JP6365807B1 - めっき鋼材 - Google Patents

Abstract

ＬＭＥおよびブローホール形成を抑制し、かつ溶接熱影響部の耐食性が向上しためっき鋼材を提供する。鋼材と、前記鋼材の表面に配され、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層を含むめっき層と、を有する溶融めっき鋼材であって、前記Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層の断面において、ＭｇＺｎ２相の面積分率が４５〜７５％、ＭｇＺｎ２相およびＡｌ相の合計の面積分率が７０％以上、かつＺｎ−Ａｌ−ＭｇＺｎ２三元共晶組織の面積分率が０〜５％であり、前記めっき層が、所定の化学組成を有するめっき鋼材である。

Description

本開示は、めっき鋼材に関する。

亜鉛めっき鋼材は、建築、自動車などの分野において構造部材の耐食性向上の観点から幅広く用いられている。従来、土木構造物の耐食性向上については、非めっき鋼材を溶接し、その後、亜鉛浴に浸漬し、鋼材および溶接部表面にめっきを付着させ、構造物全体の耐食性を確保する方法が用いられていた。
しかし、この方法では、溶接した後にめっき処理されるため、生産性が劣るとともに、めっき浴等の設備が必要となり、製造コストを増加させる原因になっていた。
これを回避するため、予めめっきが施された亜鉛めっき鋼材（例えば亜鉛めっき鋼板）を溶接することにより構造物を製造する方法が、適用されるようになってきた。
また、最近、構造部材の耐食性をより向上させるために、従来の一般的な亜鉛めっき鋼材に比べて、さらに耐食性を高めた亜鉛系合金めっき（Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金めっき、Ａｌ−Ｚｎ−Ｓｉ系合金めっきなど）を表面に施した亜鉛系合金めっき鋼材（例えば亜鉛系合金めっき鋼板）を溶接して溶接構造物を製造するようになってきた（例えば、特許文献１〜７参照。）。

亜鉛めっき鋼材または亜鉛系合金めっき鋼材を溶接して溶接構造物を製造する場合、特有な問題として、溶接金属及び母材の熱影響部で溶融めっきに起因する液体金属脆化割れ（以下、「ＬＭＥ」とも称する。）、Ｚｎ蒸発に起因するブローホールの形成による接合強度の低下、およびＺｎ蒸発に起因する溶接部周囲および溶接部裏面（以下、溶接部周囲および溶接部裏面を「溶接熱影響部」とも称する）の耐食性の劣化がある。

例えば、ＬＭＥは、溶接部の近傍に存在する母材熱影響部の表面に溶融状態で残存した亜鉛めっき成分が溶接部分の結晶粒界に浸入することが主な原因であると考えられている。なお、めっき層中にＡｌ、Ｍｇ等の金属が含まれるめっき層では、ＬＭＥがより顕著になることが知られている。

これらの課題に対し、例えば、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系合金めっきが施されためっき鋼材を溶接する際に、溶接予定部位に固形化したフラックスを塗布又は載置した後、当該溶接予定部位に溶接を施す方法（特許文献８）が提案されている。
また、フラックス入りワイヤを使用して、ＡｌおよびＭｇの元素をスラグ化して溶接時に無害化する方法（特許文献９）が提案されている。
また、ステンレス系溶接ワイヤを使用する方法（特許文献１０）が提案されている。
また、製品として溶接性に適しためっき鋼板（非特許文献１〜２）も提案されている。

特許文献１：日本国特開２０００−０６４０６１号公報
特許文献２：国際公開第２０１３／００２３５８号
特許文献３：日本国特開２００６−１９３７９１号公報
特許文献４：日本国特開２００２−３３２５５５号公報
特許文献５：国際公開第２０１０／０８２６７８号
特許文献６：日本国特開２０１５−２１４７４７号公報
特許文献７：国際公開第２０１４／０５９４７４号
特許文献８：日本国特開２００７−３１３５３５号公報
特許文献９：日本国特開２００５−２３０９１２号公報
特許文献１０：日本国特開２００６−３５２９３号公報

非特許文献１：日新製鋼技報 Ｎｏ．９２（２０１１）ｐ．３９−４７
非特許文献２：新日鐵住金技報 第３９８号（２０１４）ｐ．７９−８２

しかし、これらの手段を講じても、ＬＭＥ、Ｚｎ蒸発に起因するブローホール形成、およびＺｎ蒸発に起因する溶接熱影響部の耐食性劣化を共に抑えるこことは難しい。

そこで、本開示の一態様が解決しようとする課題は、ＬＭＥおよびブローホール形成を抑制し、かつ溶接熱影響部の耐食性が向上しためっき鋼材を提供することである。

課題を解決する手段は、下記態様が含まれる。

＜１＞
鋼材と、前記鋼材の表面に配され、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層を含むめっき層と、を有するめっき鋼材であって、
前記Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層の断面において、ＭｇＺｎ_２相の面積分率が４５〜７５％、ＭｇＺｎ_２相およびＡｌ相の合計の面積分率が７０％以上、かつＺｎ−Ａｌ−ＭｇＺｎ_２三元共晶組織の面積分率が０〜５％であり、
前記めっき層が、質量％で、
Ｚｎ：４４．９０％超〜７９．９０％未満、
Ａｌ：１５％超〜３５％未満、
Ｍｇ：５％超〜２０％未満、
Ｃａ：０．１％〜３．０％未満、
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％、及び
不純物からなり、
元素群ＡをＹ、Ｌａ及びＣｅ、元素群ＢをＣｒ、Ｔｉ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｃｕ及びＭｎ、元素群ＣをＳｒ、Ｓｂ及びＰｂ、並びに元素群ＤをＳｎ、Ｂｉ及びＩｎとした場合、
前記元素群Ａから選ばれる元素の合計の含有量が０％〜０．５％であり、
Ｃａと前記元素群Ａから選ばれる元素との合計の含有量が０．１％〜３．０％未満であり、
前記元素群Ｂから選ばれる元素の合計の含有量が０％〜０．２５％であり、
前記元素群Ｃから選ばれる元素の合計の含有量が０％〜０．５％であり、
前記元素群Ｄから選ばれる元素の合計の含有量が０％〜２０．００％である化学組成を有するめっき鋼材。
＜２＞
前記Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層が、Ｍｇ_２Ｓｉ相、Ｃａ_２Ｓｉ相、ＣａＳｉ相、Ｃａ−Ｚｎ−Ａｌ金属間化合物相、及びＣａ−Ｚｎ−Ａｌ−Ｓｉ金属間化合物相よりなる群から選ばれる少なくとも１種の金属間化合物相を含有する＜１＞に記載のめっき鋼材。
＜３＞
前記Ａｌの含有量が２２％超〜３５％未満であり、前記Ｍｇの含有量が１０％超〜２０％未満であり、前記Ｃａの含有量が０．３％〜３．０％未満であり、前記Ｓｉの含有量が０．１％〜１．０％である＜１＞又は＜２＞に記載のめっき鋼材。
＜４＞
前記Ａｌの含有量が１５％超〜２２％である＜１＞又は＜２＞に記載のめっき鋼材。
＜５＞
前記めっき層が前記Ｂを含有する場合、前記Ｂの含有量は質量％で０．０５％〜０．５％であり、
前記めっき層が前記元素群Ａから選ばれる元素を含有する場合、前記元素群Ａから選ばれる元素の合計の含有量は質量％で０．０５％〜０．５％であり、
前記めっき層が前記元素群Ｂから選ばれる元素を含有する場合、前記元素群Ｂから選ばれる元素の合計の含有量は質量％で０．０５％〜０．２５％であり、
前記めっき層が前記元素群Ｃから選ばれる元素を含有する場合、前記元素群Ｃから選ばれる元素の合計の含有量は質量％で０．０５％〜０．５％である＜１＞〜＜３＞のいずれか１項に記載のめっき鋼材。
＜６＞
前記Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層が、Ａｌ_２ＣａＢ_５相、および、前記Ａｌ_２ＣａＢ_５相の一部の原子位置がＺｎ及びＭｇで置換された化合物相よりなる群から選択されるＣａ−Ａｌ−Ｂ金属間化合物相であって、Ｂが原子％で４０％以上のＣａ−Ａｌ−Ｂ金属間化合物相を含有する＜１＞〜＜５＞のいずれか１項に記載のめっき鋼材。
＜７＞
前記めっき層が前記元素群Ｄから選ばれる元素を含有する場合、前記元素群Ｄから選ばれる元素の合計の含有量は質量％で０．０５％〜２０％であり、
前記Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層が、Ｍｇ_２Ｓｎ相、Ｍｇ_３Ｂｉ_２相及びＭｇ_３Ｉｎ相からなる群より選択される少なくとも１種の金属間化合物相を含有する＜１＞〜＜６＞のいずれか１項に記載のめっき鋼材。
＜８＞
前記めっき層が、前記鋼材と前記Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層との間にＡｌ−Ｆｅ合金層を有する＜１＞〜＜７＞のいずれか１項に記載のめっき鋼材。

本開示によれば、ＬＭＥおよびブローホール形成を抑制し、かつ溶接熱影響部の耐食性が向上しためっき鋼材を提供することができる。

従来のＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき層（Ｚｎ−１１％Ａｌ−３％Ｍｇ−０．２％Ｓｉ）を示すＳＥＭ反射電子像である。 本開示のめっき層の一例（実施例ＡにおけるＮｏ．１８Ａのめっき層）を示すＳＥＭ反射電子像である。 Ｚｎ−Ａｌ状態図（ｍａｓｓ％表示）を示す。 本開示のめっき層の他の一例（実施例ＡにおけるＮｏ．８Ａのめっき層）を示すＳＥＭ反射電子像である。 Ａｌ相（α相およびβ相）の特定方法を説明するためのめっき層の断面のＳＥＭ反射電子像である。 図６のＳＥＭ反射電子像の拡大像である。 Ｚｎ−Ａｌ−ＭｇＺｎ_２三元共晶組織の判定及び面積分率を測定する方法を説明するためのめっき層の断面のＳＥＭ反射電子像である。

以下、本開示の一例について説明する。
なお、本開示において、化学組成の各元素の含有量の「％」表示は、「質量％」を意味する。
また、「〜」を用いて表される数値範囲は、「〜」の前後に記載される数値を下限値及び上限値として含む範囲を意味する。
また、「〜」の前後に記載される数値に「超」または「未満」が付されている場合の数値範囲は、これら数値を下限値または上限値として含まない範囲を意味する。
また、成分組成の元素の含有量は、元素量（例えば、Ｚｎ量、Ｍｇ量等）又は元素濃度（例えば、Ｚｎ濃度、Ｍｇ濃度等）と表記することがある。
また、「工程」との用語は、独立した工程だけではなく、他の工程と明確に区別できない場合であってもその工程の所期の目的が達成されれば、本用語に含まれる。
また、「平面部」とは、鋼材の溶接熱影響部以外の鋼板の表面を示し、「溶接部周囲」とは、溶接部（溶接金属部分）以外で、溶接時の鋼材の熱影響部を示し、「溶接部裏面」とは、鋼材の表面側に形成される溶接部に対向した鋼材の裏面を示す。

本開示のめっき鋼材は、鋼材と、鋼材の表面に配され、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層を含むめっき層と、を有する溶融めっき鋼板であって、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層の断面において、ＭｇＺｎ_２相の面積分率が４５〜７５％、ＭｇＺｎ_２相およびＡｌ相の合計の面積分率が７０％以上、かつＺｎ−Ａｌ−ＭｇＺｎ_２三元共晶組織の面積分率が０〜５％であり、めっき層が、所定の化学組成を有する。

本開示のめっき鋼材は、上記構成により、ＬＭＥおよびブローホール形成を抑制し、かつ溶接熱影響部（溶接部周囲および溶接部裏面）の耐食性を向上した溶融めっき鋼材となる。本開示のめっき鋼材は、次の知見により見出された。

まず、従来、めっき鋼材の溶接性および耐食性を向上させるために検討されてきたのは、主に溶接手段であり、また溶接金属そのものを改良することであった。

これに対し、本発明者らは、溶接手段、溶接金属は汎用品又は汎用のステンレスワイヤを利用した上で、めっき鋼材のめっき層そのものの成分を規定することで溶接性に適しためっき構造の開発に取り組んだ。従来、溶接性に適した新規めっき層の構造については、ほとんど知見がなく、溶接性は製品に使用されるめっき鋼材しか調べられていないのが実情である。

そして、本発明者らは、次のことを知見した。溶融亜鉛系合金めっき鋼材において、めっき層中のＡｌ、Ｍｇ成分組成を厳選し、さらに組織制御することで、めっき層中に、ＭｇＺｎ_２相およびＡｌ相を増加させる一方で、Ｚｎ−Ａｌ−ＭｇＺｎ_２三元共晶組織およびＺｎ相を極力抑制することができる。そして、それにより、めっき層中にＡｌ、Ｍｇ等の金属が含まれるめっき層でも、ＬＭＥが抑制できる。それに加え、Ｚｎの蒸発量が抑えられ、ブローホール形成を抑制しつつ、溶接熱影響部の耐食性が向上する。

