JP2023074874A - 溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板、自動車用部品、及びこれらの製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】初期の耐食性を向上させることが可能な、溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板を提供する。【解決手段】鋼板と、鋼板の表面に形成されためっき層とが備えられ、めっき層は、平均組成で、Ａｌ：１．０質量％以上３．０質量％未満、Ｍｇ：１．０質量％以上２．０質量％以下、を含有し、残部がＺｎ及び不純物からなり、めっき層には、η－Ｚｎ相と、〔Ｚｎ／Ｍｇ２Ｚｎ１１／ＭｇＺｎ２の三元ラメラ組織〕と、〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｍｇ２Ｚｎ１１／ＭｇＺｎ２の四元ラメラ組織〕とが含まれ、Ｃｕ－Ｋα線を使用し、Ｘ線出力が５０ｋＶ及び２００ｍＡである条件で測定した前記めっき層表面のＸ線回折パターンにおいて、Ｍｇ２Ｚｎ１１が検出される、溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板を採用する。【選択図】なし
Description
本発明は、溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板、自動車用部品、及びこれらの製造方法に関する。
従来、鋼板の表面に亜鉛を主体とするめっき層（亜鉛系めっき層）が形成されためっき鋼板（亜鉛系めっき鋼板）が、自動車や建材、家電製品などの幅広い用途で使用されている。亜鉛系めっき層が形成されることによって、鋼板には優れた耐食性が付与される。
自動車分野では、従来、亜鉛系めっき鋼板の一種である合金化溶融亜鉛めっき鋼板が使用されている。最近では、更なる自動車の長寿命化を図るため、合金化溶融亜鉛めっき鋼板に代わり、溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板の採用が検討されている。溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系のめっき層には、溶融状態から最初に晶出するη－Ｚｎの初晶と、［ＭｇＺｎ２／Ｚｎ］二元共晶組織と、［Ａｌ／ＭｇＺｎ２／Ｚｎ］三元共晶組織とが含まれる場合がある。
例えば、特許文献１には、Ａｌ：１～３％、Ｍｇ：１．５～４．０％、残りはＺｎ及び不可避な不純物を含み、Ａｌ＋Ｍｇ：２．５～７．０％で、Ａｌ／（Ａｌ＋Ｍｇ）：０．３８～０．４８であり、溶融亜鉛合金めっき層のめっき組織が、Ｚｎ－Ａｌ－ＭｇＺｎ２の三元共晶組織を基地組織とし、Ｚｎ－ＭｇＺｎ２の二元共晶組織が分散されためっき組織であり、Ｚｎ単相組織は１０％以下で含まれ、ＭｇＺｎ２組織を残部として含む、高耐食溶融亜鉛合金めっき鋼板が記載されている。
しかしながら、特許文献１に記載されためっき鋼板は、大気中の腐食環境において、めっき組織中のＭｇＺｎ２が優先的に腐食して腐食基点となるため、従来の合金化溶融亜鉛めっき鋼板と比較して初期の耐食性が劣位になる問題があった。
本発明は上記事情に鑑みてなされたものであって、初期の耐食性を向上させることが可能な、溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板、自動車用部品、及びこれらの製造方法を提供することを課題とする。
上記課題を解決するため、本発明は以下の構成を採用する。
［１］ 鋼板と、前記鋼板の表面に形成されためっき層とが備えられ、
前記めっき層は、平均組成で、Ａｌ：１．０質量％以上３．０質量％未満、Ｍｇ：１．０質量％以上．０２質量％以下、を含有し、残部がＺｎ及び不純物からなり、
前記めっき層には、η－Ｚｎ相と、〔Ｚｎ／Ｍｇ２Ｚｎ１１／ＭｇＺｎ２の三元ラメラ組織〕と、〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｍｇ２Ｚｎ１１／ＭｇＺｎ２の四元ラメラ組織〕とが含まれ、
Ｃｕ－Ｋα線を使用し、Ｘ線出力が５０ｋＶ及び２００ｍＡである条件で測定した前記めっき層表面のＸ線回折パターンにおいて、Ｍｇ２Ｚｎ１１が検出される、溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板。
［２］ 前記めっき層に更に、平均組成で、０．０００１～０．１質量％のＳｉを含有することを特徴とする［１］に記載の溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板。
［３］ 前記めっき層に更に、平均組成で、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｓｒ、Ｆｅ、Ｓｂ、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｃａ、Ｃｏ、Ｍｎ、Ｐ、Ｂ、Ｂｉ、Ｃｒ、Ｓｃ、Ｙ、ＲＥＭ、Ｈｆの１種又は２種以上を合計で０．０００１～２質量％を含有することを特徴とする［１］または［２］に記載の溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板。
［４］ 鋼材と、前記鋼材の表面に形成されためっき層とが備えられ、
前記めっき層は、平均組成で、Ａｌ：１．０質量％以上３．０質量％未満、Ｍｇ：１．０質量％以上２．０質量％以下、を含有し、残部がＺｎ及び不純物からなり、
前記めっき層には、η－Ｚｎ相と、〔Ｚｎ／Ｍｇ２Ｚｎ１１／ＭｇＺｎ２の三元ラメラ組織〕と、〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｍｇ２Ｚｎ１１／ＭｇＺｎ２の四元ラメラ組織〕とが含まれ、
Ｃｕ－Ｋα線を使用し、Ｘ線出力が５０ｋＶ及び２００ｍＡである条件で測定した、前記めっき層表面のＸ線回折パターンにおいて、Ｍｇ２Ｚｎ１１が検出される、自動車用部品。
［５］ 前記めっき層に更に、平均組成で、０．０００１～０．１質量％のＳｉを含有することを特徴とする［４］に記載の自動車用部品。
［６］ 前記めっき層に更に、平均組成で、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｓｒ、Ｆｅ、Ｓｂ、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｃａ、Ｃｏ、Ｍｎ、Ｐ、Ｂ、Ｂｉ、Ｃｒ、Ｓｃ、Ｙ、ＲＥＭ、Ｈｆの１種又は２種以上を合計で０．０００１～２質量％を含有することを特徴とする［４］または［５］に記載の自動車用部品。
［７］ 溶融めっき法により、鋼板の表面に、［１］乃至［３］の何れか一項に記載の平均組成を有するとともに、η－Ｚｎ相と、〔Ｚｎ／ＭｇＺｎ２の二元共晶組織〕と、〔Ａｌ／Ｚｎ／ＭｇＺｎ２の三元共晶組織〕とが含まれるめっき層を形成するめっき工程と、
前記めっき層工程後に、熱処理を行う熱処理工程と、を備え、
前記熱処理工程は、均熱温度をＴ（℃）、均熱時間をｔ（分）としたとき、均熱温度Ｔ（℃）を、下記式（Ａ）により求まるＴｍａｘ（℃）以上、３１０℃以下の範囲とし、Ｔｍａｘ（℃）が９０℃未満の場合は均熱温度Ｔ（℃）を９０℃以上とする、［１］乃至［３］の何れか一項に記載の溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板の製造方法。
Ｔｍａｘ＝（１３００／ｌｎｔ）－２７３ …（Ａ）
上記式（Ａ）において、ｔは、均熱時間（分）である。ｔは０分超、４５分以下とする。
［８］ 溶融めっき法により、鋼板の表面に、［４］乃至［６］の何れか一項に記載の平均組成を有するとともに、η－Ｚｎ相と、〔Ｚｎ／ＭｇＺｎ２の二元共晶組織〕と、〔Ａｌ／Ｚｎ／ＭｇＺｎ２の三元共晶組織〕とが含まれるめっき層を形成するめっき工程と、
前記めっき工程後に、前記めっき層が形成された前記鋼板を成形加工する成形工程と、
前記成形工程後に、熱処理を行う熱処理工程と、を備え、
前記熱処理工程は、均熱温度をＴ（℃）、均熱時間をｔ（分）としたとき、均熱温度Ｔ（℃）を、下記式（Ｂ）により求まるＴｍａｘ（℃）以上、３１０℃以下の範囲とし、Ｔｍａｘ（℃）が９０℃未満の場合は均熱温度Ｔ（℃）を９０℃以上とする、［４］乃至［６］の何れか一項に記載の自動車用部品の製造方法。
Ｔｍａｘ＝（１３００／ｌｎｔ）－２７３ …（Ｂ）
上記式（Ｂ）において、ｔは、均熱時間（分）である。ただし、ｔは０分超、４５分以下とする。
［１］ 鋼板と、前記鋼板の表面に形成されためっき層とが備えられ、
前記めっき層は、平均組成で、Ａｌ：１．０質量％以上３．０質量％未満、Ｍｇ：１．０質量％以上．０２質量％以下、を含有し、残部がＺｎ及び不純物からなり、
