ｚｎ／ＭｇＺｎ２の三元共晶組織、Ａｌ及びＺｎを含む（Ｚｎ−Ａｌ）デンドライト相、Ｚｎ単相、ＭｇＺｎ２相または面積率１０％未満の残部金属間化合物のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする［１］乃至［５］の何れか一項に記載の加工性と耐食性に優れる溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼材。
［７］ 前記鋼材と前記溶融めっき層との間に、Ｆｅ−Ａｌ系金属間化合物からなる厚み３μｍ以下の界面合金層があることを特徴とする［１］乃至［６］の何れか一項に記載の加工性と耐食性に優れる溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼材。
前記溶融めっき層の平均組成が、質量％で、
Ａｌ：１０〜４０％、
Ｍｇ：０．５〜８％、
Ｓｎ：０．０１〜８．０％、
Ｓｉ：０〜４．０％、
Ｃａ：０〜３．０％、
Ｂｉ：０〜５．０％未満、
Ｉｎ：０〜２．０％未満、
Ｙ ：０〜０．５％、
Ｌａ：０〜０．５％未満、
Ｃｅ：０〜０．５％未満、
Ｃｒ：０〜０．２５％未満、
Ｔｉ：０〜０．２５％未満、
Ｎｉ：０〜０．２５％未満、
Ｃｏ：０〜０．２５％未満、
Ｖ ：０〜０．２５％未満、
Ｎｂ：０〜０．２５％未満、
Ｃｕ：０〜０．２５％未満、
Ｍｎ：０〜０．２５％未満、
Ｆｅ：０〜５．０％、
Ｓｒ：０〜０．５％未満、
Ｓｂ：０〜０．５％未満、
Ｐｂ：０〜０．５％未満、
Ｂ ：０〜０．５％未満を含有し、
残部がＺｎ及び不純物からなる組成であり、
前記溶融めっき層の金属組織が、層状Ｚｎ相及び層状Ａｌ相を含むラメラ組織と、Ｍｇ２Ｓｎ相またはＭｇ２（Ｓｎ，Ｃａ）相の何れか一方または両方がＺｎ相中に分散されてなる混合組織と、を含有し、
前記溶融めっき層に占める前記ラメラ組織の割合が面積比で５％以上であることを特徴とする加工性と耐食性に優れる溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼材。
［２］ 前記ラメラ組織のラメラ間隔が０．３μｍ以上であることを特徴とする［１］に記載の加工性と耐食性に優れる溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼材。
［３］ 前記溶融めっき層に占める前記ラメラ組織の割合が面積比で５％以上８０％以下であることを特徴とする［１］または［２］に記載の加工性と耐食性に優れる溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼材。
［４］ 前記混合組織中の前記Ｍｇ２Ｓｎ相または前記Ｍｇ２（Ｓｎ，Ｃａ）相の何れか一方または両方の円相当平均直径が５μｍ以下であることを特徴とする［１］乃至［３］の何れか一項に記載の加工性と耐食性に優れる溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼材。
［５］ 前記溶融めっき層の平均組成のうち、Ａｌ及びＭｇが、質量％で、
Ａｌ：１５〜３５％、
Ｍｇ：４〜７％であることを特徴とする［１］乃至［４］の何れか一項に記載の加工性と耐食性に優れる溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼材。
［６］ 前記溶融めっき層が、更に、Ａｌ／Ｚｎ／ＭｇＺｎ２の三元共晶組織、Ａｌ及びＺｎを含む（Ｚｎ−Ａｌ）デンドライト相、Ｚｎ単相、ＭｇＺｎ２相または面積率１０％未満の残部金属間化合物のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする［１］乃至［５］の何れか一項に記載の加工性と耐食性に優れる溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼材。
［７］ 前記鋼材と前記溶融めっき層との間に、Ｆｅ−Ａｌ系金属間化合物からなる厚み３μｍ以下の界面合金層があることを特徴とする［１］乃至［６］の何れか一項に記載の加工性と耐食性に優れる溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼材。
本発明によれば、加工性と耐食性により優れた溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼材を提供できる。
従来の溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼材は、鋼材の表面に、Ｚｎ、Ａｌ及びＭｇを含む溶融金属からなるめっき浴を付着させ、溶融金属を凝固させることにより製造される。溶融金属の凝固の過程では、α’相が晶出する組成範囲を例にとると、Ａｌ及びＺｎを含有する初晶（α’相）が形成し、次いで、Ｚｎ／Ａｌ／ＭｇＺｎ２三元共晶組織が晶出する。α’相は、室温では粒状の微細なＡｌ相とＺｎ相とが混在した混合組織であり、比較的塑性変形能に乏しく、めっき層としての加工性が低いという性質がある。
本発明者らが、α’相の改善を目指して鋭意検討したところ、溶融金属にＳｎを含有させるとともに凝固時の冷却速度を調整することにより、一旦晶出させたα’相を、層状Ａｌ相と層状Ｚｎ相とが交互に整列されてなるラメラ組織に変態させることで、加工性を改善できることを見出した。
また、溶融金属にＳｎを含有させることにより、α’相が晶出した後の溶融金属中にＭｇとＳｎを濃化させ、これらの元素が結合したＭｇ２Ｓｎ相が分散したＺｎ相を含む混合組織を形成させることで、加工性をより改善できることを見出した。このＭｇ２Ｓｎ相が分散したＺｎ相を含む混合組織は、α’相からラメラ組織への変態を生じさせるためにも必須な組織である。
更に、溶融金属中にＣａを含有させることで、Ｍｇ２Ｓｎ相の一部または全部がＭｇ２（Ｓｎ，Ｃａ）相となり、このＭｇ２（Ｓｎ，Ｃａ）相を微細に分散させることで、より一層、加工性を改善できることを見出した。
更に、溶融金属中にＣａを含有させることで、Ｍｇ２Ｓｎ相の一部または全部がＭｇ２（Ｓｎ，Ｃａ）相となり、このＭｇ２（Ｓｎ，Ｃａ）相を微細に分散させることで、より一層、加工性を改善できることを見出した。
以下、本発明の実施形態である溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼材について説明する。
本実施形態の溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼材は、鋼材の表面に溶融めっき層を有し、溶融めっき層の平均組成が、質量％で、Ａｌ：１０〜４０％、Ｍｇ：０．５〜８％、Ｓｎ：０．０１〜８．０％、Ｓｉ：０〜４．０％、Ｃａ：０〜３．０％、Ｂｉ：０〜５．０％未満、Ｉｎ：０〜２．０％未満、Ｙ：０〜０．５％、Ｌａ：０〜０．５％未満、Ｃｅ：０〜０．５％未満、Ｃｒ：０〜０．２５％未満、Ｔｉ：０〜０．２５％未満、Ｎｉ：０〜０．２５％未満、Ｃｏ：０〜０．２５％未満、Ｖ：０〜０．２５％未満、Ｎｂ：０〜０．２５％未満、Ｃｕ：０〜０．２５％未満、Ｍｎ：０〜０．２５％未満、Ｆｅ：０〜５．０％、Ｓｒ：０〜０．５％未満、Ｓｂ：０〜０．５％未満、Ｐｂ：０〜０．５％未満、Ｂ：０〜０．５％未満を含有し、残部がＺｎ及び不純物からなる組成であり、溶融めっき層の金属組織が、層状Ｚｎ相及び層状Ａｌ相を含むラメラ組織と、Ｍｇ２Ｓｎ相またはＭｇ２（Ｓｎ，Ｃａ）相の何れか一方または両方がＺｎ相中に分散されてなる混合組織と、を含有し、溶融めっき層に占めるラメラ組織の割合が面積比で５％以上である溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼材である。