以上から、本開示のめっき鋼材は、ＬＭＥおよびブローホール形成を抑制し、かつ溶接熱影響部の耐食性を向上した溶融めっき鋼材となることが見出された。

以下、本開示のめっき鋼材の詳細について説明する。

めっきの対象となる鋼材について説明する。
鋼材の形状には、特に制限はない、鋼材は、鋼板の他、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）、家電部材（エアコンの室外機の筐体等）、自動車部品（足回り部材等）など、成形加工された鋼材が挙げられる。成形加工は、例えば、プレス加工、ロールフォーミング、曲げ加工などの種々の塑性加工手法が利用できる。

鋼材の材質には、特に制限はない。鋼材は、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等の強化元素含有鋼等）などの各種の鋼材が適用可能である。
鋼材は、鋼材の製造方法、鋼板の製造方法（熱間圧延方法、酸洗方法、冷延方法等）等の条件についても、特に制限されるものではない。
鋼材は、プレめっきされたプレめっき鋼材でもよい。

次に、めっき層について説明する。
めっき層は、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層を含む。めっき層は、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層に加え、Ａｌ−Ｆｅ合金層を含んでもよい。Ａｌ−Ｆｅ合金層は、鋼材とＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層との間に存在する。

つまり、めっき層は、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層の単層構造であってもよく、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層とＡｌ−Ｆｅ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。
ただし、めっき層の表面にめっき層構成元素の酸化被膜が５０ｎｍ程度形成しているが、めっき層全体の厚みに対して厚みが薄くめっき層の主体を構成していないと見なす。

ここで、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層の厚さは、例えば、２μｍ以上９５μｍ以下（好ましくは５μｍ以上７５μｍ以下）とする。

一方、めっき層全体の厚みは、例えば、１００μｍ以下程度である。めっき層全体の厚み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。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。さらに鋼板（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。そのため、めっき層全体の厚みの下限は、２μｍ程度であると考えてよい。
一方、めっき金属の自重および均一性により、溶融めっき法で作製できる、めっき層の厚みはおよそ９５μｍである。
めっき浴からの引抜速度とワイピング条件によって、めっき層の厚みは自在にできるため、厚さ２〜９５μｍのめっき層の形成は特に製造が難しいものではない。

次にＡｌ−Ｆｅ合金層について説明する。

Ａｌ−Ｆｅ合金層は、鋼材表面（具体的には、鋼材とＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層との間）に形成されており、組織としてＡｌ_５Ｆｅ相が主相の層である。Ａｌ−Ｆｅ合金層は、地鉄（鋼材）、めっき浴の相互の原子拡散によって形成される。製法として溶融めっき法を用いた場合、Ａｌ元素を含有するめっき層では、Ａｌ−Ｆｅ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。Ａｌ_５Ｆｅ相が最も多く形成される。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合金層は、部分的には、ＡｌＦｅ相、Ａｌ_３Ｆｅ相、Ａｌ_５Ｆｅ_２相などが少量含まれる場合もある。また、めっき浴中にＺｎも一定濃度含まれることから、Ａｌ−Ｆｅ合金層には、Ｚｎも少量含有される。

耐食性においては、Ａｌ_５Ｆｅ相、Ａｌ_３Ｆｅ相、ＡｌＦｅ相、およびＡｌ_５Ｆｅ_２相のいずれの相であっても大差がない。ここでいう耐食性とは、溶接の影響を受けない部分での耐食性である。めっき層中に占める、Ａｌ−Ｆｅ合金層の厚みは小さく、またＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層と比較しても耐食性は低いため、全体における耐食性は、これらの相の比率が代わったとしても大差がない。

ここで、めっき層中にＳｉを含有する場合、Ｓｉは、特にＡｌ−Ｆｅ合金層中に取り込まれ易く、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ化合物相となることがある。同定される化合物としては、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合金層をＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ合金層とも称する。
なお、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ合金層もＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層に対し、厚みは小さいため、めっき層全体における耐食性において与える影響は小さい。

また、めっき鋼材の原材に各種プレめっき鋼材を使用した場合、プレめっきの付着量により、Ａｌ−Ｆｅ合金層の構造が変化することがある。具体的には、Ａｌ−Ｆｅ合金層周囲に、プレめっきに用いた純金属層が残存する場合、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層の構成成分とプレめっき成分が結合した金属間化合物相（例えば、Ａｌ_３Ｎｉ相等）が合金層を形成する場合、Ａｌ原子およびＦｅ原子の一部が置換したＡｌ−Ｆｅ合金層が形成する場合、または、Ａｌ原子、Ｆｅ原子およびＳｉ原子の一部が置換したＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ合金層を形成する場合等がある。いずれにせよ、これらの合金層もＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層に対し、厚みは小さいため、めっき層全体における耐食性において与える影響は小さい。

つまり、Ａｌ−Ｆｅ合金層とは、Ａｌ_５Ｆｅ相を主体とする合金層以外に、上記種々の態様の合金層を包含する層である。

Ａｌ−Ｆｅ合金層の厚さは、例えば、０μｍ以上５μｍ以下（通常、１００ｎｍ以上５μｍ以下）である。
つまり、Ａｌ−Ｆｅ合金層は、形成されていなくてもよい。ただし、通常、本開示で規定するめっき組成で溶融めっき法により、めっき層を形成すると、鋼材とＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層との間に、１００ｎｍ以上のＡｌ−Ｆｅ合金層が形成される。Ａｌ−Ｆｅ合金層の厚さの下限値は特に制限するものでなく、Ａｌを含有する溶融めっき層を形成する際には、必然的にＡｌ−Ｆｅ合金層が形成されることが判明している。そして、経験的に１００ｎｍ前後が最もＡｌ−Ｆｅ合金層の形成が抑制された場合の厚みであり、めっき層と地鉄（鋼材）との密着性を十分確保する厚みと判断されている。特別な手段を講じない限りはＡｌ濃度が高いため、溶融めっき法では、１００ｎｍよりも薄いＡｌ−Ｆｅ合金層を形成することは困難である。しかし、Ａｌ−Ｆｅ合金層の厚さが１００ｎｍ未満であってとしも、また、Ａｌ−Ｆｅ合金層が形成されていなくても、めっき性能に大きな影響は与えないと推測される。

一方で、Ａｌ−Ｆｅ合金層の厚みが５μｍ以上となると、Ａｌ−Ｆｅ合金層上に形成されるＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層のＡｌ成分が不足し、さらに、めっき層の密着性、加工性が極端に悪化する傾向にある。そのため、Ａｌ−Ｆｅ合金層の厚みは５μｍ以下に制限する。
なお、本開示のめっき鋼材を利用した構造物は、加工後の形態として一般的に溶接構造物が適しており、必ずしも、めっき層の加工性を確保する必要はない。したがって、本開示のめっき鋼材は、用途を限定すれば、既存のＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系合金めっき鋼材及び溶融Ｚｎめっき鋼材よりも溶接性に優れためっき鋼材となりうる。
ただし、めっき層の加工性が得られると、円形、曲形等、様々な形状にめっき鋼材を加工し、加工後のめっき鋼材を溶接材料として使用できる可能性があるため、めっき鋼板としては加工性が得られた方が好ましい。めっき層の加工性は、めっき性状の良いめっき鋼板をＶ曲げプレス試験で冷間加工し、Ｖ曲谷部のめっき層のパウダリング量を評価するとよい。

Ａｌ−Ｆｅ合金層はＡｌ_５Ｆｅ相が主構成となる場合が多いので、Ａｌ−Ｆｅ合金層の化学組成は、Ｆｅ：２５〜３５％、Ａｌ：６５〜７５％、Ｚｎ：５％以下、および残部：不純物を含む組成が例示できる。

通常、Ａｌ−Ｆｅ合金層よりもＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層の厚みの方が厚いことが常であることから、Ａｌ−Ｆｅ合金層のめっき鋼板としての平面部耐食性への寄与は、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層と比較すると小さい。しかし、Ａｌ−Ｆｅ合金層には、成分分析結果から推測されるように耐食性元素であるＡｌおよびＺｎを一定濃度以上含有する。そのため、Ａｌ−Ｆｅ合金層は、地鉄（鋼材）に対してある程度の犠牲防食能と腐食バリア効果を有している。

ここで、厚みの薄いＡｌ−Ｆｅ合金層の単独の耐食性寄与を定量的な測定で確認することは難しい。ただし、例えば、Ａｌ−Ｆｅ合金層に十分な厚みがある場合、Ａｌ−Ｆｅ合金層上のＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層をエンドミル加工等でめっき層の表面からの切削で精密に取り除き、腐食試験をかけることによって、Ａｌ−Ｆｅ合金層の単独の耐食性を評価することはできる。Ａｌ−Ｆｅ合金層は、Ａｌ成分及び少量のＺｎ成分を含んでいるため、Ａｌ−Ｆｅ合金層を有する場合、赤錆が点状に発生し、Ａｌ−Ｆｅ合金層を有さず、地鉄（鋼材）剥き出し時のように、全面赤錆とはならない。

また、腐食試験中、地鉄（鋼材）の赤錆発生直前までに至っためっき層の断面観察を実施すると、上層のＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層が溶出および錆化してもＡｌ−Ｆｅ合金層のみが残存し、地鉄（鋼材）を防食していることが確認できる。これは、電気化学的に、Ａｌ−Ｆｅ合金層がＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ層より貴になるが、地鉄（鋼材）より卑に位置するためである。これらのことから、Ａｌ−Ｆｅ合金層も一定の耐食性を有していると判断することができる。

腐食の観点からは、Ａｌ−Ｆｅ合金層は厚ければ厚いほど好ましく赤錆発生時間が遅れる作用がある。しかしながら、厚いＡｌ−Ｆｅ合金層は著しくめっき加工性を劣化させる原因となるから、厚みは一定厚み以下が好ましい。

本開示のめっき鋼板は、溶接構造物とする前（つまり溶接前）に様々に加工されることもある。そのため、加工性を確保する目的で、Ａｌ−Ｆｅ合金層の厚みを一定以下にしておくことがやはり好ましい。加工性の観点からは適切な厚みが判明しており、Ａｌ−Ｆｅ合金層は、５μｍ以下が好ましく、Ｖ曲げ試験等で発生するめっきＡｌ−Ｆｅ合金層を起点に発生するクラック、パウダリング量が減少する。さらに好ましくは、２μｍ以下である。

Ａｌ−Ｆｅ合金層は、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層と比較すると、Ａｌが主体構成物質で、厚みが薄く、融点が高いため、アーク溶接時に蒸発することなく維持される。したがって、ブローホールの形成量、ＬＭＥには関連しない。また、溶接前後で溶接熱影響部では、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層中からＡｌ成分を取り込み、Ａｌ−Ｆｅ合金層の厚みが成長する場合がある。特に、溶接による入熱が激しい部分（溶接部裏面等）は、Ａｌ−Ｆｅ合金層のみとなる場合がある。この場合、Ａｌ−Ｆｅ合金層は、Ａｌ−Ｆｅ金属間化合物相の結晶構造が維持されたまま、Ａｌの他、Ｚｎ、Ｓｉ等のめっき層構成元素を僅かに含有する場合がある。なお、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層が残存している場合には、Ａｌ−Ｆｅ合金層は層の厚みの成長とともに、球状化したＡｌ−Ｆｅ金属間化合物相がＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層中で確認される場合がある。

上記のとおり、Ａｌ−Ｆｅ合金層は一定の耐食性を有するため、溶接部周囲の耐食性を確保する上で、Ａｌ−Ｆｅ合金層を残存させることができるＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ層の選定は重要である。しかし、溶接の入熱によってＡｌ−Ｆｅ合金層を成長させればよいため、予めＡｌ−Ｆｅ合金層を厚く成長させる必要はない。

次に、めっき層の化学組成について説明する。
めっき層に含まれるＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層の成分組成は、めっき浴の成分組成比率がＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層でもほぼ保たれる。溶融めっき法における、Ａｌ−Ｆｅ合金層の形成はめっき浴内で反応が完了しているため、Ａｌ−Ｆｅ合金層形成によるＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層のＡｌ成分、Ｚｎ成分の減少は通常、ほとんどない。

そして、ＬＭＥおよびブローホール形成の抑制、かつ溶接熱影響部の耐食性の向上を実現するため、めっき層の化学組成（めっき層がＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層の単層構造の場合、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層の化学組成、めっき層がＡｌ−Ｆｅ合金層及びＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層の積層構造の場合、Ａｌ−Ｆｅ合金層及びＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層の合計の化学組成）は、次の通りとする。

つまり、めっき層の化学組成は、質量％で、
Ｚｎ：４４．９０％超〜７９．９０％未満、
Ａｌ：１５％超〜３５％未満、
Ｍｇ：５％超〜２０％未満、
Ｃａ：０．１％〜３．０％未満、
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％、及び
不純物からなる化学組成とする。

ただし、上記化学組成において、元素群ＡをＹ、Ｌａ及びＣｅ、元素群ＢをＣｒ、Ｔｉ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｃｕ及びＭｎ、元素群ＣをＳｒ、Ｓｂ及びＰｂ、並びに元素群ＤをＳｎ、Ｂｉ及びＩｎとした場合、
元素群Ａから選ばれる元素の合計の含有量が０％〜０．５％であり、
Ｃａと前記元素群Ａから選ばれる元素との合計の含有量が０．１％〜３．０％未満とし、
元素群Ｂから選ばれる元素の合計の含有量が０％〜０．２５％とし、
元素群Ｃから選ばれる元素の合計の含有量が０％〜０．５％とし。
元素群Ｄから選ばれる元素の合計の含有量が０％〜２０％とする。