前記めっき層には、η－Ｚｎ相と、〔Ｚｎ／Ｍｇ２Ｚｎ１１／ＭｇＺｎ２の三元ラメラ組織〕と、〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｍｇ２Ｚｎ１１／ＭｇＺｎ２の四元ラメラ組織〕とが含まれ、
Ｃｕ－Ｋα線を使用し、Ｘ線出力が５０ｋＶ及び２００ｍＡである条件で測定した前記めっき層表面のＸ線回折パターンにおいて、Ｍｇ２Ｚｎ１１が検出される、溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板。
［２］ 前記めっき層に更に、平均組成で、０．０００１～０．１質量％のＳｉを含有することを特徴とする［１］に記載の溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板。
［３］ 前記めっき層に更に、平均組成で、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｓｒ、Ｆｅ、Ｓｂ、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｃａ、Ｃｏ、Ｍｎ、Ｐ、Ｂ、Ｂｉ、Ｃｒ、Ｓｃ、Ｙ、ＲＥＭ、Ｈｆの１種又は２種以上を合計で０．０００１～２質量％を含有することを特徴とする［１］または［２］に記載の溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板。
［４］ 鋼材と、前記鋼材の表面に形成されためっき層とが備えられ、
前記めっき層は、平均組成で、Ａｌ：１．０質量％以上３．０質量％未満、Ｍｇ：１．０質量％以上２．０質量％以下、を含有し、残部がＺｎ及び不純物からなり、
前記めっき層には、η－Ｚｎ相と、〔Ｚｎ／Ｍｇ２Ｚｎ１１／ＭｇＺｎ２の三元ラメラ組織〕と、〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｍｇ２Ｚｎ１１／ＭｇＺｎ２の四元ラメラ組織〕とが含まれ、
Ｃｕ－Ｋα線を使用し、Ｘ線出力が５０ｋＶ及び２００ｍＡである条件で測定した、前記めっき層表面のＸ線回折パターンにおいて、Ｍｇ２Ｚｎ１１が検出される、自動車用部品。
［５］ 前記めっき層に更に、平均組成で、０．０００１～０．１質量％のＳｉを含有することを特徴とする［４］に記載の自動車用部品。
［６］ 前記めっき層に更に、平均組成で、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｓｒ、Ｆｅ、Ｓｂ、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｃａ、Ｃｏ、Ｍｎ、Ｐ、Ｂ、Ｂｉ、Ｃｒ、Ｓｃ、Ｙ、ＲＥＭ、Ｈｆの１種又は２種以上を合計で０．０００１～２質量％を含有することを特徴とする［４］または［５］に記載の自動車用部品。
［７］ 溶融めっき法により、鋼板の表面に、［１］乃至［３］の何れか一項に記載の平均組成を有するとともに、η－Ｚｎ相と、〔Ｚｎ／ＭｇＺｎ２の二元共晶組織〕と、〔Ａｌ／Ｚｎ／ＭｇＺｎ２の三元共晶組織〕とが含まれるめっき層を形成するめっき工程と、
前記めっき層工程後に、熱処理を行う熱処理工程と、を備え、
前記熱処理工程は、均熱温度をＴ（℃）、均熱時間をｔ（分）としたとき、均熱温度Ｔ（℃）を、下記式（Ａ）により求まるＴｍａｘ（℃）以上、３１０℃以下の範囲とし、Ｔｍａｘ（℃）が９０℃未満の場合は均熱温度Ｔ（℃）を９０℃以上とする、［１］乃至［３］の何れか一項に記載の溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板の製造方法。
Ｔｍａｘ＝（１３００／ｌｎｔ）－２７３ …（Ａ）
上記式（Ａ）において、ｔは、均熱時間（分）である。ｔは０分超、４５分以下とする。
［８］ 溶融めっき法により、鋼板の表面に、［４］乃至［６］の何れか一項に記載の平均組成を有するとともに、η－Ｚｎ相と、〔Ｚｎ／ＭｇＺｎ２の二元共晶組織〕と、〔Ａｌ／Ｚｎ／ＭｇＺｎ２の三元共晶組織〕とが含まれるめっき層を形成するめっき工程と、
前記めっき工程後に、前記めっき層が形成された前記鋼板を成形加工する成形工程と、
前記成形工程後に、熱処理を行う熱処理工程と、を備え、
前記熱処理工程は、均熱温度をＴ（℃）、均熱時間をｔ（分）としたとき、均熱温度Ｔ（℃）を、下記式（Ｂ）により求まるＴｍａｘ（℃）以上、３１０℃以下の範囲とし、Ｔｍａｘ（℃）が９０℃未満の場合は均熱温度Ｔ（℃）を９０℃以上とする、［４］乃至［６］の何れか一項に記載の自動車用部品の製造方法。
Ｔｍａｘ＝（１３００／ｌｎｔ）－２７３ …（Ｂ）
上記式（Ｂ）において、ｔは、均熱時間（分）である。ただし、ｔは０分超、４５分以下とする。
本発明によれば、初期の耐食性を向上させることが可能な、溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板、自動車用部品、及びこれらの製造方法を提供できる。
本発明者らは、溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板の初期の耐食性を向上させる手段について鋭意検討した。溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板の初期の耐食性の低下は、電気化学的に卑な金属化合物であるＭｇＺｎ２が優先的に腐食することが原因であると推測された。そこで、本発明者は、ＭｇＺｎ２の周囲に、ＭｇＺｎ２の腐食の進行を防止する組織または金属間化合物を配置することで、ＭｇＺｎ２の腐食を抑制することを検討した。
Ａｌを１．０質量％以上３．０質量％未満、Ｍｇを１．０質量％以上２．０質量％以下含有し、残部がＺｎ及び不純物からなるめっき層を、溶融めっき法により形成すると、めっき層中には、η－Ｚｎ相のほかに、〔Ａｌ／Ｚｎ／ＭｇＺｎ２の三元共晶組織〕及び〔Ｚｎ／ＭｇＺｎ２の二元共晶組織〕が形成される。これら三元共晶組織及び二元共晶組織には、Ｚｎ及びＭｇＺｎ２が含まれる。
ここで、ＺｎとＭｇＺｎ２との中間的な組成の金属化合物として、Ｍｇ２Ｚｎ１１が知られている。Ｍｇ２Ｚｎ１１は、ＭｇＺｎ２よりも電気化学的に貴であるので、ＭｇＺｎ２の腐食を抑制できる可能性がある。しかしながら、Ｍｇ２Ｚｎ１１は、通常の溶融めっき法の製造条件では生成しない。そこで本発明者が鋭意検討したところ、〔Ａｌ／Ｚｎ／ＭｇＺｎ２の三元共晶組織〕及び〔Ｚｎ／ＭｇＺｎ２の二元共晶組織〕を含むめっき層を、所定の条件で熱処理することにより、ＺｎとＭｇＺｎ２との境界付近またはＭｇＺｎ２の周囲に、Ｍｇ２Ｚｎ１１が形成できることを見出した。これにより、めっき層の初期の耐食性を向上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系めっき鋼板、自動車用部品、及びこれらの製造方法について説明する。
本実施形態の溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板は、鋼板と、鋼板の表面に形成されためっき層とが備えられ、めっき層は、平均組成で、Ａｌ：１．０質量％以上３．０質量％未満、Ｍｇ：１．０質量％以上２．０質量％以下、を含有し、残部がＺｎ及び不純物からなり、めっき層には、η－Ｚｎ相と、〔Ｚｎ／Ｍｇ２Ｚｎ１１／ＭｇＺｎ２の三元ラメラ組織〕と、〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｍｇ２Ｚｎ１１／ＭｇＺｎ２の四元ラメラ組織〕とが含まれ、Ｃｕ－Ｋα線を使用し、Ｘ線出力が５０ｋＶ及び２００ｍＡである条件で測定しためっき層表面のＸ線回折パターンにおいて、Ｍｇ２Ｚｎ１１が検出される、溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板である。
また、本実施形態の自動車用部品は、鋼材と、鋼材の表面に形成されためっき層とが備えられ、めっき層は、平均組成で、Ａｌ：１．０質量％以上３．０質量％未満、Ｍｇ：１．０質量％以上２．０質量％以下、を含有し、残部がＺｎ及び不純物からなり、めっき層には、η－Ｚｎ相と、〔Ｚｎ／Ｍｇ２Ｚｎ１１／ＭｇＺｎ２の三元ラメラ組織〕と、〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｍｇ２Ｚｎ１１／ＭｇＺｎ２の四元ラメラ組織〕とが含まれ、Ｃｕ－Ｋα線を使用し、Ｘ線出力が５０ｋＶ及び２００ｍＡである条件で測定した、めっき層表面のＸ線回折パターンにおいて、Ｍｇ２Ｚｎ１１が検出される、自動車用部品である。
溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板を構成する鋼板の材質には、特に制限はない。鋼板は、例えば、一般鋼、Ｎｉプレめっき鋼、Ａｌキルド鋼、極低炭素鋼、高炭素鋼、各種高張力鋼、一部の高合金鋼（Ｎｉ、Ｃｒ等の耐食性強化元素含有鋼等）などの各種の鋼板が適用可能である。また、鋼板は、鋼板の製造方法（熱間圧延方法、酸洗方法、冷延方法等）の条件についても、特に制限されるものではない。更に、鋼板は、その表面に、Ｚｎ、Ｎｉ、Ｓｎ、またはこれらの合金系等の１μｍ未満のめっき層が事前にプレめっきされたプレめっき鋼板を使用してもよい。
また、自動車用部品を構成する鋼材は、上記鋼板が成形加工されることによって所望の形状に成形されたものである。鋼材の形状には、特に制限はない、鋼材は、自動車外板、自動車部品（足回り部材等）の他、鋼管、土木・建築材（柵渠、コルゲートパイプ、排水溝蓋、飛砂防止板、ボルト、金網、ガードレール、止水壁等）、プレハブ用部材、住宅壁、屋根材、家電部材（エアコンの室外機の筐体等）、などに使用されるものであってもよく、溶接に供され成形された鋼構造部材であってもよい。
次に、めっき層について説明する。本実施形態に係るめっき層は、Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系合金層を含む。ＺｎにＡｌ、Ｍｇなどの合金元素が加わると耐食性が改善するため、薄膜、例えば、通常のＺｎめっき層の半分程度で同等の耐食性を有するため、本発明も同じように薄膜でＺｎめっき層と同等以上の耐食性は確保されている。また、めっき層には、Ａｌ－Ｆｅ系合金層を含んでもよい。
Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系合金層は、Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系合金よりなる。Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系合金とは、Ｚｎ、Ａｌ及びＭｇを含む三元系合金を意味する。また、Ａｌ－Ｆｅ系合金層は、鋼板又は鋼材とＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系合金層との間にある界面合金層である。
つまり、めっき層は、Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系合金層の単層構造であってもよく、Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系合金層とＡｌ－Ｆｅ系合金層とを含む積層構造であってもよい。積層構造の場合、Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系合金層は、めっき層の表面を構成する層とすることがよい。
Ａｌ－Ｆｅ系合金層がめっき層に存在する場合、Ａｌ－Ｆｅ系合金層によって鋼材とＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系合金層とが結合される。界面合金層としてのＡｌ－Ｆｅ系合金層の厚みは、めっき鋼板の製造時のめっき浴温や、めっき浴浸漬時間によって如何様にも厚みを制御することが可能である。ゼンジマー法を中心とした溶融めっき鋼板の製造方法では、Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系合金層がめっき層の主体となり、Ａｌ－Ｆｅ系合金層の厚みは十分に小さいことから、めっき層の耐食性に与える影響は小さく、また界面付近に形成するため、腐食初期やめっき層の外観における耐食性について与える影響はほとんどない。
Ａｌ－Ｆｅ系合金層は、めっきと鋼板の界面またはめっきと鋼材の界面（具体的には、鋼板または鋼材とＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系合金層との間）に形成されており、組織としてＡｌ５Ｆｅ２相が主相の層である。Ａｌ－Ｆｅ系合金層は、地鉄（鋼板または鋼材）およびめっき浴の相互の原子拡散によって形成する。製法として溶融めっき法を用いた場合、Ａｌを含有するめっき層では、Ａｌ－Ｆｅ系合金層が形成され易い。めっき浴中に一定濃度以上のＡｌが含有されることから。Ａｌ５Ｆｅ２相が最も多く形成する。しかし、原子拡散には時間がかかり、また、地鉄に近い部分では、Ｆｅ濃度が高くなる部分もある。そのため、Ａｌ－Ｆｅ系合金層は、部分的には、ＡｌＦｅ相、Ａｌ２Ｆｅ相、Ａｌ３Ｆｅ相などが少量含まれる場合もある。条件によってはディスク状Ｆｅ４Ａｌ１３とも報告されている。また、めっき浴中にＺｎも一定濃度含まれることから、Ａｌ－Ｆｅ系合金層にはＺｎも少量含有される。
本実施形態に係るめっき層中にはＳｉが含有される場合がある。Ｓｉは、特にＡｌ－Ｆｅ系合金層中に取り込まれ易く、Ａｌ－Ｆｅ－Ｓｉ金属間化合物相となることがある。同定される金属間化合物相としては、ＡｌＦｅＳｉ相があり、異性体として、α、β、ｑ１，ｑ２－ＡｌＦｅＳｉ相等が存在する。そのため、Ａｌ－Ｆｅ系合金層は、これらＡｌＦｅＳｉ相等が検出されることがある。これらＡｌＦｅＳｉ相等を含むＡｌ－Ｆｅ系合金層をＡｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系合金層とも称する。
めっき層全体の厚み（付着量）は、めっき条件に左右されるため、めっき層全体の厚みの上限及び下限については特に限定されるものではない。特にめっきの屋外大気環境使用時の経時外観変化などは、めっき層の腐食が非常に緩やかであるため、表層数μｍのめっき層状態が関与するのみであり、その厚みの影響は受けにくい。また例えば、めっき層全体の厚みは、通常の溶融めっき法ではめっき浴の粘性および比重が関連する。さらに鋼材（めっき原板）の引抜速度およびワイピングの強弱によって、めっき量は目付調整される。
次に、めっき層の平均化学組成について説明する。めっき層全体の平均化学組成は、めっき層がＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系合金層の単層構造の場合は、Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系合金層の平均化学組成である。また、めっき層がＡｌ－Ｆｅ系合金層及びＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系合金層の積層構造の場合は、Ａｌ－Ｆｅ系合金層及びＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系合金層の合計の平均化学組成である。
通常、溶融めっき法において、Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系合金層の化学組成は、めっき層の形成反応がめっき浴内で完了することがほとんどであるため、ほぼめっき浴と同等になる。また、溶融めっき法において、Ａｌ－Ｆｅ系合金層は、めっき浴浸漬直後、瞬時に形成し成長する。そして、Ａｌ－Ｆｅ系合金層は、めっき浴内で形成反応が完了しており、その厚みも、Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系合金層に対して十分に小さいことが多い。したがって、めっき後、加熱合金化処理等、特別な熱処理をしない限りは、めっき層全体の平均化学組成は、Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系合金層の化学組成と実質的に等しく、Ａｌ－Ｆｅ合金層等の成分を無視することができる。
以下、めっき層に含まれる元素について説明する。
Ａｌ：１．０質量％以上、３．０質量％未満
Ａｌは、耐食性を確保するために含有させる。めっき層中のＡｌの含有量が１．０質量％以上であれば、耐食性を向上させる効果がより高まる。しかし、Ａｌが３．０質量％以上になると、耐食性を向上させる効果が飽和する。よって、Ａｌ含有量を１．０質量％以上、３．０質量％未満とする。耐食性の観点から、好ましくはＡｌ含有量を１．２～２．５質量％とする。より好ましくは１．３～２質量％とする。
Ａｌは、耐食性を確保するために含有させる。めっき層中のＡｌの含有量が１．０質量％以上であれば、耐食性を向上させる効果がより高まる。しかし、Ａｌが３．０質量％以上になると、耐食性を向上させる効果が飽和する。よって、Ａｌ含有量を１．０質量％以上、３．０質量％未満とする。耐食性の観点から、好ましくはＡｌ含有量を１．２～２．５質量％とする。より好ましくは１．３～２質量％とする。
Ｍｇ：１．０質量％以上、２．０質量％以下