また、本実施形態の溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼材は、ラメラ組織のラメラ間隔が０．３μｍ以上であることが好ましい。
また、本実施形態の溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼材は、溶融めっき層に占めるラメラ組織の割合が面積比で５％以上８０％以下であることが好ましい。
また、本実施形態の溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼材は、混合組織中のＭｇ２Ｓｎ相またはＭｇ２（Ｓｎ，Ｃａ）相の何れか一方または両方の円相当平均直径が５μｍ以下であることが好ましい。
また、本実施形態の溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼材は、溶融めっき層の平均組成のうち、Ａｌ及びＭｇが、質量％で、Ａｌ：１５〜３５％、Ｍｇ：４〜７％であることが好ましい。
また、本実施形態の溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼材は、溶融めっき層に、更に、Ａｌ／Ｚｎ／ＭｇＺｎ２の三元共晶組織、Ａｌ及びＺｎを含む（Ｚｎ−Ａｌ）デンドライト相、Ｚｎ単相、ＭｇＺｎ２相または面積率１０％未満の残部金属間化合物のうちの１種または２種以上を含有していてもよく、これらを含有しなくてもよい。
また、本実施形態の溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼材は、鋼材と溶融めっき層との間に、Ｆｅ−Ａｌ系金属間化合物からなる厚み３μｍ以下の界面合金層があってもよい。
更に、本実施形態の溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼材は、相当円径が５μｍ以上のＭｇ２Ｓｎ相、相当円径が５μｍ以上のＣａ−Ｚｎ相、相当円径が５μｍ以上のＭｇ２Ｓｉ相を合計で１０面積％以下に制限することが好ましい。
本実施形態の溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼材は、鋼材の表面に溶融めっき層を有し、溶融めっき層の平均組成が、質量％で、Ａｌ：１０〜４０％、Ｍｇ：０．５〜８％、Ｓｎ：０．０１〜８．０％、Ｓｉ：０〜４．０％、Ｃａ：０〜３．０％、Ｂｉ：０〜５．０％未満、Ｉｎ：０〜２．０％未満、Ｙ：０〜０．５％、Ｌａ：０〜０．５％未満、Ｃｅ：０〜０．５％未満、Ｃｒ：０〜０．２５％未満、Ｔｉ：０〜０．２５％未満、Ｎｉ：０〜０．２５％未満、Ｃｏ：０〜０．２５％未満、Ｖ：０〜０．２５％未満、Ｎｂ：０〜０．２５％未満、Ｃｕ：０〜０．２５％未満、Ｍｎ：０〜０．２５％未満、Ｆｅ：０〜５．０％、Ｓｒ：０〜０．５％未満、Ｓｂ：０〜０．５％未満、Ｐｂ：０〜０．５％未満、Ｂ：０〜０．５％未満を含有し、残部がＺｎ及び不純物からなる組成であり、溶融めっき層の金属組織が、層状Ｚｎ相及び層状Ａｌ相を含むラメラ組織と、Ｍｇ２Ｓｎ相またはＭｇ２（Ｓｎ，Ｃａ）相の何れか一方または両方がＺｎ相中に分散されてなる混合組織と、を含有し、溶融めっき層に占めるラメラ組織の割合が面積比で５％以上である溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼材である。
また、本実施形態の溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼材は、ラメラ組織のラメラ間隔が０．３μｍ以上であることが好ましい。
また、本実施形態の溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼材は、溶融めっき層に占めるラメラ組織の割合が面積比で５％以上８０％以下であることが好ましい。
また、本実施形態の溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼材は、混合組織中のＭｇ２Ｓｎ相またはＭｇ２（Ｓｎ，Ｃａ）相の何れか一方または両方の円相当平均直径が５μｍ以下であることが好ましい。
また、本実施形態の溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼材は、溶融めっき層の平均組成のうち、Ａｌ及びＭｇが、質量％で、Ａｌ：１５〜３５％、Ｍｇ：４〜７％であることが好ましい。
また、本実施形態の溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼材は、溶融めっき層に、更に、Ａｌ／Ｚｎ／ＭｇＺｎ２の三元共晶組織、Ａｌ及びＺｎを含む（Ｚｎ−Ａｌ）デンドライト相、Ｚｎ単相、ＭｇＺｎ２相または面積率１０％未満の残部金属間化合物のうちの１種または２種以上を含有していてもよく、これらを含有しなくてもよい。
また、本実施形態の溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼材は、鋼材と溶融めっき層との間に、Ｆｅ−Ａｌ系金属間化合物からなる厚み３μｍ以下の界面合金層があってもよい。
更に、本実施形態の溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼材は、相当円径が５μｍ以上のＭｇ２Ｓｎ相、相当円径が５μｍ以上のＣａ−Ｚｎ相、相当円径が５μｍ以上のＭｇ２Ｓｉ相を合計で１０面積％以下に制限することが好ましい。
溶融めっき層の下地となる鋼材の材質は、特に制限がない。材質として、一般鋼、Ａｌキルド鋼や一部の高合金鋼に適用することが可能である。鋼材の形状にも特に制限はないが、例えば、熱延鋼板、冷延鋼板といった鋼板を用いるとよい。鋼材が鋼板の場合、溶融めっき層は鋼板の片面に形成してもよく、両面に形成してもよい。また、鋼材には、Ｎｉプレめっきを施してもよい。鋼材に対して後述する溶融めっき法を適用することで、本実施形態に係る溶融めっき層が形成される。
次に、溶融めっき層の化学成分について説明する。以下の化学成分の説明において、「％」は「質量％」を意味する。
本実施形態に係る溶融めっき層は、平均組成で、Ａｌ：１０〜４０％、Ｍｇ：０．５〜８％、Ｓｎ：０．０５〜８．０％、Ｓｉ：０〜４．０％、Ｃａ：０〜３．０％を含有し、残部としてＺｎおよび不純物を含んでいる。また、めっき層は、平均組成で、Ｂｉ：０〜５．０％未満、Ｉｎ：０〜２．０％未満、Ｙ ：０〜０．５％、Ｌａ：０〜０．５％未満、Ｃｅ：０〜０．５％未満、Ｃｒ：０〜０．２５％未満、Ｔｉ：０〜０．２５％未満、Ｎｉ：０〜０．２５％未満、Ｃｏ：０〜０．２５％未満、Ｖ ：０〜０．２５％未満、Ｎｂ：０〜０．２５％未満、Ｃｕ：０〜０．２５％未満、Ｍｎ：０〜０．２５％未満、Ｆｅ：０〜５．０％、Ｓｒ：０〜０．５％未満、Ｓｂ：０〜０．５％未満、Ｐｂ：０〜０．５％未満、Ｂ ：０〜０．５％未満の１種または２種以上を含んでいてもよい。