めっき層の化学組成において、Ｓｉ、Ｂ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｃｕ、Ｍｎ、Ｓｒ、Ｓｂ、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｉｎ、及びＦｅは、任意成分である。つまり、これら元素は、めっき層中に含まなくてもよい。これら任意成分を含む場合、任意元素の各含有量は、後述する範囲が好ましい。

以下、めっき層の各元素について説明する。

＜Ｚｎ：４４．９０％超〜７９．９０％未満＞
Ｚｎは、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層の主相を構成するために必要な元素であり、めっき鋼材として平面部の耐食性、溶接熱影響部の耐食性（溶接後耐食性）を確保する上で一定以上含有される必要がある。一方、Ｚｎ濃度、すなわち、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層中におけるＺｎ相が、ＬＭＥ量、ブローホールの形成量に密接に関係する。

Ｚｎ濃度が、４４．９％以下の場合は、めっき鋼板として溶接部周囲の耐食性維持が困難となる。溶接熱影響部（溶接部周囲及び溶接部裏面）は、溶接時の入熱によりめっき層が蒸発し、めっきレス領域ができる。この領域はめっき層の蒸発を抑制することにより極力減らすことが好ましい。めっき層の蒸発を抑制する方法としては、めっき層に予め犠牲防食性が高く、かつ、Ｚｎ相を別の蒸発のしにくい金属間化合物相に変化させる元素を付与する方法（例えば、めっき層の蒸発部分をＭｇ、Ｃａ等の犠牲防食性の高い元素によって防食する方法）、蒸発時に形成される酸化物に耐食性元素を混入させて防食する方法、溶接の入熱を利用して耐食性の高い金属間化合物相（Ｆｅ元素とめっき層成分が結合した相など）を形成する方法等がある。Ｚｎ濃度が４４．９０％以下であると、犠牲防食性が劣位となり、溶接部周囲の防錆が困難となる。そのため、Ｚｎ濃度の下限値を４４．９０％超とする。より好ましくは、Ｚｎ量の下限値は６５．００％超である。

一方、Ｚｎ濃度が７４．９０％以上となるとＺｎ相が増大しやすくなり、ＬＭＥおよびブローホールが激しく発生し、溶接性が悪化する傾向となる。ただし、Ｚｎ濃度が、７４．９０％〜７９．９０％の範囲にある場合でも、後述するように、めっき層中において、Ｃａ−Ｚｎ−Ａｌ金属間化合物相、およびＣａ−Ｚｎ−Ａｌ−Ｓｉ金属間化合物相の存在状態を変えることで、ＬＭＥおよびブローホールの形成を抑制することが可能である。よって、Ｚｎ濃度の上限値を７９．９０％未満とする。

＜Ａｌ：１５％超〜３５％未満＞
ＡｌもＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層の主相を構成するために必要な元素であり、めっき鋼板として平面部の耐食性、溶接熱影響部の耐食性（溶接後耐食性）を確保する上で一定以上含有される必要がある。Ａｌは、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層中のＡｌ相量を増やし、Ｚｎ相量を減らす。そのため、Ａｌ濃度が増加すれば溶接性は良くなる傾向にある。Ａｌの効果は、溶接時の入熱によりめっき層が蒸発するのを抑制し、地鉄（鋼材）の成分とＡｌ−Ｆｅ金属間化合物相（Ａｌ₅Ｆｅ相、ＡｌＦｅ相、Ａｌ₂Ｆｅ相、Ａｌ₃Ｆｅ相等）を形成して、溶接部周囲の耐食性を向上させる。特に、鋼材の厚みが薄い場合で、めっき層が完全蒸発する溶接部裏面の耐食性を確保するためには、Ａｌはめっき層中に含有された方が好ましい成分である。そのため、Ａｌ濃度は、２０％を超えるとすることがよい。Ａｌ濃度が２０％以下では、溶接時の入熱により地鉄のＦｅ相に多く固溶し、溶接部裏面のＡｌ−Ｆｅ金属間化合物の合金層が薄くなり、溶接部周囲での耐食性向上効果が見込めないことがある。

ただし、Ａｌ濃度が１５％超え２０％以下の範囲も、後述するように、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層中において、Ｃａ−Ｚｎ−Ａｌ金属間化合物相、およびＣａ−Ｚｎ−Ａｌ−Ｓｉ化合物相をＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層の存在状態を変えることで、Ａｌ−Ｆｅ合金層を薄くしても、溶接部裏面での耐食性向上効果が確保できる。

このため、Ａｌ濃度の下限値を１５％超とする。また、既存Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼材より優れた溶接部裏面での耐食性を確保するためには、後述するＣａ含有効果も併用した方が好ましい。

一方、Ａｌ濃度が多くなると、溶接部周囲の耐食性が極端に悪化する。そのため、Ａｌ濃度の上限値を３５％未満とする。溶接部周囲の耐食性を重視する場合は、Ａｌ濃度の上限値をさらに３０％未満とすることが好ましい。

＜Ｍｇ：５％超〜２０％未満＞
ＭｇもＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層の主相を構成するために必要な元素であり、めっき鋼板として平面部の耐食性、溶接熱影響部の耐食性（溶接後耐食性）を確保する上で一定以上含有される必要がある。Ｍｇはめっき層に含有されるとＺｎとよく似た効果を表す。Ｍｇの含有により犠牲防食性の向上が見込める。
一方、従来、めっき層中へＭｇを含有させると、ＭｇはＺｎと同じく蒸気圧の低い金属であることからＬＭＥが顕著になると考えられている。また、溶接性が低下するため様々なフラックスワイヤが開発されてきていることは前述の通りである。

しかしながら、Ｍｇ濃度を選定することでＬＭＥの悪化が抑制される。通常、Ｍｇ濃度が、０〜５％の範囲においては、確かにＬＭＥが悪化するが、Ｍｇ濃度が５％超となると、通常のＺｎめっき鋼材以上にＬＭＥが向上し、さらには、ブローホールの発生も抑制されめっき層として好ましい形態になる。Ｍｇ濃度が０〜３％の範囲ではめっき層の融点が低下して液相がより安定するのに対し、Ｍｇ濃度が３〜５％の範囲でめっき融点は上昇に転じ、さらにはＭｇ濃度が５％を超えることで融点上昇率が高くなって、めっき層が液相化し難くなる。さらに、めっき層が蒸発しにくくなる。よって、Ｍｇ濃度が５％超〜２０％未満の範囲では、Ｚｎ相より溶接性に優れたＭｇＺｎ_２相の割合が増えるため、溶接性が向上する。つまり、ＬＭＥおよびブローホールの形成が抑制される。

特に、Ｍｇ濃度が１０％超の範囲では、溶接時の入熱によって容易に酸化物を形成する特性を活かし、溶接部裏面にＭｇＯが多量に含まれ、耐食性が向上する効果があるため好ましい。しかしながら、Ｍｇ濃度が２０％以上となると、めっき浴の粘性が増し、めっき層の形成自体が困難となる。また、めっき性状も悪く、めっき層も剥離しやすい。よって、Ｍｇ濃度の上限値を２０％未満とする。

＜Ｃａ：０．１％〜３．０％未満＞
Ｃａはめっき層中に含有されると、Ｍｇ濃度増加に伴う、めっき操業時におけるドロスの形成量が減少し、めっき製造性を向上させる。特にＭｇが高濃度の時は、一般的にめっき操業性が悪いため、Ｍｇ濃度が７％を超える場合は、式：０．１５＋１／２０Ｍｇ＜Ｃａ（ただし、式中、元素記号は、質量％での各元素の含有量を示す。）を満たすように、Ｃａ濃度を調整することが好ましい。

また、Ｃａはめっき層中に含有されると、ＡｌおよびＺｎと金属間化合物相を形成する。さらに、Ｃａと共に、Ｓｉをめっき層中に含有させた場合、Ｃａは、Ｓｉと金属間化合物相を形成する。これらの金属間化合物相は、融点が高く、安定な構造であるため、Ｃａの含有により溶接時、Ｚｎ蒸発を抑制する効果がある。Ｃａ濃度が０．１％以上で効果があり、ＬＭＥおよびブローホール量が低減する効果が見られる。また、溶接部周囲のめっき層の残存量が多くなる。Ｃａが含有されていない場合は、溶接性が極端に悪化する傾向にある。つまり、ＬＭＥおよびブローホールの形成が顕著になる傾向がある。よって、Ｃａ濃度の下限値を０．１％以上とする。

Ｃａを含有する金属間化合物相は、溶接時に、めっき層の構成元素のうちＣａが最も容易に酸化されるため、Ｃａ酸化物となる。Ｃａ酸化物を含む酸化物層は、溶接部裏面のＡｌ−Ｆｅ合金層上に密着性が十分な状態で残存し、溶接部裏面の耐食性を向上させる。通常、Ｃａが含有されないめっき層では、溶接部裏面に形成された酸化物（ヒューム跡）等は、ウエス等で拭きとれば、ほとんどＡｌ−Ｆｅ合金層上から剥離し残存しない。しかし、酸化物層にＣａ酸化物を含有すると、酸化物層が剥離しにくくなり、酸化物層が緻密な状態でＡｌ−Ｆｅ合金層上に残存する。また、Ｃａ酸化物を含む酸化物層は、中性、アルカリ性の水溶液等にたいしては比較的、難溶性である。

なお、通常、溶接後、Ａｌ−Ｆｅ合金層上に残存する酸化物層は、Ｃａの他、Ｚｎ、Ｍｇ等の元素も含み、Ｓｉも少量含まれる場合がある、酸化物層は、これらの酸化物の化合物相として存在している。酸化物層の残存効果を得るためには、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層中に、Ｃａ−Ｚｎ−Ａｌ金属間化合物相、およびＣａ−Ｚｎ−Ａｌ−Ｓｉ金属間化合物相が形成されている必要がある。これらの金属間化合物相を形成するためには、Ｃａは０．１％以上の濃度でめっき層中に含有される必要がある。Ｃａ濃度が高くなると、酸化物層中に含まれるＣａ酸化物濃度も上昇する。Ｃａ酸化物は、酸化物層の密着性に効果があるが、酸化物層自体の耐食性に対する効果はあまり大きくない。

また、Ｃａと共に、Ｓｉが含有されている場合、Ｃａ−Ｚｎ−Ａｌ金属間化合物相の他、Ｓｉを取り込んだＣａ−Ｚｎ−Ａｌ−Ｓｉ金属間化合物相が形成することもあり、耐食性が向上する傾向にある。ただし、Ｃａ−Ｚｎ−Ａｌ金属間化合物相、およびＣａ−Ｚｎ−Ａｌ−Ｓｉ金属間化合物相が多量に存在すると、めっき層の平面部の耐食性そのものが劣化傾向にあり、溶接部周囲の耐食性も劣化する。また、このような金属間化合物の含有によりドロスが増え、めっき性状が悪くなるため、Ｃａ濃度の上限値を３．０％未満とする。

次に、めっき層の化学成分の任意元素について説明する。めっき層中に様々な元素を適用することで、溶接性やその他の性能を付与することができる。

＜Ｓｉ：０．１％〜１．０％＞
Ｓｉは、めっき層中に含有されると、Ｍｇと金属間化合物相（例えばＭｇ_２Ｓｉ相）を形成する。また、Ｃａが含有されている場合は、Ｃａとの結合力が強いため、Ｃａ−Ｓｉ金属間化合物相（Ｃａ_２Ｓｉ相、ＣａＳｉ相等）も作る。ただし、Ｃａ濃度よりも多くのＳｉが含有されている場合には、Ｍｇ_２Ｓｉがやはり形成する。また、少量ではあるが、Ｍｇ−Ａｌ−Ｓｉ金属間化合物相が形成する場合もある。Ｃａ、Ｓｉと併用される場合は、Ｓｉ濃度の２倍以上の濃度でＣａを含有した方が好ましい。Ｃａ濃度が高い方が、Ｍｇ_２Ｓｉの形成量が減少する。

また、ＡｌとＺｎを多く含有するめっき層では、Ｃａ−Ｚｎ−Ａｌ−Ｓｉ金属間化合物相をつくると推定される。しかし、従来のＪＣＰＤＳデータベース等では、具体的な金属間化合物が判明しておらず、詳細は不明である。Ｓｉは明瞭な結晶構造をとらず、Ａｌ_２ＣａＺｎ_２等のＣａ−Ｚｎ−Ａｌ金属間化合物に侵入型の固溶体状態で混入している可能性もある。Ｃａ−Ｚｎ−Ａｌ−Ｓｉ金属間化合物相の効果、すなわち、Ｃａ、Ｓｉの併用効果は、溶接部裏面の耐食性が向上することである。これらの効果は、Ｍｇ_２Ｓｉ相、ＭｇＡｌＳｉ相では得られにくい。そして、この効果を得るには、Ｓｉ濃度の下限値は、０．１％以上が好ましい。