Ｍｇの含有量は、平均組成で１．０～２．０質量％の範囲である。Ｍｇは、耐食性を向上させるために含有させるとよい。めっき層中のＭｇの含有量が１．０質量％以上であれば、耐食性を向上させる効果がより高まる。しかし、Ｍｇが２．０質量％を超えると、めっき浴でのドロス発生が著しくなり、安定的に溶融めっき鋼板を製造するのが困難となるので、Ｍｇの含有量は２．０質量％以下とする。耐食性とドロス発生のバランスの観点から、Ｍｇの含有量は好ましくは１．２～１．８質量％とする。より好ましくは１．３～１．７質量％とする。
Ｍｇの含有量は、平均組成で１．０～２．０質量％の範囲である。Ｍｇは、耐食性を向上させるために含有させるとよい。めっき層中のＭｇの含有量が１．０質量％以上であれば、耐食性を向上させる効果がより高まる。しかし、Ｍｇが２．０質量％を超えると、めっき浴でのドロス発生が著しくなり、安定的に溶融めっき鋼板を製造するのが困難となるので、Ｍｇの含有量は２．０質量％以下とする。耐食性とドロス発生のバランスの観点から、Ｍｇの含有量は好ましくは１．２～１．８質量％とする。より好ましくは１．３～１．７質量％とする。
Ｓｉ：０．０００１～０．１質量％
めっき層には、更に、平均組成で、０．０００１～０．１質量％のＳｉを含有してもよい。Ｓｉは、Ａｌ－Ｆｅ合金層の成長を抑制し、また、めっき層の耐食性を向上させる。Ｓｉは、微量に含有する場合、Ａｌ－Ｓｉ系化合物などを形成するほか、Ａｌ－Ｆｅ合金層にも侵入型固溶する。Ａｌ－Ｆｅ合金層でのＡｌ－Ｆｅ－Ｓｉ金属間化合物相の形成等の説明は、既に前述したとおりである。これらの化合物に取り込まれ得る場合は、めっき層としての性能に何ら性能変化を生み出すことがない。したがって、Ｓｉが０．０００１質量％未満では、これらの化合物にＳｉの多くが囚われてしまい、めっき層の外観変化や犠牲防食性、その他、耐食性などの性能に変化をもたらすことができない。従って、Ｓｉを含有する場合の下限は０．０００１質量％以上とする。
めっき層には、更に、平均組成で、０．０００１～０．１質量％のＳｉを含有してもよい。Ｓｉは、Ａｌ－Ｆｅ合金層の成長を抑制し、また、めっき層の耐食性を向上させる。Ｓｉは、微量に含有する場合、Ａｌ－Ｓｉ系化合物などを形成するほか、Ａｌ－Ｆｅ合金層にも侵入型固溶する。Ａｌ－Ｆｅ合金層でのＡｌ－Ｆｅ－Ｓｉ金属間化合物相の形成等の説明は、既に前述したとおりである。これらの化合物に取り込まれ得る場合は、めっき層としての性能に何ら性能変化を生み出すことがない。したがって、Ｓｉが０．０００１質量％未満では、これらの化合物にＳｉの多くが囚われてしまい、めっき層の外観変化や犠牲防食性、その他、耐食性などの性能に変化をもたらすことができない。従って、Ｓｉを含有する場合の下限は０．０００１質量％以上とする。
一方、Ｓｉが過剰になると、めっき層中に過剰なＳｉが晶出し、また、共晶組織が十分に形成されず、耐食性が低下する。また、めっき層の加工性も低下する。従って、Ｓｉ含有量を０．１質量％以下とする。
溶融めっき層中には、更に、平均組成で、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｓｒ、Ｆｅ、Ｓｂ、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｃａ、Ｃｏ、Ｍｎ、Ｐ、Ｂ、Ｂｉ、Ｃｒ、Ｓｃ、Ｙ、ＲＥＭ、Ｈｆの１種又は２種以上を合計で０．０００１～２質量％を含有していてもよい。これらの元素を含有することで、めっき層の耐食性を更に改善することができる。ＲＥＭは、周期律表における原子番号５７～７１の希土類元素の１種または２種以上である。
めっき層の化学成分の残部は、亜鉛及び不純物である。不純物には、亜鉛ほかの地金中に不可避的に含まれるもの、めっき浴中で、鋼が溶解することによって含まれるものがある。
なお、めっき層の平均組成は、次のような方法で測定できる。まず、めっきを浸食しない塗膜剥離剤（例えば、三彩化工社製ネオリバーＳＰ－７５１）で表層塗膜を除去した後に、インヒビタ（例えば、スギムラ化学工業社製ヒビロン）入りの塩酸でめっき層を溶解し、得られた溶液を誘導結合プラズマ（ＩＣＰ）発光分光分析に供することで求めることができる。また、表層塗膜を有しない場合は、表層塗膜の除去作業を省略できる。
次に、めっき層の組織について説明する。
Ａｌ、Ｍｇ及びＺｎを含有するめっき層は、η－Ｚｎ相と、〔Ｚｎ／Ｍｇ２ＺＮ１１／ＭｇＺｎ２の三元ラメラ組織〕と、〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｍｇ２ＺＮ１１／ＭｇＺｎ２の四元ラメラ組織〕とが含まれる。樹状のη－Ｚｎ相の間に〔Ｚｎ／Ｍｇ２Ｚｎ１１／ＭｇＺｎ２の三元ラメラ組織〕及び〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｍｇ２Ｚｎ１１／ＭｇＺｎ２の四元ラメラ組織〕が存在する形態を有している。
Ａｌ、Ｍｇ及びＺｎを含有するめっき層は、η－Ｚｎ相と、〔Ｚｎ／Ｍｇ２ＺＮ１１／ＭｇＺｎ２の三元ラメラ組織〕と、〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｍｇ２ＺＮ１１／ＭｇＺｎ２の四元ラメラ組織〕とが含まれる。樹状のη－Ｚｎ相の間に〔Ｚｎ／Ｍｇ２Ｚｎ１１／ＭｇＺｎ２の三元ラメラ組織〕及び〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｍｇ２Ｚｎ１１／ＭｇＺｎ２の四元ラメラ組織〕が存在する形態を有している。
また、本実施形態のめっき層に、Ｓｉが含有される場合は、〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｍｇ２Ｚｎ１１／ＭｇＺｎ２の四元ラメラ組織〕の素地中に、金属間化合物であるＭｇ２Ｓｉが含まれる。更に、〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｍｇ２Ｚｎ１１／ＭｇＺｎ２の四元ラメラ組織〕の素地中には、〔ＭｇＺｎ２相〕や〔Ａｌ相〕が含まれていてもよい。
〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｍｇ２Ｚｎ１１／ＭｇＺｎ２の四元ラメラ組織〕は、Ａｌ相と、Ｚｎ相と金属間化合物ＭｇＺｎ２相と金属間化合物Ｍｇ２Ｚｎ１１の四元ラメラ組織である。〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｍｇ２Ｚｎ１１／ＭｇＺｎ２の四元ラメラ組織〕は、樹状のη－Ｚｎの間を埋めるように存在する。
この四元ラメラ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「Ａｌ″相」（Ｚｎを固溶するＡｌ固溶体であり、少量のＭｇを含む）に相当するものである。この高温でのＡｌ″相は、常温では、通常は微細なＡｌ相と微細なＺｎ相に分離して現れる。また、〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｍｇ２Ｚｎ１１／ＭｇＺｎ２の四元ラメラ組織〕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。更に、〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｍｇ２Ｚｎ１１／ＭｇＺｎ２の四元ラメラ組織〕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、その他の添加元素を固溶していないか、固溶していても極微量であると考えられるが、その量は通常の分析では明確に区別できない。また、〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｍｇ２Ｚｎ１１／ＭｇＺｎ２の四元ラメラ組織〕中のＭｇ２Ｚｎ１１相は、ＺｎとＭｇＺｎ２の界面に層状に存在する。この四つの相からなる四元ラメラ組織を本明細書では〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｍｇ２Ｚｎ１１／ＭｇＺｎ２の四元ラメラ組織〕と表す。
η－Ｚｎ相は、前記の〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｍｇ２Ｚｎ１１／ＭｇＺｎ２の四元ラメラ組織〕の素地中に、明瞭な境界をもって島状に見える相である。η－Ｚｎ相は、Ａｌ－Ｚｎ－Ｍｇの三元系平衡状態図におけるη－Ｚｎ相に相当するものである。η－Ｚｎ相の形態は、樹状（デンドライト状）である。η－Ｚｎ相にはその他の添加元素が固溶されず、または他の元素が固溶していてもその量は極微量であると考えられる。η－Ｚｎ相は、前記の〔Ｚｎ／Ｍｇ２Ｚｎ１１／ＭｇＺｎ２の三元ラメラ組織〕及び〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｍｇ２Ｚｎ１１／ＭｇＺｎ２の四元ラメラ組織〕に含まれるＺｎ相とは、顕微鏡観察において明瞭に区別できる。