本実施形態に係る溶融めっき層は、平均組成で、Ａｌ：１０〜４０％、Ｍｇ：０．５〜８％、Ｓｎ：０．０５〜８．０％、Ｓｉ：０〜４．０％、Ｃａ：０〜３．０％を含有し、残部としてＺｎおよび不純物を含んでいる。また、めっき層は、平均組成で、Ｂｉ：０〜５．０％未満、Ｉｎ：０〜２．０％未満、Ｙ ：０〜０．５％、Ｌａ：０〜０．５％未満、Ｃｅ：０〜０．５％未満、Ｃｒ：０〜０．２５％未満、Ｔｉ：０〜０．２５％未満、Ｎｉ：０〜０．２５％未満、Ｃｏ：０〜０．２５％未満、Ｖ ：０〜０．２５％未満、Ｎｂ：０〜０．２５％未満、Ｃｕ：０〜０．２５％未満、Ｍｎ：０〜０．２５％未満、Ｆｅ：０〜５．０％、Ｓｒ：０〜０．５％未満、Ｓｂ：０〜０．５％未満、Ｐｂ：０〜０．５％未満、Ｂ ：０〜０．５％未満の１種または２種以上を含んでいてもよい。
Ａｌ：１０〜４０％
Ａｌの含有量は、平均組成で１０〜４０％の範囲とする。Ａｌは、溶融めっき層の耐食性と加工性を確保するために必要な元素である。溶融めっき層中のＡｌの含有量が１０％未満では、耐食性と加工性を向上させるために必要なラメラ組織を十分量形成させることが困難になる。Ａｌ含有量が４０％を超えると、これもα‘相からラメラ組織への変態が困難となり、耐食性と加工性が低下する原因となる。ラメラ組織を形成されるために適切なＡｌの含有量は、好ましくは１５〜３５％とし、より好ましくは２０〜３０％とする。
Ａｌの含有量は、平均組成で１０〜４０％の範囲とする。Ａｌは、溶融めっき層の耐食性と加工性を確保するために必要な元素である。溶融めっき層中のＡｌの含有量が１０％未満では、耐食性と加工性を向上させるために必要なラメラ組織を十分量形成させることが困難になる。Ａｌ含有量が４０％を超えると、これもα‘相からラメラ組織への変態が困難となり、耐食性と加工性が低下する原因となる。ラメラ組織を形成されるために適切なＡｌの含有量は、好ましくは１５〜３５％とし、より好ましくは２０〜３０％とする。
Ｍｇ：０．５〜８％
Ｍｇの含有量は、平均組成で０．５〜８質量％の範囲とする。Ｍｇは、溶融めっき層の耐食性を向上させるために必要な元素である。溶融めっき層中のＭｇの含有量が０．５％未満では、耐食性を向上させる効果が不十分になる。また、Ｍｇ含有量が８％を超える場合には、溶融めっき層中に、脆性な化合物である塊状のＭｇＺｎ２相が１０面積％超の割合で生成し、加工性低下の原因となる。Ｍｇの含有量は、好ましくは４〜７％である。
Ｍｇの含有量は、平均組成で０．５〜８質量％の範囲とする。Ｍｇは、溶融めっき層の耐食性を向上させるために必要な元素である。溶融めっき層中のＭｇの含有量が０．５％未満では、耐食性を向上させる効果が不十分になる。また、Ｍｇ含有量が８％を超える場合には、溶融めっき層中に、脆性な化合物である塊状のＭｇＺｎ２相が１０面積％超の割合で生成し、加工性低下の原因となる。Ｍｇの含有量は、好ましくは４〜７％である。
Ｓｎ：０．０１〜８．０％
Ｓｎは、本実施形態の溶融めっき層において重要な元素である。Ｓｎは、α’相からラメラ組織を形成させる際に、ラメラ組織の形成を促進してα’相の残留を減少させるとともに、ラメラ組織のラメラ間隔を大きくする効果を奏するものと考えられ、これにより、溶融めっき層の加工性及び耐食性を向上させる。また、Ｓｎは、混合組織において相当円直径が５μｍ未満の微細なＭｇ２Ｓｎ相またはＭｇ２（Ｓｎ，Ｃａ）相を形成し、これにより、溶融めっき層の加工性を高めるものと考えられる。このＭｇ２Ｓｎ相が分散したＺｎ相を含む混合組織は、α’相からラメラ組織への変態を生じさせるためにも必須な組織である。Ｓｎ含有量が０．０１％未満では、加工性向上及び耐食性向上の効果が得られない。また、Ｓｎ含有量の上限を８．０％以下とするのは、８．０％を超えて含有させた場合、本質的には脆性なＭｇ２Ｓｎ相が相当円直径で５μｍ以上の塊状の粗大粒として１０面積％超の割合で生成し、加工性低下の原因となるためである。Ｓｎ含有量は、０．０５％以上であってもよい。
Ｓｎは、本実施形態の溶融めっき層において重要な元素である。Ｓｎは、α’相からラメラ組織を形成させる際に、ラメラ組織の形成を促進してα’相の残留を減少させるとともに、ラメラ組織のラメラ間隔を大きくする効果を奏するものと考えられ、これにより、溶融めっき層の加工性及び耐食性を向上させる。また、Ｓｎは、混合組織において相当円直径が５μｍ未満の微細なＭｇ２Ｓｎ相またはＭｇ２（Ｓｎ，Ｃａ）相を形成し、これにより、溶融めっき層の加工性を高めるものと考えられる。このＭｇ２Ｓｎ相が分散したＺｎ相を含む混合組織は、α’相からラメラ組織への変態を生じさせるためにも必須な組織である。Ｓｎ含有量が０．０１％未満では、加工性向上及び耐食性向上の効果が得られない。また、Ｓｎ含有量の上限を８．０％以下とするのは、８．０％を超えて含有させた場合、本質的には脆性なＭｇ２Ｓｎ相が相当円直径で５μｍ以上の塊状の粗大粒として１０面積％超の割合で生成し、加工性低下の原因となるためである。Ｓｎ含有量は、０．０５％以上であってもよい。
Ｓｉ：０〜４．０％
溶融めっき層は、Ｓｉを４．０％以下の範囲で含有していてもよく、含有しなくてもよい。Ｓｉを含有させる場合の下限は、０．０１％以上がよい。Ｓｉは、鋼材に対する溶融めっき層の界面に形成するＦｅ−Ａｌ系界面合金層を形成させ、密着性を向上させるのに有効な元素である。Ｓｉを０．０１％以上含有させることで密着性を向上させる効果が発現するため、Ｓｉを０．０１％以上含有させることが好ましい。一方、４．０％を超えたＳｉを含有させた場合、溶融めっき層中に、Ｍｇ２Ｓｉ相が相当円直径５μｍ以上の塊状の粗大粒として１０面積％超の割合で生成し、耐食性と加工性の低下を招くため、Ｓｉの含有量は４．０％以下とする。めっき密着性の観点からは、０．０２〜２．０％の範囲にしてもよく、０．０３〜１．０％の範囲にしてもよく、０．０５〜０．８％の範囲にしてもよい。Ｓｉは０％であってもよい。
溶融めっき層は、Ｓｉを４．０％以下の範囲で含有していてもよく、含有しなくてもよい。Ｓｉを含有させる場合の下限は、０．０１％以上がよい。Ｓｉは、鋼材に対する溶融めっき層の界面に形成するＦｅ−Ａｌ系界面合金層を形成させ、密着性を向上させるのに有効な元素である。Ｓｉを０．０１％以上含有させることで密着性を向上させる効果が発現するため、Ｓｉを０．０１％以上含有させることが好ましい。一方、４．０％を超えたＳｉを含有させた場合、溶融めっき層中に、Ｍｇ２Ｓｉ相が相当円直径５μｍ以上の塊状の粗大粒として１０面積％超の割合で生成し、耐食性と加工性の低下を招くため、Ｓｉの含有量は４．０％以下とする。めっき密着性の観点からは、０．０２〜２．０％の範囲にしてもよく、０．０３〜１．０％の範囲にしてもよく、０．０５〜０．８％の範囲にしてもよい。Ｓｉは０％であってもよい。
Ｃａ：０〜３．０％
Ｃａは０〜３．０％の範囲で含有してもよく、含有しなくてもよい。Ｃａは、鋼材に溶融めっき層を形成する際に、めっき浴におけるドロスの発生を低減させて溶融めっき層の品質を高める効果がある。また、溶融めっき層にＣａを含有させることで、混合組織に含まれるＭｇ２Ｓｎ相の一部または全部を、Ｍｇ２（Ｓｎ，Ｃａ）相にすることができる。Ｍｇ２（Ｓｎ，Ｃａ）相は円相当平均直径が小さいため、微小なＭｇ２（Ｓｎ，Ｃａ）相を混合組織中に多数形成させることができ、溶融めっき層の加工性をより向上させることができる。Ｃａを０．０１％以上含有させることで加工性を向上させる効果が発現するため、Ｃａの下限は０．０１％以上が好ましい。一方、３．０％を超えるＣａを含有させると、溶融めっき層中に、脆性なＣａ−Ｚｎ相が相当円直径５μｍ以上の粗大粒として１０面積％超の割合で生成し、耐食性と加工性の低下を招くため、Ｃａの含有量は３．０％以下とする。Ｃａ含有量は、０．０２〜２．０％の範囲にしてもよく、０．０３〜１．０％の範囲にしてもよく、０．０５〜０．８％の範囲にしてもよい。Ｃａは０％であってもよい。