操業の観点から、めっき浴におけるＳｉ含有に伴う、Ｍｇ_２Ｓｉ、ＭｇＡｌＳｉ、Ｃａ−Ｚｎ−Ａｌ−Ｓｉ金属間化合物相の増加は、めっき浴の粘性の増加から好ましくない。また、Ｓｉ原子とＣａとの結合によりＣａ_２ＳｉまたはＣａＳｉ、又はＣａ−Ｚｎ−Ａｌ−Ｓｉ金属間化合物相を多量に形成してしまい、Ｃａ含有による操業性の向上も見込めなくなる。そのため、良好なめっき性状が得られ難くなる。よって、Ｓｉ濃度の上限値を１．０％以下とする。

＜Ｂ：０．０５％〜０．５％＞
Ｂは、めっき層中に含有させるとＬＭＥを改善する効果がある。０．０５％以上含有すると、めっき層中で、Ｚｎ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｃａ元素と化合し、様々な金属間化合物相をつくると推定される。特にＣａとの結合性が強く、Ｃａ−Ａｌ−Ｂ金属間化合物相（例えばＡｌ_２ＣａＢ_５相）を作る傾向にある（図４参照）。そして、Ｃａ−Ａｌ−Ｂ金属間化合物相の生成はＬＭＥを改善する効果があると考えられる。よって、Ｂ濃度の下限値は０．０５％以上が好ましい。

なお、既存の金属間化合物データ（ＪＣＰＤＳ）としては存在しないが、Ｃｕターゲットを用いた「めっき層」の表面からのＸ線回折像において、３１．０°、３３．５°、３５．２°にＢ含有による金属間化合物の起因ピークが観察される。金属間化合物の例としては、ＣａＡｌ_{（２〜４）}Ｂ_{（５〜７）}の金属間化合物であって、Ｂが原子％で４０％以上の金属間化合物であると、解析結果から判断されている。また、同時にＺｎ及びＭｇもＥＤＳのスペクトルで検出されることから、一部の原子位置がＺｎ及びＭｇで置換されたＣａ−Ａｌ−Ｂ金属間化合物（例えばＣａの一部がＭｇ、Ａｌの一部がＺｎで置換されたＣａ−Ａｌ−Ｂ金属間化合物）とも考えられる。Ｃａ−Ａｌ−Ｂ金属間化合物相以外に、ＭｇＢ_７相、ＭｇＢ_４相、ＭｇＢ_２相、Ａｌ_２Ｂ_３相、ＡｌＢ_２相、ＡｌＢ_１２相、（Ａｌ，Ｍｇ）Ｂ_２相、ＡｌＭｇＢ_１４等のＺｎ、Ｃａ置換体の形で存在している可能性も考えられる。

また、Ｂの含有は、めっき層から地鉄へＢが移動し、粒界強化によって鋼材自体のＬＭＥ感度を変化させてＬＭＥを改善する効果があると考えられる。また、Ｂの含有は、上記効果の他、形成した金属間化合物の融点が極めて高いため、Ｚｎ相の液相化、蒸発等の抑制に作用していると考えられる。

なお、めっき浴へのＢの含有は、めっき融点の急激な上昇を引き起こし、めっき操業性が悪化してめっき性状の良いめっき鋼材が作製できない。そのため、Ｂ濃度の上限値を０．５％以下とする。

＜元素群Ａ（Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ）：０．０５％〜０．５％＞
元素群ＡとするＹ、Ｌａ、Ｃｅは、Ｃａとほぼ同等の役割を示す元素である。これは互いの原子半径がＣａの原子半径と近いことに起因する。めっき層中に含有されるとＣａ位置に置換し、ＥＤＳでＣａと同位置に検出することができる。溶接後、酸化物となった場合も、ＣａＯと同じ位置でこれらの酸化物が検出される。これらの元素が合計で０．０５％以上含有されると、溶接部裏面の耐食性が向上する。これは、ＣａＯよりこれらの酸化物の耐食性が高いことを示す。よって、元素群Ａから選ばれる各元素の含有量は、各々０．０５％以上が好ましい。そして、元素群Ａから選ばれる元素の合計の含有量も０．０５％以上が好ましい。

一方、元素群Ａは、過剰含有するとめっき浴の粘性上昇を引き起こす。そのため、元素群Ａ濃度が０．５％超の範囲では、めっき浴の建浴そのものが困難となることが多く、めっき性状が良好なめっき鋼材を製造できない。よって、元素群Ａから選ばれる各元素の含有量は、各々０．５％以下とする。そして、元素群Ａから選ばれる元素の合計の含有量も０．５％以下とする。

元素群Ａは、Ｃａの置換元素としての役割が主体であるため、元素群Ａの濃度の合計が、Ｃａ濃度より低くする必要がある。そのため、Ｃａと元素群Ａから選ばれる元素との合計の含有量を０．１％〜３．０％未満とする。

＜元素群Ｂ（Ｃｒ、Ｔｉ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｃｕ、Ｍｎ）：０．０５％〜０．２５％＞
元素群Ｂがめっき層中に合計量で０．０５％以上含有されると、溶接時、Ａｌ−Ｆｅ合金層に取り込まれる。Ａｌ−Ｆｅ合金層が元素群Ｂを含有することによって、溶接部裏面の耐食性が向上する。元素群Ｂが取り込まれると、Ａｌ−Ｆｅ合金層の絶縁性が向上すると考えられる。よって、元素群Ｂから選ばれる各元素の含有量は、各々０．０５％以上が好ましい。また、元素群Ｂから選ばれる元素の合計の含有量も、０．０５％以上が好ましい。
一方、元素群Ｂは、過剰含有すると様々な金属間化合物相をつくり、粘性上昇を引き起こす。このため、単独又は元素群Ｂ群の合計で０．２５％超の範囲では、めっき浴の建浴そのものが困難となることが多く、めっき性状が良好なめっき鋼板を製造できない。よって、元素群Ｂから選ばれる各元素の含有量は、各々０．２５％以下とする。そして、元素群Ｂから選ばれる元素の合計の含有量も０．２５％以下とする。

なお、元素群Ａと元素群Ｂとの元素が併用されている場合、溶接部裏面の耐食性の向上効果が、どちら群の元素に起因するか区別は困難である。

＜元素群Ｃ（Ｓｒ、Ｓｂ、Ｐｂ）：０．０５％〜０．５％＞
元素群Ｃがめっき層中に合計量で０．０５％以上含有されると、めっき層の外観が変化し、スパングルが形成されて、金属光沢の向上が確認される。溶接性能における変化はない。よって、元素群Ｃから選ばれる各元素の含有量は、各々０．０５％以上が好ましい。元素群Ｃから選ばれる元素の合計の含有量も０．０５％以上が好ましい。
一方、元素群Ｃが０．５％超で含有すると、めっき浴中のドロス生成量が多くなり、めっき浴の建浴そのものが困難となることが多く、めっき性状が良好なめっき鋼材を製造できない。よって、元素群Ｃから選ばれる各元素の含有量は、各々０．５％以下とする。そして、元素群Ｃから選ばれる元素の合計の含有量も０．５％以下とする。

なお、Ｃｄも本来、元素群Ｃに含まれる元素であり、Ｚｎ、Ｐｂの不純物として微量検出（０．１％未満）される場合があるが、この元素については、含有されることでスパングル形成等における効果は確認されていない。

＜元素群Ｄ（Ｓｎ、Ｂｉ、Ｉｎ）：０．０５％〜２０．００％、ただし、Ｂｉ：０．０５％〜２．０％、Ｉｎ：０．０５％〜２．０％＞
元素群Ｄは、めっき層中に合計量で０．０５％以上含有すると、めっき層中に、新たな金属間化合物相としてＭｇ_２Ｓｎ相、Ｍｇ_３Ｂｉ_２相、Ｍｇ_３Ｉｎ相等が形成し、検出されるようになる。元素群Ｄは、めっき層主体を構成する元素Ｚｎ、Ａｌといずれとも金属間化合物相を形成することなく、Ｍｇのみと金属間化合物相を形成する。新たな金属間化合物相が形成するため、めっき層の溶接性を大きく変化させる元素である。このうち、Ｓｎが低融点金属でめっき浴の性状を損なうことなく容易に含有させることができる。元素群Ｄの含有濃度が増えると、これらの金属間化合物相の形成量が増大する。

まず、いずれの金属間化合物相も融点が高いため、溶接後も蒸発することなく金属間化合物相として存在する。本来、溶接熱により酸化してＭｇＯを形成しやすいＭｇもＳｎ、Ｂｉ、Ｉｎと金属間化合物相として形成することで酸化せず、溶接後も金属間化合物相のまま、めっき層として残存しやすくなる。これらの元素が存在すると耐食性犠牲防食性が向上し、溶接部周囲の耐食性が向上する。ＭｇＺｎ_２も同じＭｇ系化合物であるが、これらの金属間化合物の方が、犠牲防食性効果が高い。

よって、元素群Ｄから選ばれる各元素の含有量は、各々０．０５％以上が好ましい。また、元素群Ｄから選ばれる元素の合計の含有量も０．０５％以上が好ましい。

一方、元素群ＤはＳｎを主体として２０．００％まで含有することが可能である。Ｓｎ濃度が２０．００％を超えるとＭｇ_２Ｓｎ相量が増大し溶接後の耐食性が急激に悪くなる。また、Ｓｎ、ＢｉおよびＩｎの合計の含有量が２０．００％を超えても同様である。これは、本来ＭｇＺｎ_２相として存在していたＺｎが、Ｍｇ_２Ｓｎの増大により、Ｚｎ相として存在することにより、ＬＭＥやブローホール性に悪影響を与えるためである。よって、Ｓｎの含有量は、２０．００％以下とする。また、元素群Ｄから選ばれる元素の合計の含有量も２０．００％以下とする。

また、Ｂｉ、Ｉｎは、過剰含有によりめっき層が脆く、剥離しやすくなり、めっき性状が悪くなる。さらには、溶接後の耐食性が急激に悪くなる。そのため、Ｂｉの含有量、Ｉｎの含有量は、各々、２．０％以下とする。

＜Ｆｅ：０％〜５．０％＞
Ｆｅはめっき層を製造する際に、不純物としてめっき層に混入する。Ａｌ−Ｆｅ合金層の厚みが厚い程、Ｆｅ濃度が高くなる傾向にあり、最大５．０％程度まで含有されることがある。通常の溶融めっき法にて製造した際には、１％未満であることが多い。新規めっき浴を建浴した場合、めっき原材（めっき原板等）の通板によって、Ｆｅ濃度は徐々に上昇する。このため、めっき浴でのＦｅの過飽和濃度０．５％程度でめっき浴に混入させておくと、めっき浴のＦｅ濃度の上昇を防ぐことができる。

＜不純物＞
不純物は、原材料に含まれる成分、または、製造の工程で混入する成分であって、意図的に含有させたものではない成分を指す。例えば、めっき層には、鋼材（地鉄）とめっき浴との相互の原子拡散によって、不純物として、Ｆｅ以外の成分も微量混入することがある。

＜好ましい化学組成＞
めっき層の化学組成において、Ａｌの含有量は２２％超〜３５％未満であり、Ｍｇの含有量は１０％超〜２０％未満であり、Ｃａの含有量は０．３％〜３．０％未満であり、Ｓｉの含有量は０．１％〜１．０％であることが好ましい。また、Ｃａの含有量はＳｉの含有量の２倍以上であることが好ましい。Ａｌ、Ｍｇ、ＣａおよびＳｉの各元素濃度が上記範囲であると、上述した各種金属間化合物相が形成され易く、ＬＥＭおよびブローホール形成の抑制効果、並びに、溶接熱影響部の耐食性向上効果が高まる。

また、Ａｌの含有量は１５％超〜２２％、又は１５％超〜２０％としてもよい。Ａｌ濃度を低減すると、塗装後耐食性が向上する。
溶接構造物の多くは、溶接後、塗装される。溶接部が外部に晒される場合は、溶接部周囲に、早期に赤錆が発生しやすいため、溶接部の耐食性を確保するためには、何らかの塗装処理を施されることが好ましい。溶接部周囲に電着塗装等で塗装を施した後、溶接部からの赤錆発生挙動を観察すると、Ａｌ濃度と塗装後の耐食性に相関性がある。塗装を施した場合、Ａｌ濃度が２２％超えでも、十分な塗装後耐食性が溶接部には得られる。しかし、溶接部周囲からの赤錆発生挙動を確認すると、溶接部周囲からの赤錆発生抑制の観点から、Ａｌ濃度は２２％以下とすることが好ましく、２０％以下とすることより好ましい。塗装後耐食性に関しては、塗膜とのめっき層の金属部分との密着性が関連しており、Ａｌ濃度が低い方が、塗膜密着性に影響を及ぼす下地処理が有効に働くためと推定される。

次に、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層を構成する相について説明する。

Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層は、ＭｇＺｎ_２相およびＡｌ相の二相を主体とする層である。Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層は、Ｚｎ−Ａｌ−ＭｇＺｎ_２三元共晶組織を含まない、又は含んでも微量である。Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層は、その他、Ｚｎ相、金属間化合物相等を含んでもよい。

具体的には、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層の断面において、ＭｇＺｎ_２相の面積分率は４５〜７５％、ＭｇＺｎ_２相およびＡｌ相の合計の面積分率は７０％以上、かつＺｎ−Ａｌ−ＭｇＺｎ_２三元共晶組織の面積分率は０〜５％とする。そして、Ｚｎ相の面積分率は、２５％未満が好ましく、１０％未満がより好ましい。