〔Ｚｎ／Ｍｇ２Ｚｎ１１／ＭｇＺｎ２の三元ラメラ組織〕は、Ｚｎ相と、金属間化合物ＭｇＺｎ２相と、Ｚｎ相およびＭｇＺｎ２相の界面に形成されたＭｇ２Ｚｎ１１相よりなる三元ラメラ組織である。
この三元ラメラ組織を形成している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。また、〔Ｚｎ／Ｍｇ２Ｚｎ１１／ＭｇＺｎ２の三元ラメラ組織〕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。更に、〔Ｚｎ／Ｍｇ２Ｚｎ１１／ＭｇＺｎ２の三元ラメラ組織〕中のＭｇ２Ｚｎ１１相は、Ｚｎ－Ｍｇの二元系平衡状態図のＺｎ：約９３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その他の添加元素を固溶していないか、固溶していても極微量であると考えられるが、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ラメラ組織を本明細書では、〔Ｚｎ／Ｍｇ２Ｚｎ１１／ＭｇＺｎ２の三元ラメラ組織〕と表す。
〔Ｚｎ／Ｍｇ２Ｚｎ１１／ＭｇＺｎ２の三元ラメラ組織〕は、前記のη－Ｚｎ相とは顕微鏡観察において明瞭に区別できる。また、〔Ｚｎ／Ｍｇ２Ｚｎ１１／ＭｇＺｎ２の三元ラメラ組織〕は、走査型電子顕微鏡の反射電子像において、黒い相（Ａｌ）を含まないラメラ組織であることから、この三元ラメラ組織は、黒い相（Ａｌ）を含むラメラ組織として観察される〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｍｇ２Ｚｎ１１／ＭｇＺｎ２の四元ラメラ組織〕と反射電子像において明確に区別される。
〔ＭｇＺｎ２相〕は、前記の〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｍｇ２Ｚｎ１１／ＭｇＺｎ２の四元ラメラ組織〕の素地中に明瞭な境界をもって島状に見える相であり、実際には少量のＡｌを固溶していることもある。状態図で見る限りこの相にはその他の添加元素が固溶されないか、他の添加元素が固溶していてもその量は極微量と考えられる。この〔ＭｇＺｎ２相〕は、前記の〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｍｇ２Ｚｎ１１／ＭｇＺｎ２の四元ラメラ組織〕及び〔Ｚｎ／Ｍｇ２Ｚｎ１１／ＭｇＺｎ２の三元ラメラ組織〕を形成しているＭｇＺｎ２相とは顕微鏡観察において明瞭に区別できる。本実施形態のめっき層には、〔ＭｇＺｎ２相〕が含まれる。
Ｍｇ２Ｓｉは、めっき層にＳｉが含有される場合に、めっき層の凝固組織中に明瞭な境界をもって島状に見える相である。Ｍｇ２Ｓｉは、めっき相中では顕微鏡観察において明瞭に区別できる。
〔Ａｌ相〕は、前記の〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｍｇ２Ｚｎ１１／ＭｇＺｎ２の四元ラメラ組織〕の素地中に明瞭な境界をもって島状に見える相である。〔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「Ａｌ″相」（Ｚｎを固溶するＡｌ固溶体であり、少量のＭｇを含む）に相当するものである。この高温でのＡｌ″相はめっき浴のＡｌやＭｇ濃度に応じて固溶するＺｎ量やＭｇ量が相違する。この高温でのＡｌ″相は常温では通常は微細なＡｌ相と微細なＺｎ相に分離するが、常温で見られる島状の形状は高温でのＡｌ″相の形骸を留めたものであると見てよい。状態図で見る限りこの相にはその他の添加元素を固溶していないか、固溶していても極微量であると考えられるが、通常の分析では明確に区別できないため、この高温でのＡｌ″相に由来し且つ形状的にはＡｌ″相の形骸を留めている相を本明細書では〔Ａｌ相〕と呼ぶ。この〔Ａｌ相〕は前記の〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｍｇ２Ｚｎ１１／ＭｇＺｎ２の四元ラメラ組織〕を形成しているＡｌ相とは顕微鏡観察において明瞭に区別できる。本実施形態のめっき層には、〔Ａｌ相〕が含まれる。
めっき層におけるη－Ｚｎ相の含有率は、例えば、３０～７０面積％であることが好ましい。η－Ｚｎ相の含有率が３０面積％以上であれば、比較的延性の高いη相が多くなり、めっき層の加工性が優れたものになるので好ましい。η－Ｚｎ相の含有率が７０面積％以下であれば、ＭｇＺｎ２が減少することがなくめっき層の長期的な耐食性を向上できるため好ましい。η－Ｚｎ相の含有率のより好ましい範囲は、３５～５５面積％である。
めっき層における〔Ｚｎ／Ｍｇ２Ｚｎ１１／ＭｇＺｎ２の三元ラメラ組織〕の含有率は、例えば、５～４０面積％であることが好ましい。〔Ｚｎ／Ｍｇ２Ｚｎ１１／ＭｇＺｎ２の三元ラメラ組織〕の含有率が５面積％以上であれば、ＭｇＺｎ２が多く含まれるようになり、めっき層の長期的耐食性に優れるものとなるので好ましい。〔Ｚｎ／Ｍｇ２Ｚｎ１１／ＭｇＺｎ２の三元ラメラ組織〕の含有率が４０面積％以下であれば、η－Ｚｎ相の含有率が低下せずめっき層の加工性を低下させないため好ましい。
〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｍｇ２Ｚｎ１１／ＭｇＺｎ２の四元ラメラ組織〕の含有率は、１０～６０面積％であることが好ましい。この限定理由は、〔Ｚｎ／Ｍｇ２Ｚｎ１１／ＭｇＺｎ２の三元ラメラ組織〕の場合と同様である。なお、めっき層中Ａｌの大部分はまず〔Ａｌ／Ｚｎ／ＭｇＺｎ２の三元共晶ラメラ組織〕として凝固するため、〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｍｇ２Ｚｎ１１／ＭｇＺｎ２の四元ラメラ組織〕の含有率は、めっき層の平均組成としてのＡｌ量に対応するものとなる。
〔ＭｇＺｎ２相〕、Ｍｇ２Ｓｉ及び〔Ａｌ相〕及びその他の金属間化合物等は、合計で、残部とする。
本実施形態に係るめっき層は、〔Ｚｎ／Ｍｇ２Ｚｎ１１／ＭｇＺｎ２の三元ラメラ組織〕及び〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｍｇ２Ｚｎ１１／ＭｇＺｎ２の四元ラメラ組織〕が含まれる。これらのラメラ組織に含まれるＭｇ２Ｚｎ１１は、Ｃｕ－Ｋα線を使用し、Ｘ線出力が５０ｋＶ及び２００ｍＡである条件で測定しためっき層表面のＸ線回折パターンにおいて、その存在を検出できる。Ｍｇ２Ｚｎ１１は、ＭｇＺｎ２よりも電気化学的に貴である。Ｍｇ２Ｚｎ１１を含むめっき層は、ＭｇＺｎ２の腐食を抑制可能である。
Ｍｇ２Ｚｎ１１は、その組成が、Ｚｎ及びＭｇＺｎ２の中間的な組成になっている。ここで、本実施形態に係るめっき層中には、〔Ｚｎ／Ｍｇ２Ｚｎ１１／ＭｇＺｎ２の三元ラメラ組織〕と〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｍｇ２Ｚｎ１１／ＭｇＺｎ２の四元ラメラ組織〕とが含まれる。これらの共晶組織中には、Ｚｎ及びＭｇＺｎ２が含まれる。このため、Ｍｇ２Ｚｎ１１は、これらの共晶組織中のＺｎとＭｇＺｎ２との境界に存在している。また、Ｍｇ２Ｚｎ１１は、ＭｇＺｎ２の表面に存在している可能性もある。いずれにしろ、Ｍｇ２Ｚｎ１１がＭｇＺｎ２の近傍に存在することで、ＭｇＺｎ２の腐食を抑制できるものとなる。
めっき層におけるＭｇ２Ｚｎ１１の含有率については特に制限はない。Ｍｇ２Ｚｎ１１の存在の有無は、Ｘ線回折を使用すれば容易に確認できる。すなわち、Ｘ線回折パターンにおいて、ＪＣＰＤＳカードＮｏ．０１－０７１－９６２４に示されるＣｕ管球（ＣｕＫα線）による回折角度２θとして、１４．６４°（（１１０）面）、２３．２４°（（２１０）面）、３７．９０°（（３２０）面）、３９．３９°（（１２３）面）、４３．６０°（（３２２）面）、６７．４５°の回折ピークのうち、いずれか２以上の回折ピークが検出された場合に、めっき層中にＭｇ２Ｚｎ１１が含まれるとする。これ以外の回折ピークは、Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき層におけるＺｎ、Ａｌ、ＭｇＺｎ２等と重複する場合や強度が小さい場合があり、同定に相応しくない。
図１（ａ）～図１（ｅ）に示すＸ線回折測定結果は、Ｍｇ２Ｚｎ１１の検出例を示すものであって、Ａｌ：１．５％、Ｍｇ１．５％および残部Ｚｎを含むめっき層に対して、熱処理を行わなかった試料１、１７０℃で２０分の均熱処理を行なった試料２、２０５℃で３０分の均熱処理を行なった試料３の測定結果である。試料２、３は、１４．６４°、２３．２４°および３９．３９°の回折ピークが認められており、Ｍｇ２Ｚｎ１１が検出されている。一方、試料１は、いずれの回折ピークが認められず、Ｍｇ２Ｚｎ１１が検出されていない。