Ｃａは０〜３．０％の範囲で含有してもよく、含有しなくてもよい。Ｃａは、鋼材に溶融めっき層を形成する際に、めっき浴におけるドロスの発生を低減させて溶融めっき層の品質を高める効果がある。また、溶融めっき層にＣａを含有させることで、混合組織に含まれるＭｇ２Ｓｎ相の一部または全部を、Ｍｇ２（Ｓｎ，Ｃａ）相にすることができる。Ｍｇ２（Ｓｎ，Ｃａ）相は円相当平均直径が小さいため、微小なＭｇ２（Ｓｎ，Ｃａ）相を混合組織中に多数形成させることができ、溶融めっき層の加工性をより向上させることができる。Ｃａを０．０１％以上含有させることで加工性を向上させる効果が発現するため、Ｃａの下限は０．０１％以上が好ましい。一方、３．０％を超えるＣａを含有させると、溶融めっき層中に、脆性なＣａ−Ｚｎ相が相当円直径５μｍ以上の粗大粒として１０面積％超の割合で生成し、耐食性と加工性の低下を招くため、Ｃａの含有量は３．０％以下とする。Ｃａ含有量は、０．０２〜２．０％の範囲にしてもよく、０．０３〜１．０％の範囲にしてもよく、０．０５〜０．８％の範囲にしてもよい。Ｃａは０％であってもよい。
溶融めっき層は、更に質量％で、Ｂｉ：０〜５．０％未満、Ｉｎ：０〜２．０％未満、Ｙ：０〜０．５％、Ｌａ：０〜０．５％未満、Ｃｅ：０〜０．５％未満、Ｃｒ：０〜０．２５％未満、Ｔｉ：０〜０．２５％未満、Ｎｉ：０〜０．２５％未満、Ｃｏ：０〜０．２５％未満、Ｖ：０〜０．２５％未満、Ｎｂ：０〜０．２５％未満、Ｃｕ：０〜０．２５％未満、Ｍｎ：０〜０．２５％未満、Ｆｅ：０〜５．０％、Ｓｒ：０〜０．５％未満、Ｓｂ：０〜０．５％未満、Ｐｂ：０〜０．５％未満、Ｂ：０〜０．５％未満の１種または２種以上を含有してもよい。これらの元素を含有させることで、溶融めっき層の耐食性をより向上させることができる。これらの元素の下限は、それぞれ、Ｂｉ、Ｉｎをそれぞれ０．１％以上とし、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｃｕ、Ｍｎをそれぞれ０．０１％以上とし、Ｆｅを０．１％以上とし、Ｓｒ、Ｓｂ、Ｐｂ、Ｂをそれぞれ０．００１％以上としてもよい。
溶融めっき層の化学成分の残部は、Ｚｎ及び不純物である。Ｚｎは、溶融めっき層中に５７〜８９．９５％の範囲で含有していてもよい。Ｚｎをこの範囲で含有することで、溶融めっき層の耐食性を向上させることができる。
次に、溶融めっき層の金属組織について説明する。本実施形態に係る溶融めっき層は、ラメラ組織及び混合組織を含有する。溶融めっき層は、ラメラ組織及び混合組織からなるものであってもよく、性能に悪影響を及ぼさない範囲でラメラ組織及び混合組織以外の他の組織または他の相を含有していてもよい。
ラメラ組織は、層状Ｚｎ相及び層状Ａｌ相を含む組織であり、より詳細には、層状Ｚｎ相及び層状Ａｌ相が交互に配列した組織である。層状Ｚｎ相及び層状Ａｌ相は、特に限定されないが、それぞれアスペクト比（相の短辺と長辺の比：短辺／長辺）が０．１以下の層状であってもよい。また、層状Ｚｎ相及び層状Ａｌ相のそれぞれの厚みは、特に限定されないが、２０〜５００ｎｍ、または、２０〜１００ｎｍであってもよい。ラメラ組織における層状Ｚｎ相と層状Ａｌ相との積層数は特に制限はない。
ラメラ組織のラメラ間隔は、０．３μｍ以上であることが好ましい。ラメラ間隔を０．３μｍ以上とすることで、溶融めっき層の加工性及び耐食性をより向上させることができる。本実施形態のラメラ組織のラメラ間隔は０．３μｍ以上とかなり大きなものとなっている。ラメラ間隔が大きい理由としてＳｎの影響が考えられる。溶融金属の凝固時にＡｌ及びＺｎを含む組織（α’相）が形成されるが、このα’相にＳｎの一部が取り込まれ、その後のα’相がラメラ組織に変化する際に、Ｓｎがラメラ間隔を増大させる作用を発揮させるためと考えられる。
溶融めっき層に占めるラメラ組織の割合は、溶融めっき層の断面における面積比で５％以上８０％以下であることが好ましい。ラメラ組織の面積比がこの範囲であれば、加工性及び耐食性を向上させることができる。特にラメラ組織を５％以上とすることで、加工性を向上できる。ラメラ組織の面積比の下限は、３０％以上でもよく、４０％以上でもよい。ラメラ組織の面積比の上限は、７０％以下でもよく、６０％以下でもよい。
次に、混合組織は、Ｍｇ２Ｓｎ相またはＭｇ２（Ｓｎ，Ｃａ）相の何れか一方または両方がＺｎ相中に分散されてなる組織である。Ｚｎ相中に微細なＭｇ２Ｓｎ相またはＭｇ２（Ｓｎ，Ｃａ）相が分散することで、溶融めっき層の加工性をより高めることができる。また、Ｍｇ２（Ｓｎ，Ｃａ）相は、Ｍｇ２Ｓｎ相のうちのＳｎの一部がＣａに置換したものであり、溶融めっき層にＣａを含有される場合に形成される。Ｍｇ２（Ｓｎ，Ｃａ）相は、Ｚｎ相中により微細に分散することができ、これにより加工性をより一層高めることができる。
混合組織中のＭｇ２Ｓｎ相またはＭｇ２（Ｓｎ，Ｃａ）相の何れか一方または両方の円相当平均直径は、５μｍ以下であることが好ましく、５μｍ未満であることがより好ましく、３μｍ以下であることが更に好ましい。これらの相の円相当平均直径が５μｍ以下であれば、これらの相のサイズが小さくなり、より多くのＭｇ２Ｓｎ相またはＭｇ２（Ｓｎ，Ｃａ）相がＺｎ相中に分散されて、加工性を高めることができる。
溶融めっき層に占める混合組織の割合は、溶融めっき層の断面における面積比で５％以上であることが好ましい。混合組織の面積比がこの範囲であれば、加工性及び耐食性を向上させることができる。混合組織の面積比は、１０％以上８０％以下でもよく、２０％以上６０％以下でもよい。
本実施形態の溶融めっき層には、ラメラ組織及び混合組織以外の他の組織または他の相として、Ａｌ／Ｚｎ／ＭｇＺｎ２の三元共晶組織、粒状のＡｌ相及びＺｎ相の微細混相素域である（Ｚｎ−Ａｌ）デンドライト相、Ｚｎ単相、ＭｇＺｎ２相または残部金属間化合物のうちの１種または２種以上が含まれていてもよい。
Ａｌ／Ｚｎ／ＭｇＺｎ２の三元共晶組織は、Ａｌ相とＺｎ相と金属間化合物であるＭｇＺｎ２相との三元共晶組織であり、この三元共晶組織を形成しているＡｌ相は例えばＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇの三元系平衡状態図における高温での「α’相」（Ｚｎ相を固溶するＡｌ固溶体であり、少量のＭｇを含むことが多い）に相当するものである。この高温でのα’相は冷却過程でデンドライト状に成長した後、凝固が完了した後の常温へ至る冷却過程で通常は微細なＡｌ主体相と微細なＺｎ主体相に分離して現れる。また、三元共晶組織中のＺｎ相は少量のＡｌを固溶し、場合によってはさらに少量のＭｇを固溶したＺｎ固溶体である。三元共晶組織中のＭｇＺｎ２相は、Ｚｎ−Ｍｇの二元系平衡状態図のＺｎ：約８４質量％の付近に存在する金属間化合物相である。状態図で見る限りそれぞれの相にはＳｉ、その他の元素を固溶していても少量であると考えられ、その量は通常の分析では明確に区別できないため、この３つの相からなる三元共晶組織を本明細書ではＡｌ／Ｚｎ／ＭｇＺｎ２の三元共晶組織と表す。この三元共晶組織は必須ではなく、溶融めっき層中に三元共晶組織が含まれなくてもよい。