以下、各相の面積分率を規定した理由について説明する。

まず、ＭｇＺｎ_２相について説明する。
ＭｇＺｎ_２相は、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層中に含有されると、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層の耐食性が向上する。絶縁性に優れた金属間化合物相であるため、Ｚｎ相と比較すると耐食性が高い。また、構成元素としてＭｇを含有することから、Ｚｎ相より腐食電位が低く、犠牲防食性に優れ、溶接部周囲の耐食性を向上させる相としては好ましい。また、Ｍｇは腐食過程で溶出すると、形成する腐食生成物をち密化する作用があり、赤錆抑制効果もＺｎ相単独の腐食生成物より高く、白錆が長期に維持されることがある。

溶接性においては、ＭｇＺｎ_２相は、重要な役割を果たす。Ｚｎ原子はＺｎ相として存在する場合は、蒸発しやすいが、ＭｇＺｎ_２相として存在する場合は、蒸発しにくい。まず、１０００℃を超える領域（溶接部裏面等）では、ＭｇＺｎ_２相は蒸発し、ＭｇＯ、ＺｎＯの酸化物を多量に形成する。これらの金属間化合物は、Ｃａの酸化物であるＣａＯを介して、溶接部裏面に形成したＡｌ−Ｆｅ合金層上に堆積し、溶接部裏面の耐食性を向上させる。また、１０００℃〜５００℃の領域（溶接部周囲等）では、ＭｇＺｎ_２相は溶融するがほとんど蒸発せず残存しうる。

また、溶接後も残存するＭｇＺｎ_２相は、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層中に予め塊状として存在していたＭｇＺｎ_２相である。従来、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系合金Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層においてもＭｇＺｎ_２相が存在していた。しかし、いずれもＭｇ濃度が低く、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層中でのＭｇＺｎ_２相の存在状態は、Ｚｎ−Ａｌ−ＭｇＺｎ_２三元共晶組織として存在しており、塊状に存在するＭｇＺｎ_２相は、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層の任意の断面組織で、５％未満と非常に少ないものであった（図１参照）。

つまり、溶接後も残存するＭｇＺｎ_２相は、Ｚｎ−Ａｌ−ＭｇＺｎ_２三元共晶組織として共晶反応で析出する微細なＭｇＺｎ_２相とは異なる。言い換えれば、溶接後も残存するＭｇＺｎ_２相（本開示において、面積分率を規定するＭｇＺｎ_２相）は、Ｚｎ−Ａｌ−ＭｇＺｎ_２三元共晶組織としてではなく、単独で析出するＭｇＺｎ_２相である。

Ｚｎ−Ａｌ−ＭｇＺｎ₂三元共晶組織は、溶接時容易に蒸発してしまい、溶接部周囲にＭｇ、Ｚｎ等の元素を残存させることができない。一方、塊状に存在するＭｇＺｎ₂相は、溶接部周囲に残存することができる。

本開示のめっき層の代表例のＳＥＭ反射電子像を図２に示す。図２に示すように、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層に、塊状のＭｇＺｎ₂相が多数存在し、互いに連結し、粗大なＭｇＺｎ₂相を形成していることがわかる。溶接後の残存量を増やしたい場合は、ＭｇＺｎ₂相が互いに連結して粗大である方が好ましい。

塊状のＭｇＺｎ₂相が存在することで、Ｚｎが蒸発しにくくなり、ＬＭＥ、ブローホールの発生量も減少する。これはＺｎ相量とも関連があるため、詳細は後述する

よって、ＬＭＥおよびブローホール形成を抑制するためには、ＭｇＺｎ₂相の面積分率は４５〜７５％とし、好ましくは５５〜７５％とする。

次に、Ａｌ相について説明する。
Ａｌ相は、０〜３％前後のＺｎを固溶するα相（通常のα相）と、７０％超え〜８５％のＺｎ相（η相）を含有し、通常のα相とＺｎ相（η相）とが微細に分離したβ相（通常のβ相）が該当する（図２、図５〜図６参照）。

ここで、図３には、Ｚｎ−Ａｌ状態図を示す。図３に示す状態図に従えば、Ｚｎ−Ａｌの最終凝固反応は２７５℃でＺｎを１０％固溶したα相とＡｌを殆ど固溶しないη相（Ｚｎ相）に共析反応で平衡分離する。
しかし、めっき凝固プロセスは、一般的に冷却速度が速く、状態図に従わない状態が起こり得る。例えば、めっき凝固プロセスでは、上記共析反応が完全に起こらず、高温安定相であるＺｎを０〜８５％含有したＡｌ相がそのままＺｎ過飽和固溶体として残存することが多い。

具体的には、例えば、図６に示すように、β相も１００００倍以上拡大すれば、微細なＡｌ相および微細なＺｎ相で構成されることが判明する。しかし、一般的に、α相およびβ相の耐食性、犠牲防食性といった性能は、Ａｌ相の性質を示し、Ｚｎ相の性質とは異なる。そのため、本開示のＡｌ相は、β相も該当することとする。
なお、図６中、２１で示される領域（β相）のうち、白色を呈する領域がＺｎ相で、黒色を示す領域がＡｌ相である。

また、例えば、水冷等を使用し、急冷してめっき層を形成する場合は、Ａｌ相のＺｎ過飽和固溶体（通常のα相とβ相の成分濃度と異なるＡｌ相）が形成することがある。なお、急冷しなければ、通常のα相とβ相が生成されるのがほとんどである。
Ａｌ相のＺｎ過飽和固溶体は、本来徐冷時（α相とη相が形成する際）には、最終的に存在しない相で、異常な成分のα相およびβ相のことである。
具体的には、α相のＺｎ過飽和固溶体は、通常のα相とは異なり、Ｚｎ濃度３％超え〜７０％でＺｎを過飽和に固溶するＡｌ相である。Ｚｎ過飽和固溶体のα相は、脆く、加工性を悪化させる相である。
β相のＺｎ過飽和固溶体は、７０％超え〜８５％のＺｎ相（η相）を含有し、Ｚｎ濃度３％超え〜７０％でＺｎを過飽和に固溶するα相（α相のＺｎ過飽和固溶体）とＺｎ相（η相）とが微細に分離したＡｌ相である。β相のＺｎ過飽和固溶体のβ相も、α相のＺｎ過飽和固溶体を含むため、脆く、加工性を悪化させる相である。
このように、Ｚｎ過飽和固溶体のＡｌ相は、通常のα相とβ相の成分濃度と異なるＡｌ相で、加工性を悪化させる相である。よって、本開示のＡｌ相には該当しない。

ここで、Ａｌ相（α相およびβ相）の特定方法は、次の通りである。
まず、Ａｌ相（α相およびβ相）の特定は、めっき層の断面（めっき層厚さ方向に沿って切断した切断面）のＳＥＭ反射電子像を撮像する（図５及び図６参照）。
なお、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層の断面におけるＡｌ相（α相およびβ相）の面積分率を測定するには、各相の面積分率を測定するめっき層の断面（めっき層厚さ方向に沿って切断した切断面）と同じＳＥＭ反射電子像を使用する。
ただし、例示のため、図５および図６では、めっき層厚さ方向に沿って切断した切断面に対して４°傾斜して研磨しためっき層の傾斜（４°）研磨断面のＳＥＭ反射電子像を示している。

次に、撮像したＳＥＭ反射電子像（図５参照）において、ＥＤＳ等によりα相を特定する。溶融めっき層の凝固過程では、中心部がα相となり、α相の外周部にβ相が存在するように各相が析出する。これは、めっき層の凝固時、Ａｌ相の晶出から始まり、固体化による固溶限の減少でＺｎ含有ができなくなったＡｌ相が周囲のＡｌ相へＺｎ成分を吐き出すためである。
具体的には、ＳＥＭ反射電子像の１０００倍程度の拡大像（図５参照）で、Ａｌ相内部の成分分析を一定の面積（たとえば、１μｍ×１μｍ）範囲で定量分析し、Ｚｎを０〜３％固溶したＡｌ相であればα相（通常のα相）であると特定する。α相（通常のα相）の外周部に存在する相が、通常のα相とＺｎ相（η相）に微細に分離したＡｌ相であればβ相（通常のβ相）と特定する。
なお、Ｚｎを３％超え〜７０％過飽和固溶したＡｌ相であれば、α相のＺｎ過飽和固溶体と特定する。また、α相のＺｎ過飽和固溶体とＺｎ相（η相）とが微細に分離したＡｌ相であれば、β相のＺｎ過飽和固溶体と特定する。

なお、本開示において、最もめっき層中に含有される元素がＺｎであり、Ａｌは１５％超〜３５％未満と制限されている。このため、一般的なＡｌ系めっき鋼板、Ａｌ−Ｚｎ系めっき鋼板（いわゆるＡｌ含有量５５％を中心としたガルバリウム鋼板（登録商標））とも異なり、Ａｌ相がＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層中で３次元網目構造を形成し主体を構成することはなく、ＭｇＺｎ_２相量が最も多く、次いでＡｌ相となる組織構成となることが多い。寧ろ、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層中の大半を占めるＡｌ相を中心とした周囲をＭｇＺｎ_２相で構成される包晶構造体が３次元網目構造を形成している。これは、めっき層中のＡｌ濃度およびＭｇ濃度の配合比率が関係している。

一般に、濃度比Ｍｇ／Ａｌが１／１０未満であれば、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層中、ＭｇＺｎ_２相と比較して、Ａｌ相の占める割合が多くなる。一方、濃度比Ｍｇ／Ａｌが１／１０以上の範囲では、ＭｇＺｎ_２相が占める割合が多くなり、Ａｌ相主体のＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層とはならない。このため、溶接部に関わらない平面部等の耐食性、犠牲防食性およびその他の性質は、Ａｌ系めっき鋼板およびＡｌ−Ｚｎ系めっき鋼板よりも、Ｚｎ系めっき鋼板そのものに近い。

Ａｌ相（α相、β相）は溶接熱が入熱し５００℃以上に曝されると、地鉄（鋼材）のＦｅと反応し、Ａｌ−Ｆｅ合金層、球状又は塊状のＡｌ−Ｆｅ金属間化合物相となる。ＡｌＦｅ相、Ａｌ_２Ｆｅ相、Ａｌ_３Ｆｅ相、Ａｌ_３．２Ｆｅ相、Ａｌ_５Ｆｅ_２相等、ほとんど前述したＡｌ−Ｆｅ合金層と同じ構成物質からなり、Ａｌ相中に固溶していたＺｎがＡｌの一部と置換した金属間化合物相を形成する。また、前述したとおり、これらのＡｌ−Ｆｅ合金層およびＡｌ−Ｆｅ金属間化合物相は、地鉄（鋼材）に対して一定の耐食性を有する。特に溶接部裏面においては、ＺｎおよびＭｇの殆どが蒸発するか又は酸化物となってしまうが、ＡｌはＡｌ−Ｆｅ合金層となって溶接部裏面の耐食性を向上させる。なお、溶接部周囲等では、層を形成するほどにはＡｌ−Ｆｅ金属間化合物相が形成せず、球状又は塊状の形態を示すことが多い。これらのＡｌ−Ｆｅ合金層およびＡｌ−Ｆｅ金属間化合物相の防食に対する効果は、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層と比較して小さいが、耐食性への一定の寄与がある。

よって、溶接熱影響部の耐食性を向上させるためには、ＭｇＺｎ_２相およびＡｌ相の合計の面積分率は７０％以上とし、好ましくは８０％以上、より好ましくは９０％以上、最も好ましくは９５％以上とする。なお、ＭｇＺｎ_２相およびＡｌ相の合計の面積分率の上限値は、好ましくは９８％以下であり、より好ましくは１００％以下である。
この面積分率でＭｇＺｎ_２相およびＡｌ相が存在すると、溶接の熱影響部５００〜１０００℃の部分でＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層が残存しやすくなって明らかな溶接部周囲の耐食性向上効果が確認できる。７０％未満では、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層の多くが蒸発してしまい、溶接部周囲の耐食性は劣位となる。

次に、Ｚｎ−Ａｌ−ＭｇＺｎ_２三元共晶組織について説明する。
三元共晶組織には、Ａｌ相、Ｚｎ相、ＭｇＺｎ相が含まれている。それぞれの相の形状は、成分組成によって大きさが変化するために、形状は不定形である。しかし、共晶組織は、定温変態で、凝固時の元素移動が抑制されることから、各々の相が入り組んだ形状を形成し、通常、各相は微細に析出する（図７参照）。
通常、それぞれの相は、Ｚｎ相が大きく、島状を形成し、次いで、ＭｇＺｎ相が大きく、Ｚｎ相の隙間を充たし、Ａｌ相は、ＭｇＺｎ_２相の間に斑点状に分散する構成をとることが多い。なお、成分組成によっては、構成する相は、変化しないが、島状に析出するものが、ＭｇＺｎ_２相になる場合、Ａｌ相またはＭｇＺｎ_２相になる場合もあり、位置関係が凝固直前の成分変化に依存する。
なお、三元共晶組織の特定方法については後述する。