Ｘ線源としては、ＣｕをターゲットとするＸ線（ＣｕＫα線）が、めっき層における構成相の平均的な情報を得られるため、最も都合がよい。他の測定条件としては、Ｘ線の出力条件を電圧５０ｋＶ、電流２００ｍＡとする。Ｘ線回折装置としては特に制限はないが、例えば、株式会社リガク製の試料水平型強力Ｘ線回折装置ＲＩＮＴ－ＴＴＲ ＩＩＩを用いることができる。
Ｘ線源以外の測定条件としては、ゴニオメーターＴＴＲ（水平ゴニオメータ）を使用し、Ｋβフィルターは使用せず、長手制限スリットを５ｍｍとし、受光スリットを０．１５ｍｍとし、受光スリット２開放とし、スキャンスピードを０．６０ｄｅｇ．／ｍｉｎとし、ステップ幅を０．０１ｄｅｇとし、スキャン軸２θを５～９０°とするのがよい。
測定は、めっき層の表面にＸ線を照射する。試料調整は行わずめっき層のまま測定する。もしめっきが塗装されていればめっきを浸食しない塗膜剥離剤（例えば、三彩化工社製ネオリバーＳＰ－７５１）で表層塗膜を除去した後にＸ線回折を測定する。
また、めっき層の付着量は、鋼板片面合計で３０～６００ｇ／ｍ２であることが好ましい。付着量が３０ｇ／ｍ２未満の場合、溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板または自動車用部品の耐食性が低下するので好ましくない。付着量が６００ｇ／ｍ２超の場合、鋼板に付着した溶融金属の垂れが発生して、めっき層の表面を平滑にすることができなくなるため好ましくない。
次に、本実施形態の溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板及び自動車用部品の製造方法について説明する。
本実施形態の溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板の製造方法は、溶融めっき法により、鋼板の表面にめっき層を形成するめっき工程と、めっき工程後に、熱処理を行う熱処理工程と、から構成される。
また、本実施形態の自動車用部品の製造方法は、溶融めっき法により、鋼板の表面にめっき層を形成するめっき工程と、めっき工程後に、めっき層が形成された鋼板を成形加工する成形工程と、成形工程後に、熱処理を行う熱処理工程と、から構成される。
以下の説明では、溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板および自動車用部品の製造に必要な、めっき工程及び熱処理工程について説明し、次いで、自動車用部品の製造に必要な、成形工程について説明する。
（めっき工程）
めっき工程では、製鋼、鋳造、熱間圧延を経て製造された鋼板に対して、溶融めっきを行う。また、上記の熱間圧延後に更に、酸洗、熱延板焼鈍、冷間圧延、冷延板焼鈍を行い、その後に溶融めっきを行ってもよい。また、溶融めっきは、鋼板を溶融めっき浴に連続通板させる連続式溶融めっき法とする。
めっき工程では、製鋼、鋳造、熱間圧延を経て製造された鋼板に対して、溶融めっきを行う。また、上記の熱間圧延後に更に、酸洗、熱延板焼鈍、冷間圧延、冷延板焼鈍を行い、その後に溶融めっきを行ってもよい。また、溶融めっきは、鋼板を溶融めっき浴に連続通板させる連続式溶融めっき法とする。
溶融めっき浴は、Ａｌ：１．０質量％以上、３．０質量％未満、Ｍｇ：１．０質量％以上、２．０質量％以下を含有し、残部としてＺｎおよび不純物を含むことが好ましい。また、溶融めっき浴は、Ａｌ：１．０質量％以上、３．０質量％未満、Ｍｇ：１．０質量％以上、２．０質量％以下を含有し、残部としてＺｎおよび不純物からなるものでもよい。更にまた、溶融めっき浴は、Ｓｉ：０．０００１～０．１質量％を含有してもよい。更にまた、溶融めっき浴は、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｓｒ、Ｆｅ、Ｓｂ、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｃａ、Ｃｏ、Ｍｎ、Ｐ、Ｂ、Ｂｉ、Ｃｒ、Ｓｃ、Ｙ、ＲＥＭ、Ｈｆの１種又は２種以上を合計で０．０００１～２質量％を含有してもよい。
なお、本実施形態のめっき層の平均組成は、溶融めっき浴の組成とほぼ同じである。
なお、本実施形態のめっき層の平均組成は、溶融めっき浴の組成とほぼ同じである。
溶融めっき浴の温度は、組成によって異なるが、例えば、４００～５００℃の範囲が好ましい。溶融めっき浴の温度がこの範囲であれば、所望の溶融めっき層を形成できるためである。
また、溶融めっき層の付着量は、溶融めっき浴から引き上げられた鋼板に対してガスワイピング等の手段で調整すればよい。溶融めっき層の付着量は、鋼板片面の付着量が３０～６００ｇ／ｍ２の範囲になるように調整することが好ましい。
本実施形態では、溶融めっき浴から引き上げた直後の鋼板に対する冷却速度の条件は、特に限定する必要はないが、例えば、５～３０℃／sとするとよい。またその温度範囲は、引き上げ時点の板温から、凝固完了点３４０℃をやや下回るまでの範囲としてもよい。
以上により、鋼板の表面に、η－Ｚｎ相と、〔Ｚｎ／ＭｇＺｎ２の二元共晶組織〕と、〔Ａｌ／Ｚｎ／ＭｇＺｎ２の三元共晶組織〕とが含まれるめっき層を形成する。
（熱処理工程）
次に、鋼板にめっき層を形成しためっき鋼板に対して、熱処理工程を行う。熱処理により、〔Ｚｎ／ＭｇＺｎ２の二元共晶組織〕及び〔Ａｌ／Ｚｎ／ＭｇＺｎ２の三元共晶組織〕に、Ｍｇ２Ｚｎ１１が形成される。Ｍｇ２Ｚｎ１１が形成されることで、二元共晶組織が三元ラメラ組織となり、三元共晶組織が四元ラメラ組織となる。熱処理工程は、均熱温度をＴ（℃）、均熱時間をｔ（分）としたとき、均熱温度Ｔ（℃）を、下記式（Ａ）により求まるＴｍａｘ（℃）以上、３１０℃以下の範囲として、熱処理を行う。
次に、鋼板にめっき層を形成しためっき鋼板に対して、熱処理工程を行う。熱処理により、〔Ｚｎ／ＭｇＺｎ２の二元共晶組織〕及び〔Ａｌ／Ｚｎ／ＭｇＺｎ２の三元共晶組織〕に、Ｍｇ２Ｚｎ１１が形成される。Ｍｇ２Ｚｎ１１が形成されることで、二元共晶組織が三元ラメラ組織となり、三元共晶組織が四元ラメラ組織となる。熱処理工程は、均熱温度をＴ（℃）、均熱時間をｔ（分）としたとき、均熱温度Ｔ（℃）を、下記式（Ａ）により求まるＴｍａｘ（℃）以上、３１０℃以下の範囲として、熱処理を行う。
Ｔｍａｘ＝（１３００／ｌｎ（ｔ））－２７３ …（Ａ）
上記式（Ａ）において、ｔは、均熱時間（分）である。ｔは０分超、４５分以下とする。
上記式（Ａ）において、ｔは、均熱時間（分）である。ｔは０分超、４５分以下とする。
均熱温度がＴｍａｘ未満では、めっき層中に、Ｍｇ２Ｚｎ１１を形成できないため好ましくない。また、均熱温度が３１０℃を超えると、めっき層の三元共晶点に近づき、めっき層が溶融しその結晶組織が変質してしまう恐れがあるので好ましくない。
ただし、Ｔｍａｘの値が９０℃未満になる場合は、均熱温度は９０℃以上、３１０℃以下とする。金属組織中で原子の拡散が起きるにはおおむね絶対温度で融点の１／２以上の温度が必要との経験則があり、Ｚｎの融点は４１９℃（６９２Ｋ）であり、その１／２は７３℃（３４６Ｋ）である。そこで、原子の拡散が確実に起きる温度の下限として９０℃とする。
ただし、Ｔｍａｘの値が９０℃未満になる場合は、均熱温度は９０℃以上、３１０℃以下とする。金属組織中で原子の拡散が起きるにはおおむね絶対温度で融点の１／２以上の温度が必要との経験則があり、Ｚｎの融点は４１９℃（６９２Ｋ）であり、その１／２は７３℃（３４６Ｋ）である。そこで、原子の拡散が確実に起きる温度の下限として９０℃とする。
Ｔｍａｘは、好ましくは、下記（Ａ１）式にて定義されるものでもよく、下記（Ａ２）式にて定義されるものでもよく、下記（Ａ３）式にて定義されるものでもよい。
Ｔｍａｘ＝（１４００／ｌｎ（ｔ））－２７３ …（Ａ１）
Ｔｍａｘ＝（１５００／ｌｎ（ｔ））－２７３ …（Ａ２）
Ｔｍａｘ＝（１６００／ｌｎ（ｔ））－２７３ …（Ａ３）
上記式（Ａ１）～（Ａ３）において、ｔは、均熱時間（分）である。ｔは０分超、４５分以下とする。
Ｔｍａｘ＝（１５００／ｌｎ（ｔ））－２７３ …（Ａ２）
Ｔｍａｘ＝（１６００／ｌｎ（ｔ））－２７３ …（Ａ３）
上記式（Ａ１）～（Ａ３）において、ｔは、均熱時間（分）である。ｔは０分超、４５分以下とする。
熱処理は、めっき層の酸化を抑制するために、不活性ガス雰囲気中または真空雰囲気中で行うとよい。不活性ガス雰囲気としては、アルゴン、窒素を例示できる。なお、上述したようにめっき塗装後に熱処理する場合は、大気中でもめっき層を酸化させないので、大気中でもよい。
以上のような、めっき工程及び熱処理工程を経ることで、本実施形態の溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板が製造される。
（成形工程）