次に、Ａｌ及びＺｎを含む（Ｚｎ−Ａｌ）デンドライト相について説明する。本実施形態の溶融めっき層の製造過程においては、溶融金属の凝固時に生成したα’相の大部分がラメラ組織に変化するが、ラメラ組織に変化しなかった（Ｚｎ−Ａｌ）デンドライト相が溶融めっき層に残存する場合がある。残存した（Ｚｎ−Ａｌ）デンドライト相は、Ａｌ及びＺｎを含有している。この（Ｚｎ−Ａｌ）デンドライト相は、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇの三元系平衡状態図において、高温相のＺｎを固溶したＡｌ相が冷却時に微細かつ粒状のＺｎ相と微細なＡｌ相に分離して形成されたものである。粒状Ｚｎ相と粒状Ａｌ相の結晶粒径は１００ｎｍ以下と非常に微細であるため、ラメラ組織に比べて著しく加工性に劣る。なお、（Ｚｎ−Ａｌ）デンドライト相をなすＺｎ相はＭｇを固溶することがあり、Ａｌ相はＺｎとＭｇを固溶することがある。（Ｚｎ−Ａｌ）デンドライト相は必須ではなく、溶融めっき層中に（Ｚｎ−Ａｌ）デンドライト相が含まれなくてもよい。
次に、Ｚｎ単相は、混合組織と同時に形成する場合がある、混合組織ではＺｎ相中にＭｇ２Ｓｎ相またはＭｇ２（Ｓｎ，Ｃａ）相が含まれるのに対して、このＺｎ単相はＭｇ２Ｓｎ相またはＭｇ２（Ｓｎ，Ｃａ）相を含まない相である。Ｚｎ単相には少量のＡｌ、さらには少量のＭｇを固溶していることもある。このＺｎ単相は必須ではなく、溶融めっき層中にＺｎ単相が含まれなくてもよい。
次に、ＭｇＺｎ２相は、三元共晶組織に含まれない塊状のＭｇＺｎ２相であり、実際には少量のＡｌが分散・固溶していることもある。本実施形態の溶融めっき層には、製造条件によりＭｇＺｎ２相が含まれる場合がある。このＭｇＺｎ２相は必須ではなく、溶融めっき層中に塊状のＭｇＺｎ２相が含まれなくてもよい。ＭｇＺｎ２相は、相当円直径が１０μｍ以下の塊状であることが好ましい。
次に、残部金属間化合物とは、上述した組織、相または金属間化合物以外の金属間化合物である。このような金属間化合物として、例えば、Ｆｅ−Ｚｎ系金属間化合物等の金属間化合物を例示できる。本実施形態の溶融めっき層には、製造条件により、このような残部金属間化合物が含まれる場合がある。この残部金属間化合物は必須ではなく、溶融めっき層中に残部金属間化合物が含まれなくてもよい。
溶融めっき層に占めるＡｌ／Ｚｎ／ＭｇＺｎ２の三元共晶組織の割合は、面積比で３０％未満が好ましく、２０％未満がより好ましく、１０％以下が好ましい。三元共晶組織の割合が３０％以下にすることで、相対的にラメラ組織及び混合組織の面積割合が増加し、加工性を向上できる。三元共晶組織は、溶融めっき層中に含有されていなくてもよい。すなわち、面積比が０％であってもよい。
溶融めっき層に占める（Ｚｎ−Ａｌ）デンドライトの割合は、面積比で３０％以下が好ましい。（Ｚｎ−Ａｌ）デンドライトの割合が３０％以下であれば、相対的にラメラ組織及び混合組織の面積割合が増加し、加工性が向上する。（Ｚｎ−Ａｌ）デンドライトは、溶融めっき層中に含有されていなくてもよい。すなわち、面積比が０％であってもよい。
溶融めっき層に占めるＺｎ単相の割合は、面積比で２０％以下が好ましい。Ｚｎ単相の割合が２０％以下であれば、相対的にラメラ組織及び混合組織の面積割合が増加し、加工性を確保できる。Ｚｎ単相は、溶融めっき層中に含有されていなくてもよい。すなわち、面積比が０％であってもよい。
溶融めっき層に占める相当円直径１０μｍ以下のＭｇＺｎ２相の割合は、面積比で５０％以下が好ましい。ＭｇＺｎ２相の割合が５０％以下であれば、相対的にラメラ組織及び混合組織の面積割合が増加し、加工性を確保できる。ＭｇＺｎ２相は、溶融めっき層中に含有されていなくてもよい。すなわち、面積比が０％であってもよい。なお、ＭｇＺｎ２相の面積比は、三元共晶組織に含まれるＭｇＺｎ２相を除いたものとする。
溶融めっき層に占める残部金属間化合物の割合は、面積比で１０％以下が好ましい。残部金属間化合物の割合が１０％以下であれば、相対的にラメラ組織及び混合組織の面積割合が増加し、加工性を確保できる。残部金属間化合物は、溶融めっき層中に含有されていなくてもよい。すなわち、面積比が０％であってもよい。
次に、金属組織の特定方法について説明する。
各組織及び各相の面積比の測定方法は次の通りとする。溶融めっき層の断面を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）の反射電子像で観察する。倍率を１５００倍に拡大した状態で、５箇所の写真を撮影する。写真は、溶融めっき層の厚み全体が視野に入るように撮影する。写真撮影位置はランダムに選択する。面積率の計算結果を受けて撮影位置を任意に再選択してはならない。更に、走査型電子顕微鏡に付属するエネルギー分散型Ｘ線元素分析装置を用いて、撮影した写真に対応する元素マッピングデータを取得し、各組織及び各相を特定する。そして、全部の断面写真に現れている各組織及び各相の全断面積を測定し、これを、全部の断面写真に現れている溶融めっき層の断面積で除することで、各組織及び各相の面積比を算出する。
ラメラ組織は、ＳＥＭの反射電子像において、層状Ｚｎ相及び層状Ａｌ相が交互に整列した部分をラメラ組織として特定する。ラメラ組織は、三元共晶組織や、他の組織または単相とは反射電子像において明瞭に区別できる。
混合組織は、Ｚｎ相中にＭｇ２Ｓｎ相またはＭｇ２（Ｓｎ，Ｃａ）相の何れか一方または両方が分散した相である。このような特長を持つことから、ラメラ組織を構成する層状Ｚｎ相や三元共晶組織を形成しているＺｎ相とは走査型電子顕微鏡の反射電子像において明瞭に区別できる。また、Ｍｇ２Ｓｎ相またはＭｇ２（Ｓｎ，Ｃａ）相を含有することから、Ｚｎ単相とも明瞭に区別できる。
三元共晶組織は、Ａｌ相とＺｎ相とＭｇＺｎ２相とが混然一体となった組織であり、ＳＥＭの反射電子像において、ラメラ組織とは明瞭に区別できる。
また、Ａｌ及びＺｎを含む（Ｚｎ−Ａｌ）デンドライト相は、ＳＥＭの反射電子像において、混合組織中に明瞭な境界をもって島状に見えるか、混合組織に明瞭な境界をもって隣接して見える場合がある。また、ラメラ組織に隣接して見える場合もある。（Ｚｎ−Ａｌ）デンドライト相は、Ｚｎ相およびＡｌ相が混然一体となっているため、混合組織やラメラ組織とは反射電子像において明瞭に区別できる。
また、Ｚｎ単相は、ＳＥＭの反射電子像において、混合組織中に明瞭な境界をもって島状に見えるか、混合組織に明瞭な境界をもって隣接して見える場合がある。また、三元共晶組織中に明瞭な境界をもって島状に見える場合がある。Ｚｎ単相は、Ｍｇ２Ｓｎ相またはＭｇ２（Ｓｎ，Ｃａ）相を含まないので、この点において混合組織とは区別できる。
また、ＭｇＺｎ２相は、前記の三元共晶組織を形成しているＭｇＺｎ２相とはＳＥＭの反射電子像において明瞭に区別できる。
更に、残部金属間化合物は、ラメラ組織、混合組織、三元共晶組織、（Ｚｎ−Ａｌ）デンドライト相、Ｚｎ単相またはＭｇＺｎ２相のいずれでもない相とする。残部金属間化合物の面積比は、ラメラ組織、混合組織、三元共晶組織、（Ｚｎ−Ａｌ）デンドライト相、Ｚｎ単相及びＭｇＺｎ２相の面積比を１００％から引いて得た差分とする。