このような微細な相から構成される三元共晶組織が存在すると、溶接時には、Ｚｎが蒸発し易くなり、ＬＭＥ、ブローホールの発生量が増加する。

よって、Ｚｎ−Ａｌ−ＭｇＺｎ_２三元共晶組織の面積分率は、０〜５％とし、好ましくは０〜２％とする。三元共晶組織の面積分率は、最も好ましくは０％である。

次に、Ｚｎ相について説明する。
Ｚｎ相は、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層中に少量存在してもよい（図２参照）。Ｚｎ相は、耐食性、犠牲防食性の観点からはＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層に含有されることが好ましいが、溶接時には、ＬＭＥ、ブローホール形成の要因となり好ましくない。また、Ｚｎ層は、容易に蒸発することから、溶接熱影響部での耐食性はほとんど期待できない。従って、Ｚｎ相の含有量も管理することがよい。Ｚｎ濃度が高い場合、Ｚｎ相が形成しやすいが、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層中で、Ｚｎ相の面積分率が１０％以上となるとＬＭＥ、ブローホール発生量が悪化しやすくなる。

ただし、Ｚｎ相の面積分率が１０％以上となる場合でも、後述する、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層中において、Ｃａ−Ｚｎ−Ａｌ金属間化合物相、およびＣａ−Ｚｎ−Ａｌ−Ｓｉ金属間化合物相の存在状態を変えることで、ＬＭＥ、ブローホールの形成を抑制することが可能である。

よって、Ｚｎ相の面積分率は、２５％未満であってもよい。
ただし、溶接性の観点より、Ｚｎ相量が少ない方が好ましい傾向は変化しない。
このため、Ｚｎ相の面積分率は、好ましくは１０％未満とし、より好ましくは５％以下とし、さらに好ましくは３％以下とする。ただし、Ｚｎ相の面積分率は、０％が理想であるが、製造上の点から、２％以上とすることがよい。
なお、めっき層の最終凝固部（４２０〜３８０℃）がＺｎ相となることが多いが、Ｚｎ相を減らすための成分調整、添加元素、さらには凝固方法を適用することにより、Ｚｎ相単相を出来る限り析出させないようにすることができる。

次に、金属間化合物相について説明する。
めっき層中にＣａが含有されると、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層にＣａ−Ｚｎ−Ａｌ金属間化合物相が形成することがある。これは本来Ｃａが、ＡｌおよびＺｎと金属間化合物相（ＣａＺｎ_２相、ＣａＺｎ_５相、ＣａＺｎ_１１相、Ａｌ_４Ｃａ相等）を形成しやすいためである。Ｃａ濃度が高い場合は、Ｃａが非常に偏析しやすい元素であるため、結合する金属間化合物相は、このうちの一種に定まらない。Ｃａ−Ｚｎ−Ａｌ金属間化合物相は溶接時、溶接部裏面でＣａＯ酸化物を形成し、Ａｌ−Ｆｅ合金層上で密着性の高い酸化物層を形成する。酸化物層の形成により、溶接部裏面の耐食性が向上する。

ここで、Ｃａ−Ｚｎ−Ａｌ金属間化合物相の相量及び大きさは、溶接性および溶接熱影響部の耐食性に依存する。Ｃａ−Ｚｎ−Ａｌ金属間化合物相は、結晶粒径が大きい場合に、溶接部裏面にＣａＯ酸化物として、溶接部裏面に密着性の高い酸化物層を形成しやすい。つまり、溶接部裏面の耐食性向上効果が高まる。それに加え、Ｃａ−Ｚｎ−Ａｌ金属間化合物相は、結晶粒径が大きい場合、Ｃａ−Ｚｎ−Ａｌ金属間化合物相と結合するＺｎの割合が多くなる傾向にあり、Ｚｎ相の蒸発を抑え、ＬＭＥおよびブローホール形成の改善効果が高まる。
なお、もともと、Ｚｎ相の含有率の低いめっき層に、Ｃａ−Ｚｎ−Ａｌ金属間化合物相を粗大化するような処理をした場合は、ＬＭＥおよびブローホール形成の改善効果は確認しづらい傾向にある。

Ｃａ−Ｚｎ−Ａｌ金属間化合物相は、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層中では通常様々な形状（立方体、針状、棒状、不定形等）を有することがある。Ｃａ−Ｚｎ−Ａｌ金属間化合物相の形成が「角形、針、棒」の場合、最も長い線（対角線等）の長さを、Ｃａ−Ｚｎ−Ａｌ金属間化合物相の結晶粒径とする。Ｃａ−Ｚｎ−Ａｌ金属間化合物相の形成が「角形、針、棒以外の不定形」の場合、面積の相当円直径を、Ｃａ−Ｚｎ−Ａｌ金属間化合物相の結晶粒径とする。Ｃａ−Ｚｎ−Ａｌ金属間化合物相の平均結晶粒径が１μｍ以上となると、性能が変化する。確認される全てのＣａ−Ｚｎ−Ａｌ金属間化合物相が結晶粒径１μｍ以上である必要はないが、結晶粒径１μｍ以上のＣａ−Ｚｎ−Ａｌ金属間化合物相が確認できない場合、溶接部裏面の耐食性向上効果が低減する傾向がある。また、ＬＭＥおよびブローホールの形成の抑制効果が低減する傾向がある。
つまり、平均結晶粒径１μｍ以上のＣａ−Ｚｎ−Ａｌ金属間化合物相がＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層に存在すると、溶接部裏面の耐食性向上効果、並びに、ＬＭＥおよびブローホールの形成の抑制効果が高まる。なお、Ｃａ−Ｚｎ−Ａｌ金属間化合物相の平均結晶粒径の上限値は、特に制限はないが、例えば、１００μｍ以下である。

Ｃａ−Ｚｎ−Ａｌ金属間化合物相は融点の非常に高い金属間化合物相で、めっき層凝固直後、直ちに形成され、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層中に無数に存在する。また、めっき層凝固中に、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層中に液相が存在する場合、近傍のＣａ−Ｚｎ−Ａｌ金属間化合物相と結合して、微細に析出したＣａ−Ｚｎ−Ａｌ金属間化合物相の数を減らしながら、Ｃａ−Ｚｎ−Ａｌ金属間化合物相が成長する。めっき層の凝固過程において、通常のめっき製法を用いた場合、又は急冷を用いた場合は、結晶粒径（１μｍ未満）が細かい、Ｃａ−Ｚｎ−Ａｌ金属間化合物相が無数に存在する。一方、液相存在状態（融点〜３５０℃までの間）にある場合、徐冷すると、その数を減らし、粒径が粗大になっていき、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層中で結晶粒径１μｍ以上のＣａ−Ｚｎ−Ａｌ金属間化合物相が析出するようになる。Ｃａ−Ｚｎ−Ａｌ金属間化合物相の結晶粒径は、Ｃａ濃度、Ａｌ濃度が高い場合に大きくなりやすいが、これらの濃度が低い場合も徐冷することで結晶粒径を大きくすることができる。

また、めっき層中にＳｉが多量に含有されると、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層にＭｇ_２Ｓｉ相を形成する場合がある。Ｃａ濃度が高い場合は、Ｃａ_２Ｓｉ相、ＣａＳｉ相、Ｃａ−Ｚｎ−Ａｌ−Ｓｉ金属間化合物相を含有する場合もある。これら化合物相がＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層に存在すると、溶接熱影響部の耐食性向上効果が高まる。
特に、Ｃａ−Ｚｎ−Ａｌ−Ｓｉ金属間化合物相は、Ｃａ−Ｚｎ−Ａｌ金属間化合物相と同様の効果（溶接部裏面の耐食性向上効果、並びにＬＭＥおよびブローホール形成の改善効果）がある。それに加え、Ｃａ−Ｚｎ−Ａｌ−Ｓｉ金属間化合物相が存在すると、溶接後、Ａｌ−Ｆｅ合金層上に残存する酸化物層中にＳｉが含まれることになるため、溶接部裏面の耐食性向上効果が高まる。
特に、平均結晶粒径１μｍ以上（又は１〜１００μｍ）のＣａ−Ｚｎ−Ａｌ−Ｓｉ金属間化合物相がＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層が存在すると、Ｃａ−Ｚｎ−Ａｌ−Ｓｉ金属間化合物相と同様に、溶接部裏面の耐食性向上効果、並びに、ＬＭＥおよびブローホールの形成の抑制効果が高まる。

よって、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層には、Ｍｇ_２Ｓｉ相、Ｃａ_２Ｓｉ相、ＣａＳｉ相、Ｃａ−Ｚｎ−Ａｌ金属間化合物相、及びＣａ−Ｚｎ−Ａｌ−Ｓｉ金属間化合物相よりなる群から選ばれる少なくとも１種の金属間化合物相を含むことが好ましい。

また、めっき層中に、Ｂを含むと、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層に、Ａｌ_２ＣａＢ_５相、および、前記Ａｌ_２ＣａＢ_５相の一部の原子位置がＺｎ及びＭｇで置換された化合物相よりなる群から選択されるＣａ−Ａｌ−Ｂ金属間化合物相であって、Ｂが原子％で４０％以上のＣａ−Ａｌ−Ｂ金属間化合物相を形成する場合がある。
Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層中に、このＣａ−Ａｌ−Ｂ金属間化合物相を含有すると、ＬＭＥが改善するため好ましい。

また、めっき層中に、元素群Ｄから選ばれる元素を含有すると（具体的には、元素群Ｄから選ばれる元素を合計で０．０５％〜２０％含有すると）、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層に、Ｍｇ_２Ｓｎ相、Ｍｇ_３Ｂｉ_２相及びＭｇ_３Ｉｎ相からなる群より選択される少なくとも１種の金属間化合物相を形成する場合がある。
Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層中に、この金属間化合物相を含有すると、溶接部周囲の耐食性が向上する。

なお、本開示のめっき鋼材において、めっき層のその他の特性として、めっき層の硬度がある。上述のとおり、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層には硬質な金属間化合物であるＭｇＺｎ_２相が多量に含まれており、その他、添加元素によって形成する金属間化合物も一般に硬質であることからめっき層硬度は、１５０Ｈｖ以上を示す。

次に、本開示のめっき鋼材の製造方法の一例について説明する。

本開示のめっき鋼材は、鋼材（めっき原板などのめっき原材）の表面（つまり、片面又は両面）に溶融めっき法によりめっき層を形成することで得られる。

めっき浴は真空溶解炉等で作製した所定成分組成の純金属又は合金を使用し、目標組成になるよう所定量調合して大気中で溶解する。溶融めっき法を実施するためには、通常、融点以上の操業温度が必要である。

めっき鋼材の作製では、例えば、ゼンジミア法による圧延後、無酸化環境、８００℃にて水素で還元された鋼材をそのままめっき浴に浸漬する。めっき層のＡｌ−Ｆｅ合金層の厚みにも影響を与えるが、浸漬時間は通常、０．５秒もあれば十分である。浸漬後は、Ｎ_２ガス吹き付けによる付着量調整を実施する。

本開示のめっき鋼材の製造方法においては、組織制御を行うため、めっき浴温及び凝固過程の温度管理は必須である。温度管理をしない場合は、Ｚｎ相の析出を減少させることができない。

めっき層の化学組成を本開示の組成とする場合、例えば、めっき浴温（めっき浴の融点＋２０℃）とし、めっき処理後（めっき浴から鋼材を引き上げ後）、４２０℃以上での保持時間を５秒以下でめっき鋼材を製造すると、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層中に残存するＺｎ相量が多くなり、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層の最終凝固部がＺｎ−Ａｌ−ＭｇＺｎ_２三元共晶組織となってＡｌ相およびＭｇＺｎ_２相の相量が小さくなる傾向にあり、溶接性が劣化しためっき層となる。

また、１）トップロールでのめっき溶着する場合、２）めっき層の凝固途中でのスパングル不良を防ぐために、ミスト冷却を使用する急冷却する場合、又は３）めっき浴温（めっき浴の融点＋２０℃）、めっき処理後、めっき浴の融点から１５０℃までの冷却速度を３０℃／秒以上で冷却する場合も、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層中に、Ａｌ相のＺｎ過飽和固溶体（通常のα相とβ相の成分濃度と異なるＡｌ相）が形成し、ＭｇＺｎ_２相が少なくなり、異常にＺｎ相量が増加して、加工性が劣化するめっき層となる。

本開示の化学成分を有するめっき層の凝固過程を詳しく解析すると、次の通りである。
まず、めっき浴に浸漬した時、直ちにＡｌ−Ｆｅ合金層が形成した後、冷却過程で凝固点を下回ると最初に、融点の高い金属間化合物（Ｍｇ_２Ｓｉ相、Ｃａ_２Ｓｉ相、ＣａＳｉ相、Ｃａ−Ｚｎ−Ａｌ金属間化合物相、Ｃａ−Ａｌ−Ｂ金属間化合物相等）が直ちに析出する。これらの相量は合計でも５％に満たない相量であるため、めっき浴の融点直下では、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層の大半は液相状態にある。
液相からは、ＭｇＺｎ_２相、Ａｌ相、Ｚｎ相が析出するが、ここで上記のような一般的なめっき凝固プロセスをとると、冷却速度が大きいため、状態図に依存せず、液相が低温度まで維持されて、Ｚｎ−Ａｌ−ＭｇＺｎ_２三元共晶組織が形成するか、Ｚｎ相が多く析出することになる。急冷時には、Ａｌ相のＺｎ過飽和固溶体（通常のα相とβ相の成分濃度と異なるＡｌ相）が多くを占める。結果として、好ましくない組織が増える。