次に、成形工程について説明する。めっき工程と熱処理工程との間に、成形工程を行ってもよい。成形工程によって、めっき工程後のめっき鋼板を所望の部品形状に成形する。成形工程で利用する成形法は、通常のプレス成形でもよいし、めっき鋼板を加熱してからプレス成形する所謂ホットプレス成形でもよい。ホットプレス後のめっき層組織が溶融めっき凝固後と同様であれば、本発明の効果を得ることができる。
次に、成形工程について説明する。めっき工程と熱処理工程との間に、成形工程を行ってもよい。成形工程によって、めっき工程後のめっき鋼板を所望の部品形状に成形する。成形工程で利用する成形法は、通常のプレス成形でもよいし、めっき鋼板を加熱してからプレス成形する所謂ホットプレス成形でもよい。ホットプレス後のめっき層組織が溶融めっき凝固後と同様であれば、本発明の効果を得ることができる。
以上のような、めっき工程、成形工程及び熱処理工程を行うことで、本実施形態の自動車用部品が製造される。なお、成形工程後の熱処理工程は、めっき層の表面に対する塗装及び焼き付け工程の前であってもよく、後であってもよい。
本実施形態の溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板及び自動車用部品によれば、めっき層中に、Ｍｇ２Ｚｎ１１を有する〔Ｚｎ／Ｍｇ２Ｚｎ１１／ＭｇＺｎ２の三元ラメラ組織〕及び〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｍｇ２Ｚｎ１１／ＭｇＺｎ２の四元ラメラ組織〕が含まれるので、初期の耐食性を向上させることができる。
また、本実施形態の溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板の製造方法及び自動車用部品の製造方法によれば、めっき層中に、Ｍｇ２Ｚｎ１１を有する〔Ｚｎ／Ｍｇ２Ｚｎ１１／ＭｇＺｎ２の三元ラメラ組織〕及び〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｍｇ２Ｚｎ１１／ＭｇＺｎ２の四元ラメラ組織〕を含有させることができるので、溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板及び自動車用部品の初期の耐食性を向上させることができる。
また、本実施形態の溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板の製造方法及び自動車用部品の製造方法によれば、めっき層中に、Ｍｇ２Ｚｎ１１を有する〔Ｚｎ／Ｍｇ２Ｚｎ１１／ＭｇＺｎ２の三元ラメラ組織〕及び〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｍｇ２Ｚｎ１１／ＭｇＺｎ２の四元ラメラ組織〕を含有させることができるので、溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板及び自動車用部品の初期の耐食性を向上させることができる。
板厚０．７ｍｍのＳＰＣＣ（ＪＩＳ Ｇ３１４１）をアルカリ脱脂後、株式会社レスカ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１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、片面当たりのめっき付着量を調整し、表１に示す条件で冷却した。
次いで、アルゴン雰囲気とした加熱炉中にて、表１に示す均熱温度および均熱時間で熱処理した。これにより、Ｎｏ．１～３４のめっき鋼板を製造した。
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。
めっき層における、η－Ｚｎ相、〔Ｚｎ／Ｍｇ２Ｚｎ１１／ＭｇＺｎ２の三元ラメラ組織〕、〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｍｇ２Ｚｎ１１／ＭｇＺｎ２の四元ラメラ組織〕の面積率は、めっき層の断面を、走査型電子顕微鏡で１０００倍に拡大した状態で、反射電子像を５箇所撮影した。写真は、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、η－Ｚｎ相、〔Ｚｎ／Ｍｇ２Ｚｎ１１／ＭｇＺｎ２の三元ラメラ組織〕及び〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｍｇ２Ｚｎ１１／ＭｇＺｎ２の四元ラメラ組織〕を特定した。そして、全部の断面写真に現れているこれらの相および組織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めっき層の断面積で除することで、これらの相および組織の面積率を測定した。
なお、表２中、〔Ｚｎ／Ｍｇ２Ｚｎ１１／ＭｇＺｎ２の三元ラメラ組織〕は「三元ラメラ組織」と記載し、〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｍｇ２Ｚｎ１１／ＭｇＺｎ２の四元ラメラ組織〕は「四元ラメラ組織」と記載した。
また、めっき層に対してＸ線回折測定を行い、Ｍｇ２Ｚｎ１１の有無を確認した。株式会社リガク製の試料水平型強力Ｘ線回折装置ＲＩＮＴ－ＴＴＲ ＩＩＩを用い、Ｘ線源はＣｕＫα線とした。Ｘ線の出力条件は電圧５０ｋＶ、電流２００ｍＡとした。Ｘ線源以外の測定条件としては、ゴニオメーターＴＴＲ（水平ゴニオメータ）を使用し、Ｋβフィルターは使用せず、長手制限スリットを５ｍｍとし、受光スリットを０．１５ｍｍとし、受光スリット２開放とし、スキャンスピードを０．６０ｄｅｇ．／ｍｉｎとし、ステップ幅を０．０１ｄｅｇとし、スキャン軸２θを５～９０°とした。
めっき層におけるＭｇ２Ｚｎ１１の存在の有無は、Ｘ線回折パターンにおいて、ＪＣＰＤＳカードＮｏ．０１－０７１－９６２４に示されるＣｕＫα線による回折角度２θとして、１４．６４°（（１１０）面）、２３．２４°（（２１０）面）、３７．９０°（（３２０）面）、３９．３９°（（１２３）面）、４３．６０°（（３２２）面）、６７．４５°の回折ピークのうち、いずれか２以上の回折ピークが検出された場合に、めっき層中にＭｇ２Ｚｎ１１が含まれるとした。
（初期耐食性）
得られためっき鋼板を、１５０ｍｍ×７０ｍｍに切断し、脱脂し、化成前処理の液体表調を行い、化成処理して燐酸亜鉛結晶を緻密に形成させた。その後、カチオン電着塗装を行って膜厚２０μｍの塗膜を形成した。端面と裏面をテープシールし、表側の中央部にカッターナイフで素地鋼板に達するクロスカット疵をつけ、腐食試験した。試験はＪＡＳＯ Ｍ６０９に沿って、５％塩水を３５℃で２時間噴霧する塩水噴霧工程、温度６０℃・相対湿度２０～３０％で４時間保持する乾燥工程、温度５０℃・相対湿度９５%で２時間保持する湿潤工程を１サイクルとする腐食サイクル試験を行った。まず３０サイクル目で取り出し、クロスカットを起点とする腐食による塗膜膨れを観察し、腐食膨れ幅の上位４か所の平均値を算出し、再度腐食サイクル試験にかけた。累計サイクル数６０回目と９０回目でも取り出し同様に評価した。初期耐食性の評価は、３０サイクルでの腐食膨れ幅で評価した。評価基準は下記の通りとし、◎、○を合格とした。
得られためっき鋼板を、１５０ｍｍ×７０ｍｍに切断し、脱脂し、化成前処理の液体表調を行い、化成処理して燐酸亜鉛結晶を緻密に形成させた。その後、カチオン電着塗装を行って膜厚２０μｍの塗膜を形成した。端面と裏面をテープシールし、表側の中央部にカッターナイフで素地鋼板に達するクロスカット疵をつけ、腐食試験した。試験はＪＡＳＯ Ｍ６０９に沿って、５％塩水を３５℃で２時間噴霧する塩水噴霧工程、温度６０℃・相対湿度２０～３０％で４時間保持する乾燥工程、温度５０℃・相対湿度９５%で２時間保持する湿潤工程を１サイクルとする腐食サイクル試験を行った。まず３０サイクル目で取り出し、クロスカットを起点とする腐食による塗膜膨れを観察し、腐食膨れ幅の上位４か所の平均値を算出し、再度腐食サイクル試験にかけた。累計サイクル数６０回目と９０回目でも取り出し同様に評価した。初期耐食性の評価は、３０サイクルでの腐食膨れ幅で評価した。評価基準は下記の通りとし、◎、○を合格とした。
なお、この評価は、発明例と比較例の相対評価であり、現状の自動車用鋼板の合否基準とは一致しない。例えば比較例Ｎｏ．２４のＧＩめっきも適用部品や 塗装よっては自動車用材料に適用可能である。
◎：３０サイクル腐食幅が０．１ｍｍ以下。
○：３０サイクル腐食幅が０．１ｍｍ超０．２ｍｍ以下。
△：３０サイクル腐食幅が０．２ｍｍ超０．３ｍｍ以下。
×：３０サイクル腐食幅が０．３ｍｍ超。
○：３０サイクル腐食幅が０．１ｍｍ超０．２ｍｍ以下。
△：３０サイクル腐食幅が０．２ｍｍ超０．３ｍｍ以下。
×：３０サイクル腐食幅が０．３ｍｍ超。