また、Ａｌ及びＺｎを含む（Ｚｎ−Ａｌ）デンドライト相は、ＳＥＭの反射電子像において、混合組織中に明瞭な境界をもって島状に見えるか、混合組織に明瞭な境界をもって隣接して見える場合がある。また、ラメラ組織に隣接して見える場合もある。（Ｚｎ−Ａｌ）デンドライト相は、Ｚｎ相およびＡｌ相が混然一体となっているため、混合組織やラメラ組織とは反射電子像において明瞭に区別できる。
また、Ｚｎ単相は、ＳＥＭの反射電子像において、混合組織中に明瞭な境界をもって島状に見えるか、混合組織に明瞭な境界をもって隣接して見える場合がある。また、三元共晶組織中に明瞭な境界をもって島状に見える場合がある。Ｚｎ単相は、Ｍｇ２Ｓｎ相またはＭｇ２（Ｓｎ，Ｃａ）相を含まないので、この点において混合組織とは区別できる。
また、ＭｇＺｎ２相は、前記の三元共晶組織を形成しているＭｇＺｎ２相とはＳＥＭの反射電子像において明瞭に区別できる。
更に、残部金属間化合物は、ラメラ組織、混合組織、三元共晶組織、（Ｚｎ−Ａｌ）デンドライト相、Ｚｎ単相またはＭｇＺｎ２相のいずれでもない相とする。残部金属間化合物の面積比は、ラメラ組織、混合組織、三元共晶組織、（Ｚｎ−Ａｌ）デンドライト相、Ｚｎ単相及びＭｇＺｎ２相の面積比を１００％から引いて得た差分とする。
次に、ラメラ組織のラメラ間隔の測定方法について説明する。上記の全部の写真において観察されたラメラ組織のうち、写真１枚につき３個のラメラ組織をランダムに選択する。ラメラ組織の全選択数は１５個とする。選択された各ラメラ組織においてラメラ間隔を測定し、その平均をラメラ組織のラメラ間隔とする。ラメラ間隔の測定結果を受けて選択対象を任意に再選択してはならない。
次に、混合組織中に含まれるＭｇ２Ｓｎ相またはＭｇ２（Ｓｎ，Ｃａ）相の円相当平均直径の測定方法について説明する。上記の全部の写真において観察された混合組織のうち、写真１枚につき３個の混合組織をランダムに選択する。混合組織の全選択数は１５個とする。選択された混合組織に含まれるＭｇ２Ｓｎ相またはＭｇ２（Ｓｎ，Ｃａ）相を全て特定し、これらの全面積を求める。得られた面積を相の数で除することにより、Ｍｇ２Ｓｎ相またはＭｇ２（Ｓｎ，Ｃａ）相の１個あたりの平均面積を求める。この平均面積に基づき、円相当平均直径を求める。
溶融めっき層の付着量は、片面当たり１０〜３００ｇ／ｍ２の範囲が好ましく、２０〜２５０ｇ／ｍ２の範囲でもよい。溶融めっき層の付着量が少ないと耐食性を十分に確保できない。また、めっき層の付着量が厚すぎると、部品形状等に加工する際にめっき層に割れが生じるおそれがある。
本実施形態のめっき鋼材の鋼材と溶融めっき層との間には、Ｆｅ−Ａｌ系金属間化合物からなる厚み３μｍ以下の界面合金層が形成されていてもよい。界面合金層は、平均濃度で、Ｆｅ:２０〜６０質量％、Ａｌ：１０〜６０質量％、残部が実質的にＺｎ及び不純物よりなる層である。また、界面合金層は、平均濃度で、Ｆｅ:３０〜６０質量％、Ａｌ：１０〜３５質量％、残部が実質的にＺｎ及び不純物よりなる層であってもよい。
界面合金層は、鋼材がめっき浴に接触した際に、主に、めっき浴に含まれるＡｌと鋼材に含まれるＦｅとが反応することによって形成される場合があり、ＦｅＡｌ３またはＦｅ２Ａｌ５からなる組成のＦｅ−Ａｌ系金属間化合物を含む。Ｆｅ−Ａｌ系金属間化合物は、いわゆる犠牲防食能力が低いため、溶融めっき層の厚みを十分に確保して鋼を防食させるとよい。界面合金層の厚みは３μｍ以下がよい。界面合金層の厚みが３μｍを超えると、溶融めっき層の密着性が低下する場合がある。
次に、本実施形態の溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼材の製造方法を説明する。
本実施形態の溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼材は、鋼材をめっき浴に浸漬させて鋼材表面に溶融金属を付着させ、次いで、鋼材をめっき浴から引き上げて鋼材表面に付着した溶融金属を凝固させる所謂溶融めっき法により形成する。
本実施形態の溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼材は、鋼材をめっき浴に浸漬させて鋼材表面に溶融金属を付着させ、次いで、鋼材をめっき浴から引き上げて鋼材表面に付着した溶融金属を凝固させる所謂溶融めっき法により形成する。
めっき浴の組成は、質量％で、Ａｌ：１０〜４０％、Ｍｇ：０．５〜８％、Ｓｎ：０．０５〜８．０％、Ｓｉ：０〜４．０％、Ｃａ：０〜３．０％を含有し、残部としてＺｎ及び不純物を含むものがよい。また、めっき浴には、更に質量％で、Ｂｉ：０〜５．０％未満、Ｉｎ：０〜２．０％未満、Ｙ ：０〜０．５％、Ｌａ：０〜０．５％未満、Ｃｅ：０〜０．５％未満、Ｃｒ：０〜０．２５％未満、Ｔｉ：０〜０．２５％未満、Ｎｉ：０〜０．２５％未満、Ｃｏ：０〜０．２５％未満、Ｖ：０〜０．２５％未満、Ｎｂ：０〜０．２５％未満、Ｃｕ：０〜０．２５％未満、Ｍｎ：０〜０．２５％未満、Ｆｅ：０〜５．０％、Ｓｒ：０〜０．５％未満、Ｓｂ：０〜０．５％未満、Ｐｂ：０〜０．５％未満、Ｂ：０〜０．５％未満の１種または２種以上を含んでいてもよい。
めっき浴の温度は、３８０℃超６００℃以下の範囲が好ましく、４００〜６００℃の範囲であってもよい。
めっき浴に浸漬させる前の鋼材は、還元性雰囲気中で加熱することにより、表面を還元処理することが好ましい。例えば、窒素と水素の混合雰囲気中で６００℃以上、望ましくは７５０℃以上で３０秒以上熱処理する。還元処理が終了した鋼材は、めっき浴の温度まで冷却した後、めっき浴に浸漬させる。浸漬時間は例えば１秒以上でよい。めっき浴に浸漬した鋼材を引き上げる際に、ガスワイピングによってめっきの付着量を調整する。付着量は、上述したように、片面当たり１０〜３００ｇ／ｍ２の範囲が好ましく、２０〜２５０ｇ／ｍ２の範囲でもよい。
本実施形態の溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼材の製造方法では、めっき浴から引き上げ後の冷却条件が重要である。すなわち、鋼材をめっき浴から引き上げた後、浴温から２７０℃までの平均冷却速度は１５℃／秒以上にする必要がある。浴温から２７０℃までの平均冷却速度が１５℃／秒未満の場合、粗大ラメラ組織の形成を促進する元素であるＳｎが変態前のα‘相中に十分固溶されず、粗大ラメラ組織の形成が困難となる。従って、浴温から２７０℃までの平均冷却速度を１５℃／秒以上とする。より好ましくは２０℃／秒以上がよい。
次いで、２７０℃から１２０℃に至るまでの冷却時間が４０秒以上になるように、２７０℃〜１２０℃の温度範囲の冷却速度を制御する。１６０℃未満の温度範囲における冷却条件は、特に制限はない。２７０℃〜１２０℃の範囲の冷却の所要時間を４０秒以上とすることで、ラメラ間隔が大きなラメラ組織を形成させることが可能になる。より好ましくは、２７０℃〜１２０℃の範囲の所要時間を１００秒以上、または３００秒以上にするとよい。
めっき浴から鋼材を引き上げ後から冷却が開始され、初晶であるα’相が晶出し、次いで、円相当直径５μｍ未満のＭｇ２Ｓｎ相またはＭｇ２（Ｓｎ，Ｃａ）相の何れか一方または両方がＺｎ相中に分散されてなる混合組織が晶出する。混合組織以外に、三元共晶組織等が晶出する場合もある。その後、２７０℃から１２０℃に至るまでの時間が４０秒以上になるように、２７０℃〜１２０℃の温度範囲の冷却速度を制御することで、α’相を粗大なラメラ組織に変態させる。