一方、最も適切な冷却条件は、Ｚｎ融点４２０℃以上の高温で保持時間を与えることで、ＭｇＺｎ_２相およびＡｌ相を十分に成長させることができる。その結果、めっき層中でＭｇＺｎ_２相およびＡｌ相の占める面積分率を極大化できる。
この温度範囲では、Ａｌ−ＭｇＺｎ_２相の共晶反応（Ａｌ相の方がやや早く晶出するため包晶反応ともいえる）によって凝固する。また、Ａｌ−ＭｇＺｎ_２相量が極大化すれば、同時にＺｎ相量を極小値化できる。
よって、本開示のめっき層（つまりＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層）の組織を実現するには、めっき浴温（めっき浴の融点＋２０℃）とし、めっき処理後（めっき浴から鋼材を引き上げ後）、４２０℃以上での保持時間を５秒超えとする。つまり、４２０℃以上での保持時間を５秒超えとすることで、ＭｇＺｎ_２相およびＡｌ相の析出時間を十分確保でき、Ｚｎ相、Ｚｎ−Ａｌ−ＭｇＺｎ_２三元共晶組織、又はＡｌ相のＺｎ過飽和固溶体（通常のα相とβ相の成分濃度と異なるＡｌ相）の析出が低減される。
具体的には、めっき浴温（めっき浴の融点＋２０℃）とし、めっき処理後（めっき浴から鋼材を引き上げ後）、めっき浴の融点から４２０℃までの冷却速度を５℃／秒以下とし、４２０℃以上での保持時間を５秒超えとする。ただし、めっき浴の融点が５００℃以上の場合、めっき浴の融点から４２０℃までの冷却速度は１０℃／秒以下であっても、ＭｇＺｎ_２相およびＡｌ相の析出時間が十分であり問題がない。
４２０℃以上での保持時間が５秒未満では、Ｚｎ相、Ｚｎ−Ａｌ−ＭｇＺｎ_２三元共晶組織、又はＡｌ相のＺｎ過飽和固溶体の形成が増加する。

また、Ｃａ−Ｚｎ−Ａｌ金属間化合物、及びＣａ−Ｚｎ−Ａｌ−Ｓｉ金属間化合物を成長させるためには、凝固時、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層中で液相が消滅する温度（約３５０℃）まで十分な除冷をすることで、これらの金属間化合物の結晶粒径を大きくすることができる。特に、Ａｌ濃度が１５％超〜２０％の範囲においては、Ａｌ濃度が低いため、これらの金属間化合物の成長に時間を要するため、めっき浴の融点から３５０℃までの冷却速度を５℃／秒未満とする。

また、本来、Ｍｇを多量に含むめっき層の化学組成は、上述のように、硬質なめっき層となり、加工性およびめっき密着性が不利となる組成である。ＭｇＺｎ_２相、Ａｌ相の大半は凝固完了しているが、４２０℃以降の温度では、上述した２７５℃にＡｌ相からＺｎ相の共晶反応が生じる。そして、この共晶反応は、２５０℃までに完了する。めっき層の加工性を得る目的で、４２０℃以降も長時間保持すれば、Ａｌ相のＺｎ過飽和固溶体（通常のα相とβ相の成分濃度と異なるＡｌ相）は消滅し、加工性にも好ましい条件となる。しかし、共晶反応で析出したＺｎ相量が互いに成長し、Ｚｎ相量が増え、溶接性がやや悪くなることが考えられる。一方、急冷は、Ａｌ相のＺｎ過飽和固溶体（通常のα相とβ相の成分濃度と異なるＡｌ相）をそのまま保持してしまうことから加工性の観点から好ましくない。

よって、これらの特性を考慮すると、この温度範囲（４２０℃から２５０℃までの温度範囲）の平均冷却速度は、通常のめっきプロセスと同じ１０〜２０℃／秒の範囲とすることが好ましい。この冷却速度で冷却すれば、Ａｌ相のＺｎ過飽和固溶体（通常のα相とβ相の成分濃度と異なるＡｌ相）はほとんどなく、またＺｎ相を必要以上に成長させずに、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層を形成可能である。
平均冷却速度が１０℃／秒未満は、ややＺｎ相量が増加する傾向にあり溶接性に好ましくない。一方、平均冷却速度が２０℃／秒以上はＡｌ相のＺｎ過飽和固溶体が形成する傾向がある。
なお、４２０℃から２５０℃までの温度範囲）の平均冷却速度を上記範囲とする温度処理は、特に、Ａｌ濃度が低く、Ｚｎ濃度が高い場合に有効な手段である。

なお、本開示のめっき鋼材の製造方法において、特に、Ａｌ濃度が１５％超〜２０％の範囲のめっき層を形成する場合、Ａｌ濃度が低いため、Ａｌ相の析出に時間を要する。よって、ＭｇＺｎ_２相およびＡｌ相の合計の面積分率を確保するには、４２０℃以上での保持時間を５秒超えとすることに加え、めっき浴の融点から３５０℃（又は２５０℃）までの冷却速度を５℃／秒未満とする。

次に、めっき層の特性に関する各種測定方法について説明する。

めっき層の化学成分は、次の方法により測定する。
まず、地鉄（鋼材）の腐食を抑制するインヒビターを含有した酸でめっき層を剥離溶解した酸液を得る。次に、得られた酸液をＩＣＰ分析で測定することで、めっき層の化学組成（めっき層がＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層の単層構造の場合、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層の化学組成、めっき層がＡｌ−Ｆｅ合金層及びＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層の積層構造の場合、Ａｌ−Ｆｅ合金層及びＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層の合計の化学組成）を得ることができる。酸種は、めっき層を溶解できる酸であれば、特に制限はない。なお、化学組成は、平均化学組成として測定される。

また、Ａｌ−Ｆｅ合金層およびＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層の個別の化学組成を得たい場合は、ＧＤＳ（高周波グロー放電分光分析）で各元素の定量分析の検量線を得る。その後、対象とするめっき層の深さ方向の化学成分を測定するとよい。例えば、作製しためっき鋼板のサンプルから３０ｍｍ角を数枚採取し、ＧＤＳ用サンプルとする。めっき層の表層よりアルゴンイオンスパッタを実施し、深さ方向の元素強度プロットを得る。さらに各元素純金属板等の標準試料を作製し、あらかじめ元素強度プロットを得れば、強度プロットから濃度換算することが可能である。化学組成の分析にＧＤＳを用いる場合は、分析面積をφ４ｍｍ以上として、１０回以上測定し、各々の場所における成分の平均値を採用することが好ましい。

なお、スパッタ速度は約０．０４〜０．１μｍ／秒の範囲が好ましい。各々のＧＤＳ分析点において、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層部分の成分分析値を採用する場合は、最表層の酸化層の影響を除去するために、表層１μｍの深さの成分プロットを無視し、深さ１〜１０μｍ（５μｍ幅）の各元素濃度の成分平均値を採用することが好ましい。

また、Ａｌ−Ｆｅ合金層の化学組成を測定する場合は、Ｆｅ元素強度が全体の元素分析の９５％以上となる場所を、地鉄（鋼材）とめっき層（つまりＡｌ−Ｆｅ合金層）との界面位置と設定し、界面位置からめっき層表面側をＡｌ−Ｆｅ合金層とする。別途、ＳＥＭ観察等で得られたＡｌ−Ｆｅ合金層の厚みと照合しながら、Ａｌ−Ｆｅ合金層の厚み幅に対応する幅の各元素濃度の成分平均値を採用する。

また、ＥＰＭＡを使用して定量分析値から、Ａｌ−Ｆｅ合金層およびＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層の個別の化学組成を容易に得ることもできる。

Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層中の各相（ただし、Ｚｎ−Ａｌ−ＭｇＺｎ_２三元共晶組織は除く各相）を確認する方法は、次の通りである。
Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層の表面からのＸ線回折によって、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層の各相を同定すればよい。Ｘ線回折の強度は、線源には、Ｃｕ、Ｃｏ等用いることが可能だが、最終的にはＣｕ線源に合わせた回折角度に計算、変更する必要がある。測定範囲は、５°〜９０°、ステップは、０．０１°程度が好ましい。特定の回折角度での強度（ｃｐｓ）を得るためには、前後±０．０５°の平均値を得る。添加成分が微量な場合は、添加元素に関わる金属間化合物が検出できない場合があるため、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層からＴＥＭサンプルを作製し、微小金属間化合物を探して、電子回折像から同定を行うと良い。

Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層の組織観察をするためには、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層断面を研磨してナイタールエッチングの後組織を観察して、Ａｌ−Ｆｅ合金層、及びＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層の厚みを測定することができる。ＣＰ加工を用いれば、めっき層組織をより精細に観察することが可能である。Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層観察にはＦＥ−ＳＥＭを用いることが好ましい。

Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層中の各相（ただし、Ｚｎ−Ａｌ−ＭｇＺｎ_２三元共晶組織は除く各相）の面積分率は、次の方法により測定する。

Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層中の各相の面積分率を測定するためには、ＥＤＳ（エネルギー分散型Ｘ線分析装置）を搭載したＦＥ−ＳＥＭ、ＴＥＭを使用する。なお、各相の同定に、ＥＰＭＡ装置を使用してもよい。

測定対象となるＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層の任意の断面（厚み方向に切断した断面）にＣＰ（クロスセッションポリッシャ）加工を施す。ＣＰ加工後、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層の断面のＳＥＭの反射電子像を得る。ＳＥＭの反射電子像は、約１００μｍ以上（厚み方向：Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層が収まる視野選択）×２０００μｍ（鋼材の表面と平行方向）の四方の任意の領域から、面積測定用の３か所以上を倍率１０００倍で観察した像（約Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層厚みμｍ×約１５０μｍ）とする。

次に、同じ測定対象となるＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層の任意の断面（Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層厚み方向に切断した断面）にＦＩＢ（集束イオンビーム）加工を施す。ＦＩＢ加工後、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層の断面組織のＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）の電子回折像を得る。そして、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層に含まれる金属又は金属間化合物を同定する。

次に、ＳＥＭの反射電子像とＴＥＭの電子回折像の同定結果とを比較し、ＳＥＭの反射電子像において、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層に有する各相を同定する。なお、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層に有する各相の同定において、ＥＤＳ点分析し、ＥＤＳ点分析の結果とＴＥＭの電子回折像の同定結果とを照合するとよい。

次に、ＳＥＭの反射電子像において、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層に有する各相が示すグレースケールの明度、色相及びコントラスト値の３値を判定する。各相が示す明度、色相及びコントラスト値の３値は、各相に含有する元素の原子番号を反映することから、通常、原子番号が小さいＡｌ量、Ｍｇ量の含有量が多い相程、黒色を呈し、Ｚｎ量が多い相程、白色を呈する傾向がある。

上記ＥＤＳの照合結果から、ＳＥＭの反射電子像と整合するように、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層中に含まれる各相が示す上記３値の範囲のみ、色変わりするようなコンピューター画像処理を実施する（たとえば、特定の相のみ、白色画像で表示するようにして、視野における各相の面積（ピクセル数）等を算出する）。この画像処理を各相に実施することにより、ＳＥＭの反射電子像中に占めるＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層中の各相の面積分率を求める。

そして、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層の各相の面積分率は、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層の任意の断面（Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層厚み方向に切断した断面）の少なくとも３視野以上において、上記操作により求めた各相の面積分率の平均値とする。
なお、倍率１０００倍のＳＥＭの反射電子像では、Ｚｎ−Ａｌ−ＭｇＺｎ_２三元共晶組織中に存在する「ＭｇＺｎ_２相、Ａｌ相およびＺｎ相」は境界・面積分率識別できない。つまり、ここで、求める「ＭｇＺｎ_２相、Ａｌ相およびＺｎ相の各面積分率」は、後述するＺｎ−Ａｌ−ＭｇＺｎ_２三元共晶組織中に存在する「ＭｇＺｎ_２相、Ａｌ相およびＺｎ相」を除く各面積分率である。
ただし、１００００倍を程度の拡大像では、三元共晶組織であっても個別の面積分率を求めることができるため、下記、画像処理の条件に従って、三元共晶中の各相の割合を算出することが可能である。

ここで、図２及び図４に示すように、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層断面のＳＥＭ画像はいずれも反射電子像で撮影されたものだが、通常、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層を構成する相（Ａｌ相、ＭｇＺｎ_２相、Ｚｎ相等）は、原子番号差が明確であるため、容易に区別できる。

その他の金属間化合物相（Ｃａ−Ｚｎ−Ａｌ金属間化合物等）は、ＭｇＺｎ_２相と近いコントラストを示すことがあるが、形状が独特である。そのため、これらの金属間化合物相も比較的容易に識別することができる。
原子番号の小さいＳｉを含む金属間化合物相（Ｃａ−Ｚｎ−Ａｌ−Ｓｉ金属間化合物等）も、コントラストで暗く、比較的容易に識別することができる。
原子番号が小さいＢを含む金属間化合物相（Ｃａ−Ａｌ−Ｂ金属間化合物相等）も、Ｓｉを含む金属間化合物相と同様に、コントラストで暗く、比較的容易に識別することができる。判別が難しい場合は、ＴＥＭによる電子線回折を実施する。