Ｎｏ．１～Ｎｏ．２５は、めっき層の平均化学組成が本発明範囲内であり、製造方法も適切であったため、めっき層の組織中に、η－Ｚｎ相、〔Ｚｎ／Ｍｇ２Ｚｎ１１／ＭｇＺｎ２の三元ラメラ組織〕および〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｍｇ２Ｚｎ１１／ＭｇＺｎ２の四元ラメラ組織〕が含まれた。また、Ｘ線回折パターンにおいて、Ｍｇ２Ｚｎ１１が検出された。これにより、初期の耐食性が良好であった。
なお、Ｎｏ．１～Ｎｏ．２５は、腐食試験を６０サイクル、９０サイクルまで進めたところ、熱処理を行わなかった比較例（Ｎｏ．２７、Ｎｏ．３０）との差が縮小した。これは、腐食の進行に伴い、熱処理による改善効果が縮小したためと考えられる。
Ｎｏ．２６は、めっき層が亜鉛めっき層であり、平均化学組成が本発明範囲外であったため、従来の亜鉛めっき鋼板と同等の初期耐食性を示したが、本発明例に対しては初期耐食性が劣位であった。
Ｎｏ．２７およびＮｏ．３０は、熱処理工程を行わなかったため、〔Ｚｎ／Ｍｇ２Ｚｎ１１／ＭｇＺｎ２の三元ラメラ組織〕および〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｍｇ２Ｚｎ１１／ＭｇＺｎ２の四元ラメラ組織〕が形成されず、また、Ｘ線回折パターンにおいて、Ｍｇ２Ｚｎ１１が検出されなかった。これにより、初期の耐食性が劣位になった。
Ｎｏ．２８およびＮｏ．３１は、熱処理工程における均熱温度がＴｍａｘよりも低かったため、〔Ｚｎ／Ｍｇ２Ｚｎ１１／ＭｇＺｎ２の三元ラメラ組織〕および〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｍｇ２Ｚｎ１１／ＭｇＺｎ２の四元ラメラ組織〕が形成されず、また、Ｘ線回折パターンにおいて、Ｍｇ２Ｚｎ１１が検出されなかった。これにより、初期の耐食性が劣位になった。
Ｎｏ．２９およびＮｏ．３２は、熱処理工程における均熱温度が３１０℃を超えたため、〔Ｚｎ／Ｍｇ２Ｚｎ１１／ＭｇＺｎ２の三元ラメラ組織〕および〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｍｇ２Ｚｎ１１／ＭｇＺｎ２の四元ラメラ組織〕が形成されず、また、Ｘ線回折パターンにおいて、Ｍｇ２Ｚｎ１１が検出されなかった。これにより、初期の耐食性が劣位になった。
Ｎｏ．３３およびＮｏ．３４は、めっき層が５５％Ａｌ－Ｚｎ系めっき層であり、平均化学組成が本発明範囲外であり、熱処理も行わなかったため、従来の５５％Ａｌ－Ｚｎ系めっき鋼板と同等の初期耐食性を示したが、本発明例に対しては初期耐食性が劣位であった。
また、図２に、比較例Ｎｏ．２７（Ｚｎ－１．５％Ａｌ－１．５％Ｍｇめっき、熱処理なし）と、実施例Ｎｏ．５（Ｚｎ－１．５％Ａｌ－１．５％Ｍｇめっき、熱処理２０５℃×３０分）のめっき断面のＥＰＭＡによる元素マッピング測定結果を示す。
Ｘ線回折結果より、Ｎｏ．２７の構成相は、Ｚｎ，ＭｇＺｎ２，Ａｌと判明している。元素マッピングと反射電子像を比較したところ、反射電子像の白色部はＺｎ、灰色部はＭｇＺｎ２、黒色部はＡｌと考えられる。
一方、Ｎｏ．５の構成相は、Ｘ線回折結果より、Ｚｎ，ＭｇＺｎ２，ＡｌおよびＭｇ２Ｚｎ１１と判明している。Ｎｏ．５とＮｏ．２７の元素マッピングを見比べると、熱処理前のＮｏ．２７では、ＺｎとＭｇ２Ｚｎの境界に急峻な組成差が観察されたが、熱処理後のＮｏ．５におけるＺｎとＭｇ２Ｚｎの境界の組成差は、Ｎｏ．２７に比べて緩慢だった。Ｍｇ２Ｚｎ１１は、ＺｎとＭｇＺｎ２の中間の組成であり、２ＭｇＺｎ２＋７Ｚｎ→Ｍｇ２Ｚｎ１１の反応でＺｎとＭｇＺｎ２の界面にＭｇ２Ｚｎ１１が生成したと考えられる。
Claims (8)
- 鋼板と、前記鋼板の表面に形成されためっき層とが備えられ、
前記めっき層は、平均組成で、Ａｌ：１．０質量％以上３．０質量％未満、Ｍｇ：１．０質量％以上２．０質量％以下、を含有し、残部がＺｎ及び不純物からなり、
前記めっき層には、η－Ｚｎ相と、〔Ｚｎ／Ｍｇ２Ｚｎ１１／ＭｇＺｎ２の三元ラメラ組織〕と、〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｍｇ２Ｚｎ１１／ＭｇＺｎ２の四元ラメラ組織〕とが含まれ、
Ｃｕ－Ｋα線を使用し、Ｘ線出力が５０ｋＶ及び２００ｍＡである条件で測定した前記めっき層表面のＸ線回折パターンにおいて、Ｍｇ２Ｚｎ１１が検出される、溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板。 - 前記めっき層に更に、平均組成で、０．０００１～０．１質量％のＳｉを含有することを特徴とする請求項１に記載の溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板。
- 前記めっき層に更に、平均組成で、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｓｒ、Ｆｅ、Ｓｂ、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｃａ、Ｃｏ、Ｍｎ、Ｐ、Ｂ、Ｂｉ、Ｃｒ、Ｓｃ、Ｙ、ＲＥＭ、Ｈｆの１種又は２種以上を合計で０．０００１～２質量％を含有することを特徴とする請求項１または請求項２に記載の溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板。
- 鋼材と、前記鋼材の表面に形成されためっき層とが備えられ、
前記めっき層は、平均組成で、Ａｌ：１．０質量％以上３．０質量％未満、Ｍｇ：１．０質量％以上２．０質量％以下、を含有し、残部がＺｎ及び不純物からなり、
前記めっき層には、η－Ｚｎ相と、〔Ｚｎ／Ｍｇ２Ｚｎ１１／ＭｇＺｎ２の三元ラメラ組織〕と、〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｍｇ２Ｚｎ１１／ＭｇＺｎ２の四元ラメラ組織〕とが含まれ、
Ｃｕ－Ｋα線を使用し、Ｘ線出力が５０ｋＶ及び２００ｍＡである条件で測定した、前記めっき層表面のＸ線回折パターンにおいて、Ｍｇ２Ｚｎ１１が検出される、自動車用部品。 - 前記めっき層に更に、平均組成で、０．０００１～０．１質量％のＳｉを含有することを特徴とする請求項４に記載の自動車用部品。
- 前記めっき層に更に、平均組成で、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｓｒ、Ｆｅ、Ｓｂ、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｃａ、Ｃｏ、Ｍｎ、Ｐ、Ｂ、Ｂｉ、Ｃｒ、Ｓｃ、Ｙ、ＲＥＭ、Ｈｆの１種又は２種以上を合計で０．０００１～２質量％を含有することを特徴とする請求項４または請求項５に記載の自動車用部品。
- 溶融めっき法により、鋼板の表面に、請求項１乃至請求項３の何れか一項に記載の平均組成を有するとともに、η－Ｚｎ相と、〔Ｚｎ／ＭｇＺｎ２の二元共晶組織〕と、〔Ａｌ／Ｚｎ／ＭｇＺｎ２の三元共晶組織〕とが含まれるめっき層を形成するめっき工程と、
前記めっき層工程後に、熱処理を行う熱処理工程と、を備え、
前記熱処理工程は、均熱温度をＴ（℃）、均熱時間をｔ（分）としたとき、均熱温度Ｔ（℃）を、下記式（Ａ）により求まるＴｍａｘ（℃）以上、３１０℃以下の範囲とし、Ｔｍａｘ（℃）が９０℃未満の場合は均熱温度Ｔ（℃）を９０℃以上とする、請求項１乃至請求項３の何れか一項に記載の溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板の製造方法。
Ｔｍａｘ＝（１３００／ｌｎｔ）－２７３ …（Ａ）
上記式（Ａ）において、ｔは、均熱時間（分）である。ｔは０分超、４５分以下とする。 - 溶融めっき法により、鋼板の表面に、請求項４乃至請求項６の何れか一項に記載の平均組成を有するとともに、η－Ｚｎ相と、〔Ｚｎ／ＭｇＺｎ２の二元共晶組織〕と、〔Ａｌ／Ｚｎ／ＭｇＺｎ２の三元共晶組織〕とが含まれるめっき層を形成するめっき工程と、
前記めっき工程後に、前記めっき層が形成された前記鋼板を成形加工する成形工程と、
前記成形工程後に、熱処理を行う熱処理工程と、を備え、
前記熱処理工程は、均熱温度をＴ（℃）、均熱時間をｔ（分）としたとき、均熱温度Ｔ（℃）を、下記式（Ｂ）により求まるＴｍａｘ（℃）以上、３１０℃以下の範囲とし、Ｔｍａｘ（℃）が９０℃未満の場合は均熱温度Ｔ（℃）を９０℃以上とする、請求項４乃至請求項６の何れか一項に記載の自動車用部品の製造方法。
Ｔｍａｘ＝（１３００／ｌｎｔ）－２７３ …（Ｂ）
上記式（Ｂ）において、ｔは、均熱時間（分）である。ただし、ｔは０分超、４５分以下とする。
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