以上により、本実施形態の溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼材を製造できる。本実施形態の溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼材は、加工性と耐食性に優れたものになる。
板厚０．８ｍｍのＳＰＣＣ（ＪＩＳ Ｇ３１４１）を脱脂後、東栄社製の溶融めっきシミュレーターでＮ２−Ｈ２雰囲気中で８００℃、６０秒加熱還元処理し、めっき浴温まで冷却した後、表１Ａ及び表１Ｂに示すめっき層の平均組成と同じ組成のめっき浴に３秒浸漬し、その後、Ｎ２ワイピングで、めっき付着量を調整した。めっき浴の温度は表２Ａ及び表２Ｂに記載の通りとした。表１および表１Ｂの平均組成における残部はＺｎおよび不純物である。
めっき後の冷却条件は、めっき浴引き上げ後から２７０℃までの平均冷却速度を２〜１５℃／秒とした。また、２７０℃から１２０℃に至るまでの冷却時間を４０〜３００秒となるように、２７０℃〜１２０℃の温度範囲の冷却速度を制御した。このようにして、各種のめっき鋼材を得た。
溶融めっき層の平均組成は、めっき層を剥離して溶解した後、誘導結合プラズマ発光分析法により、めっき層に含まれる元素の含有量を分析することで測定した。
溶融めっき層の金属組織の測定は、以下の手順で行った。
溶融めっき層の断面を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）の反射電子像で観察した。倍率を１５００倍に拡大した状態で、５箇所の写真を撮影した。写真は、溶融めっき層の厚み全体が視野に入るように撮影した。写真撮影位置はランダムに選択した。更に、走査型電子顕微鏡に付属するエネルギー分散型Ｘ線元素分析装置を用いて、撮影した写真に対応する元素マッピングデータを取得し、各組織及び各相を特定した。そして、全部の断面写真に現れている各組織及び各相の全断面積を測定し、これを、全部の断面写真に現れている溶融めっき層の断面積で除することで、各組織及び各相の面積比を算出した。
ラメラ組織は、ＳＥＭの反射電子像において、層状Ｚｎ相及び層状Ａｌ相が交互に整列した部分をラメラ組織として特定した。
混合組織は、Ｚｎ相中にＭｇ２Ｓｎ相またはＭｇ２（Ｓｎ，Ｃａ）相の何れか一方または両方が分散した相であり、このような特長を持つ組織を走査型電子顕微鏡の反射電子像において特定した。
混合組織は、Ｚｎ相中にＭｇ２Ｓｎ相またはＭｇ２（Ｓｎ，Ｃａ）相の何れか一方または両方が分散した相であり、このような特長を持つ組織を走査型電子顕微鏡の反射電子像において特定した。
三元共晶組織は、Ａｌ相とＺｎ相とＭｇＺｎ２相とが混然一体となった組織であり、ＳＥＭの反射電子像において特定した。
（Ｚｎ−Ａｌ）デンドライト相は、Ｚｎ相およびＡｌ相が混然一体となっているため、混合組織やラメラ組織とは反射電子像において明瞭に区別できた。
Ｚｎ単相は、Ｍｇ２Ｓｎ相またはＭｇ２（Ｓｎ，Ｃａ）相を含まないので、この点において混合組織とは区別できた。
また、ＭｇＺｎ２相は、前記の三元共晶組織を形成しているＭｇＺｎ２相とはＳＥＭの反射電子像において明瞭に区別できた。
Ｍｇ２Ｓｎ相、Ｃａ−Ｚｎ相、Ｍｇ２Ｓｉ相についても、ＳＥＭの反射電子像において明瞭に区別できた。
更に、その他金属間化合物は、上記の組織または相のいずれでもないものとした。その他金属間化合物の面積分率は、上記の組織及び相の合計の面積比を１００％から引いて得た差分とした。
Ｍｇ２Ｓｎ相、Ｃａ−Ｚｎ相、Ｍｇ２Ｓｉ相及びその他金属間化合物の合計を残部金属間化合物とした。
（Ｚｎ−Ａｌ）デンドライト相は、Ｚｎ相およびＡｌ相が混然一体となっているため、混合組織やラメラ組織とは反射電子像において明瞭に区別できた。
Ｚｎ単相は、Ｍｇ２Ｓｎ相またはＭｇ２（Ｓｎ，Ｃａ）相を含まないので、この点において混合組織とは区別できた。
また、ＭｇＺｎ２相は、前記の三元共晶組織を形成しているＭｇＺｎ２相とはＳＥＭの反射電子像において明瞭に区別できた。
Ｍｇ２Ｓｎ相、Ｃａ−Ｚｎ相、Ｍｇ２Ｓｉ相についても、ＳＥＭの反射電子像において明瞭に区別できた。
更に、その他金属間化合物は、上記の組織または相のいずれでもないものとした。その他金属間化合物の面積分率は、上記の組織及び相の合計の面積比を１００％から引いて得た差分とした。
Ｍｇ２Ｓｎ相、Ｃａ−Ｚｎ相、Ｍｇ２Ｓｉ相及びその他金属間化合物の合計を残部金属間化合物とした。
ラメラ組織のラメラ間隔の測定方法は、上記の全部の写真において観察されたラメラ組織のうち、写真１枚につき３個のラメラ組織をランダムに選択し、選択された各ラメラ組織においてラメラ間隔を測定し、その平均をラメラ組織のラメラ間隔とした。
Ｍｇ２Ｓｎ相またはＭｇ２（Ｓｎ，Ｃａ）相の円相当平均直径の測定方法は、上記の全部の写真において観察された混合組織のうち、写真１枚につき３個の混合組織をランダムに選択し、選択された混合組織に含まれるＭｇ２Ｓｎ相またはＭｇ２（Ｓｎ，Ｃａ）相を全て特定し、これらの全面積を求めた。得られた面積を相の数で除することにより、Ｍｇ２Ｓｎ相またはＭｇ２（Ｓｎ，Ｃａ）相の１個あたりの平均面積を求めた。この平均面積に基づき、円相当平均直径を求めた。
なお、Ｎｏ．１〜４５においては、鋼材とめっき層の間に、Ｆｅ−Ａｌ系金属間化合物からなる厚み３μｍ以下の界面合金層が確認された。
めっき鋼材の加工性は、めっき鋼材を３０ｍｍ（Ｃ）×６０ｍｍ（Ｌ）のサイズに切断し、これをＣ方向に１８０℃曲げ（０Ｔ曲げ）、３Ｔ曲げ、５Ｔ曲げの３通りで曲げて、めっき層の加工部の頂上をＳＥＭ観察し、頂上部（１．６ｍｍ×３０ｍｍ）に存在するクラック数から評価した。評価基準は下記の通りとし、◎及び○を合格とした。
◎ ：クラック数５未満
○ ：クラック数５以上１５未満
△：：クラック数１５以上３０未満
× ：クラック数３０以上
○ ：クラック数５以上１５未満
△：：クラック数１５以上３０未満
× ：クラック数３０以上
めっき鋼材の耐食性は、めっき鋼材を５０×１００ｍｍのサイズに切断し、裏面と端面にテープシールを施し、ＪＡＳＯ−ＣＣＴ−Ｍ６０９で規定された腐食促進試験で行い、６０サイクル後及び１２０サイクル後の腐食減量を比較することで行った。評価基準は下記の通りとし、◎及び○を合格とした。
◎ ：腐食減量 ４０ｇ／ｍ２未満
○ ：腐食減量 ４０ｇ／ｍ２以上６０ｇ／ｍ２未満
△：：腐食減量 ６０ｇ／ｍ２以上８０ｇ／ｍ２未満
× ：腐食減量 ８０ｇ／ｍ２以上
○ ：腐食減量 ４０ｇ／ｍ２以上６０ｇ／ｍ２未満
△：：腐食減量 ６０ｇ／ｍ２以上８０ｇ／ｍ２未満
× ：腐食減量 ８０ｇ／ｍ２以上
また、図１に、Ｎｏ．１１（実施例）のめっき層の断面ＳＥＭ写真(ＢＳＥ像)を示す。Ｎｏ．１１の符号１はラメラ組織であり、符号２は混合組織であり、符号３は界面合金層である。また、図２に、Ｎｏ．４５（比較例）のめっき層の断面ＳＥＭ写真(ＢＳＥ像)を示す。Ｎｏ．４５の符号２は混合組織であり、符号３は界面合金層であり、符号４はラメラ化していないα’相である。
表１Ａ、表２Ａ、表３Ａ及び表４Ａに示すように、発明例のＮｏ．２、４、５、７、９〜１３、１５、１７、１８、２０〜２２、２５〜２９、３２〜３６、３８〜４０、４２、４３の溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼材は、いずれも本発明の範囲を満たしており、加工性及び耐食性が良好である。また、Ｎｏ．７、１７、１８、２０〜２２、２６〜２９、３２〜３６、３８〜４０、４２、４３については、Ｃａを含有したため、混合組織中のＭｇ２Ｓｎの一部または全部がＭｇ２（Ｃａ，Ｓｎ）として存在していた。表３Ａおよび表３Ｂにおける混合組織中のＭｇ２Ｓｎの相当円直径は、一部または全部がＭｇ２（Ｃａ，Ｓｎ）として存在する場合の値を示している。
一方、表１Ｂ、表２Ｂ、表３Ｂ及び表４Ｂに示すように、Ｎｏ．１は、溶融めっき層のＡｌ含有量が低く、めっき層におけるラメラ組織の面積比が低くなった。このため、０Ｔ曲げにおいてクラックが多数発生した。
Ｎｏ．３は、溶融めっき層のＭｇ含有量が低く、溶融めっき層におけるラメラ組織の面積比が低下し、耐食性が劣位になった。
Ｎｏ．３は、溶融めっき層のＭｇ含有量が低く、溶融めっき層におけるラメラ組織の面積比が低下し、耐食性が劣位になった。
Ｎｏ．６は、溶融めっき層のＭｇ含有量が過剰であり、ラメラ層が形成されなかった。このため、加工性及び耐食性が劣位になった。
Ｎｏ．８は、溶融めっき層のＳｉ含有量が過剰であり、このためＭｇ２Ｓｉ相が多く形成され、加工性が劣位になった。
Ｎｏ．８は、溶融めっき層のＳｉ含有量が過剰であり、このためＭｇ２Ｓｉ相が多く形成され、加工性が劣位になった。
Ｎｏ．１４は、溶融めっき層にＳｎが含有されず、ラメラ組織及び混合組織が形成されなかった。このため、加工性及び耐食性が劣位になった。
Ｎｏ．１６は、溶融めっき層のＡｌ含有量が過剰であり、ラメラ組織が形成されなかった。このため、加工性及び耐食性が劣位になった。
Ｎｏ．１６は、溶融めっき層のＡｌ含有量が過剰であり、ラメラ組織が形成されなかった。このため、加工性及び耐食性が劣位になった。
Ｎｏ．１９は、溶融めっき層のＣａ含有量が過剰であり、このためＣａ−Ｚｎ相が多く形成され、加工性及び耐食性が劣位になった。
Ｎｏ．２３は、浴温から２７０℃までの冷却速度が遅く、ラメラ組織が形成されなかった。このため、加工性が劣位になった。
Ｎｏ．２３は、浴温から２７０℃までの冷却速度が遅く、ラメラ組織が形成されなかった。このため、加工性が劣位になった。
Ｎｏ．２４は、溶融めっき層のＡｌ含有量が低く、めっき層におけるラメラ組織が形成されなかった。このため、加工性が劣位になった。
Ｎｏ．３０は、浴温から２７０℃までの冷却速度が遅く、めっき層におけるラメラ組織が形成されなかった。このため、加工性及び耐食性が劣位になった。
Ｎｏ．３０は、浴温から２７０℃までの冷却速度が遅く、めっき層におけるラメラ組織が形成されなかった。このため、加工性及び耐食性が劣位になった。
Ｎｏ．３１は、２７０℃から１６０℃までの冷却所要時間が１５秒と短く、ラメラ組織が形成されなかった。このため、加工性が劣位になった。
Ｎｏ．３７は、溶融めっき層のＳｎ含有量が過剰であり、このためＭｇ２Ｓｎ相が多く形成された。このため、加工性及び耐食性が劣位になった。
Ｎｏ．３７は、溶融めっき層のＳｎ含有量が過剰であり、このためＭｇ２Ｓｎ相が多く形成された。このため、加工性及び耐食性が劣位になった。
Ｎｏ．４１は、浴温から２７０℃までの冷却速度が遅く、めっき層におけるラメラ組織が形成されなかった。このため、加工性が劣位になった。
Ｎｏ．４４は、溶融めっき層のＭｇ含有量が過剰であり、このためＭｇＺｎ２相が多く形成された。このため、加工性が劣位になった。
Ｎｏ．４５は、２７０℃から１６０℃までの冷却所要時間が１５秒と短く、ラメラ組織が形成されなかった。このため、加工性及び耐食性が劣位になった。
Ｎｏ．４４は、溶融めっき層のＭｇ含有量が過剰であり、このためＭｇＺｎ２相が多く形成された。このため、加工性が劣位になった。
Ｎｏ．４５は、２７０℃から１６０℃までの冷却所要時間が１５秒と短く、ラメラ組織が形成されなかった。このため、加工性及び耐食性が劣位になった。
Claims (7)
- 鋼材の表面に溶融めっき層を有し、
前記溶融めっき層の平均組成が、質量％で、
Ａｌ：１０〜４０％、
Ｍｇ：０．５〜８％、
Ｓｎ：０．０１〜８．０％、
Ｓｉ：０〜４．０％、
Ｃａ：０〜３．０％、
Ｂｉ：０〜５．０％未満、
Ｉｎ：０〜２．０％未満、
Ｙ ：０〜０．５％、
Ｌａ：０〜０．５％未満、
Ｃｅ：０〜０．５％未満、
Ｃｒ：０〜０．２５％未満、
Ｔｉ：０〜０．２５％未満、
Ｎｉ：０〜０．２５％未満、
Ｃｏ：０〜０．２５％未満、
Ｖ ：０〜０．２５％未満、
Ｎｂ：０〜０．２５％未満、
Ｃｕ：０〜０．２５％未満、
Ｍｎ：０〜０．２５％未満、
Ｆｅ：０〜５．０％、
Ｓｒ：０〜０．５％未満、
Ｓｂ：０〜０．５％未満、
Ｐｂ：０〜０．５％未満、
Ｂ ：０〜０．５％未満を含有し、
残部がＺｎ及び不純物からなる組成であり、
前記溶融めっき層の金属組織が、層状Ｚｎ相及び層状Ａｌ相を含むラメラ組織と、Ｍｇ２Ｓｎ相またはＭｇ２（Ｓｎ，Ｃａ）相の何れか一方または両方がＺｎ相中に分散されてなる混合組織と、を含有し、
前記溶融めっき層に占める前記ラメラ組織の割合が面積比で５％以上であることを特徴とする加工性と耐食性に優れる溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼材。 - 前記ラメラ組織のラメラ間隔が０．３μｍ以上であることを特徴とする請求項１に記載の加工性と耐食性に優れる溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼材。
- 前記溶融めっき層に占める前記ラメラ組織の割合が面積比で５％以上８０％以下であることを特徴とする請求項１または請求項２に記載の加工性と耐食性に優れる溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼材。
- 前記混合組織中の前記Ｍｇ２Ｓｎ相または前記Ｍｇ２（Ｓｎ，Ｃａ）相の何れか一方または両方の円相当平均直径が５μｍ以下であることを特徴とする請求項１乃至請求項３の何れか一項に記載の加工性と耐食性に優れる溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼材。
- 前記溶融めっき層の平均組成のうち、Ａｌ及びＭｇが、質量％で、
Ａｌ：１５〜３５％、
Ｍｇ：４〜７％であることを特徴とする請求項１乃至請求項４の何れか一項に記載の加工性と耐食性に優れる溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼材。 - 前記溶融めっき層が、更に、Ａｌ／Ｚｎ／ＭｇＺｎ２の三元共晶組織、Ａｌ及びＺｎを含む（Ｚｎ−Ａｌ）デンドライト相、Ｚｎ単相、ＭｇＺｎ２相または面積率１０％未満の残部金属間化合物のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１乃至請求項５の何れか一項に記載の加工性と耐食性に優れる溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼材。
- 前記鋼材と前記溶融めっき層との間に、Ｆｅ−Ａｌ系金属間化合物からなる厚み３μｍ以下の界面合金層があることを特徴とする請求項１乃至請求項６の何れか一項に記載の加工性と耐食性に優れる溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼材。
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