Ｃａ−Ｚｎ−Ａｌ金属間化合物相およびＣａ−Ｚｎ−Ａｌ−Ｓｉ金属間化合物相の各平均結晶粒径は、次の通り実施する。
上記各相の面積分率を測定するときのＳＥＭ観察において、確認された各化合物相のうち、上位５個の結晶粒径を持つ各化合物相を選択する。そして、この操作を５視野分行い、計２５個の結晶粒径の算術平均を、Ｃａ−Ｚｎ−Ａｌ金属間化合物相およびＣａ−Ｚｎ−Ａｌ−Ｓｉ金属間化合物相の各平均結晶粒径とする。

Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層中のＺｎ−Ａｌ−ＭｇＺｎ_２三元共晶組織の同定および面積分率は、次の方法により測定する。

まず、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層中の各相の面積分率の測定と同じ手法により、ＳＥＭの反射電子像で、Ａｌ相、Ｚｎ相およびＭｇＺｎ_２相の三相が共晶した組織を特定する。その組織の一部を、倍率３００００倍、大きさ３μｍ×４μｍ（対角線は、５μｍ）の長方形視野で観察する（図７参照）。このとき、長方形視野において、２本の対角線を引いたとき、１本の対角線につきＺｎ相を５回以上、およびＺｎ相周囲に広がるＭｇＺｎ_２相又はＡｌ相を５回以上、対角線が横切った場合、三元共晶組織であると判定する。この判定は、三元共晶組織特有の「三相それぞれが微細に分散している組織」であること基準としている。

なお、三元共晶組織が偏在する可能性、又は三元共晶組織が形成しにくい組成で、三元共晶組織が、３μｍ×４μｍの領域がとれない場合、１μｍ角の格子状に組織を区切り、格子内にそれぞれ各相が１個以上含有される場合は、三元共晶組織と判定する。

次に、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層中の各相の面積分率の測定と同じＳＥＭの反射電子像（倍率１０００倍、大きさ：約Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層厚みμｍ×約１５０μｍの観察した像）に対して、上記操作を繰り返して、三元共晶組織の連続性を確認しつつ、三元共晶組織の輪郭（領域）を把握する。そして、把握したＳＥＭの反射電子像中に占めるＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層中の三元共晶組織の面積分率を求める。
そして、三元共晶組織の面積分率は、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層の任意の断面（Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層厚み方向に切断した断面）の少なくとも３視野以上において、上記操作により求めた各相の面積分率の平均値とする。

めっき層硬度は、めっき層表面から荷重１０ｇｆの圧痕でビッカース硬さを測定すれば良い。３０点程度の平均値からビッカース硬度を得ることが好ましい。

めっき層の加工性を評価するためにはプレスによるＶ曲げ試験後のパウダリング量評価が好ましい。Ｖ曲げ部谷部には、圧縮応力が働くため、塑性変形能に乏しいめっき鋼板は、パウダリングが起きる。より厳しい加工性評価を行う場合は、Ｖ曲げ試験片を再度平板に戻した上でテープ剥離を行う、曲げ戻し試験によって評価することが好ましい。

以下、本開示のめっき鋼板に適用できる後処理について説明する。

本開示のめっき鋼板には、めっき層上に皮膜を形成してもよい。皮膜は、１層または２層以上を形成することができる。めっき層直上の皮膜の種類としては、例えば、クロメート皮膜、りん酸塩皮膜、クロメートフリー皮膜が挙げられる。これら皮膜を形成する、クロメート処理、りん酸塩処理、クロメートフリー処理は既知の方法で行うことができる。

クロメート処理には、電解によってクロメート皮膜を形成する電解クロメート処理、素材との反応を利用して皮膜を形成させ、その後余分な処理液を洗い流す反応型クロメート処理、処理液を被塗物に塗布し水洗することなく乾燥して皮膜を形成させる塗布型クロメート処理がある。いずれの処理を採用してもよい。

電解クロメート処理としては、クロム酸、シリカゾル、樹脂（りん酸、アクリル樹脂、ビニルエステル樹脂、酢酸ビニルアクリルエマルション、カルボキシル化スチレンブタジエンラテックス、ジイソプロパノールアミン変性エポキシ樹脂等）、および硬質シリカを使用する電解クロメート処理を例示することができる。

りん酸塩処理としては、例えば、りん酸亜鉛処理、りん酸亜鉛カルシウム処理、りん酸マンガン処理を例示することができる。

クロメートフリー処理は、特に、環境に負荷なく好適である。クロメートフリー処理には、電解によってクロメートフリー皮膜を形成する電解型クロメートフリー処理、素材との反応を利用して皮膜を形成させ、その後、余分な処理液を洗い流す反応型クロメートフリー処理、処理液を被塗物に塗布し水洗することなく乾燥して皮膜を形成させる塗布型クロメートフリー処理がある。いずれの処理を採用してもよい。

さらに、めっき層直上の皮膜の上に、有機樹脂皮膜を１層もしくは２層以上有してもよい。有機樹脂としては、特定の種類に限定されず、例えば、ポリエステル樹脂、ポリウレタン樹脂、エポキシ樹脂、アクリル樹脂、ポリオレフィン樹脂、又はこれらの樹脂の変性体等を挙げられる。ここで変性体とは、これらの樹脂の構造中に含まれる反応性官能基に、その官能基と反応し得る官能基を構造中に含む他の化合物（モノマーや架橋剤など）を反応させた樹脂のことを指す。

このような有機樹脂としては、１種又は２種以上の有機樹脂（変性していないもの）を混合して用いてもよいし、少なくとも１種の有機樹脂の存在下で、少なくとも１種のその他の有機樹脂を変性することによって得られる有機樹脂を１種又は２種以上混合して用いてもよい。また有機樹脂皮膜中には任意の着色顔料や防錆顔料を含んでもよい。水に溶解又は分散することで水系化したものも使用することができる。

本開示の実施例について説明するが、実施例での条件は、本開示の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本開示は、この一条件例に限定されるものではない。本開示は、本開示の要旨を逸脱せず、本開示の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。

（実施例Ａ）
表１−１〜１−３に示す化学組成のめっき層が得られるように、所定量の純金属インゴットを使用して、大気中、真空溶解炉でめっき浴を建浴した。めっき鋼板の作製には、バッチ式溶融めっき装置を使用した。

比較材としてＮｏ．１０２、１０３は、市販Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板、溶融Ｚｎめっき鋼板を用意した。いずれもめっき層の厚みは、２０μｍである。

めっき原板としては、３．２ｍｍの一般材熱延炭素鋼１００×２００ｍｍ（Ｃ＝０．１５％，Ｓｉ＝０．００５％，Ｍｎ＝０．５５％，Ｐ＝０．０１５％，Ｓ＝０．００５％）を使用し、めっき工程直前に、脱脂、酸洗を実施した。

いずれのサンプル作製においても、めっき原板について、めっき浴浸漬後引き上げまでの工程は同等の還元処理方法を実施した。すなわち、めっき鋼板をＮ_２−Ｈ_２（５％）（露点−４０°以下、酸素濃度２５ｐｐｍ未満）環境下、室温から８００℃までを通電加熱で昇温し、６０秒保持した後、Ｎ_２ガス吹き付けにて、めっき浴温＋１０℃まで冷却し、直ちにめっき浴に浸漬した。
なお、いずれのめっき原板も、めっき浴への浸漬時間は０．２秒とした。Ｎ_２ガスワイピング圧力を調整し、めっき厚みが２０μｍ（±１μｍ）となるようにめっき鋼板を作製した。めっき浴浸漬から、ワイピング完了までは、バッチ式めっき装置を高速運転し、１秒以内に完了し、ただちにＮ_２ガスを吹き付け、めっき融点まで温度を降下させた。

めっき工程は、下記の６通りを実施した。

製法Ａ：めっき浴温はめっき浴の融点＋２０℃とした。めっき原板をめっき浴から引き上げ後、めっき融点直上でワイピングを完了した。めっき浴の融点から２５０℃までの平均冷却速度を１５（±５）℃／秒とし、２５０℃から１５０℃までの平均冷却速度を７．５（±２．５）℃／秒とする冷却プロセスでめっき層を得た。ただし、めっき浴の融点から、４２０℃までの冷却速度は５℃／秒超であり、４２０℃以上での保持時間は、５秒未満である。

製法Ｂ：めっき浴温はめっき浴の融点＋２０℃とした。めっき原板をめっき浴から引き上げ後、めっき融点直上でワイピングを完了した。めっき浴の融点から１５０℃までの平均冷却速度を４０（±１０）℃／秒）とする冷却プロセス（ミスト冷却）でめっき層を得た。ただし、めっき浴の融点から、４２０℃までの冷却速度は５℃／秒超であり、４２０℃以上での保持時間は５秒未満である。

製法Ｃ：めっき浴温はめっき浴の融点＋２０℃とした。めっき原板をめっき浴から引き上げ後、めっき浴の融点直上でワイピングを完了した。めっき浴の融点から４２０℃までの平均冷却速度４（±１）℃／秒（４２０℃以上での保持時間は５秒超）とし、４２０℃から２５０℃までの平均冷却速度１５（±５）℃／秒とする冷却プロセスでめっき層を得た。

製法Ｄ：めっき浴温はめっき浴の融点＋２０℃とした。めっき原板をめっき浴から引き上げ後、めっき浴の融点直上でワイピングを完了した。めっき浴の融点から４２０℃までの平均冷却速度を４（±１）℃／秒（４２０℃以上での保持時間は５秒超）とし、４２０℃から２５０℃までの平均冷却速度を３０（±５）℃／秒とする冷却プロセスでめっき層を得た。

製法Ｅ：めっき浴温はめっき浴の融点＋２０℃とした。めっき原板をめっき浴から引き上げ後、めっき浴の融点直上でワイピングを完了した。めっき浴の融点から４２０℃までの平均冷却速度を８（±２）℃／秒（４２０℃以上での保持時間は５秒超）とし、４２０℃から２５０℃までの平均冷却速度１５（±５）℃／秒）として冷却プロセスでめっき層を得た。

製法Ｆ：めっき浴温はめっき浴の融点＋２０℃とした。めっき原板をめっき浴から引き上げ後、めっき浴の融点直上でワイピングを完了した。めっき浴の融点から４２０℃までの平均冷却速度を８（±２）℃／秒（４２０℃以上での保持時間は５秒超）とし、４２０℃から２５０℃までの平均冷却速度３０（±５）℃／秒とした冷却プロセルでめっき層を得た。

−各相の面積分率の測定−
得られためっき鋼板から、めっき層の断面（めっき層の厚み方向に沿って切断した断面）を有する試料片を切り出した。そして、既述の方法にしたがって、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層に存在する下記相の面積分率を測定した。
・ＭｇＺｎ_２相の面積分率
・Ａｌ相の面積分率
・Ｚｎ相の面積分率
・Ｚｎ−Ａｌ−ＭｇＺｎ_２三元共晶組織（表中「三元共晶組織」と表記）の面積分率
・Ｃａ−Ａｌ−Ｂ金属間化合物相（表中「Ｂ化合物」と表記）の面積分率：Ａｌ_２ＣａＢ_５相、および、Ａｌ_２ＣａＢ_５相の一部の原子位置がＺｎ及びＭｇで置換された化合物相の合計の面積分率
・ＭｇとＳｎ、Ｂｉ又はＩｎとの金属間化合物相（表中「Ｓｎ化合物相」と表記）：Ｍｇ_２Ｓｎ相、Ｍｇ_３Ｂｉ_２相及びＭｇ_３Ｉｎ相の合計の面積分率
・その他の金属間化合物の面積分率：Ｍｇ_２Ｓｉ相、Ｃａ_２Ｓｉ相、ＣａＳｉ相、Ｃａ−Ｚｎ−Ａｌ金属間化合物相（表中「ＣＺＡ」と表記）、及びＣａ−Ｚｎ−Ａｌ−Ｓｉ金属間化合物相（表中「ＣＺＡＳ」と表記）の合計の面積分率（ただし、各相の面積分率は示さず、存在が確認された相を「Ｅｘ」と表記した。）

−めっき層のアーク溶接性−
得られためっき鋼板を用いて、めっき層のアーク溶接性の評価を次の通り実施した。
１００ｍｍ角のサンプルを２枚用意し、ＣＯ_２／ＭＡＧ溶接機で重ねすみ肉溶接サンプルを作製した。めっき鋼板一端１０ｍｍを重ね幅、互いのめっき鋼板の重ね隙間は０ｍｍ、下板脚長６ｍｍ程度でアーク溶接を実施した。溶接速度、０．３ｍ／ｍｉｎ、溶接ワイヤーはソリッドワイヤーＹＧＷ１４、φ１２、ＣＯ_２シールドガス流量、１５ｌ／ｍｉｎ、溶接電流は１５０〜２５０（Ａ）、アーク電圧は２０〜２４Ｖ、２ｐａｓｓとした。溶接ビードかを上側からＸ線透過試験を実施してブローホールの占有率Ｂｓ（％）を求めた。

Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板、Ｚｎめっき鋼板のブローホール占有率Ｂｓは約４０％であり、ブローホール占有率Ｂｓが４０％以上を「Ｂ」評価、ブローホール占有率Ｂｓが２０〜４０％を「Ａ」評価、ブローホール占有率Ｂｓが２０％未満を「Ｓ」評価とした。

−ＬＭＥの評価−
得られためっき鋼板を用いて、ＬＭＥの評価を次の通り実施した。
めっき鋼板７０ｍｍ×１５０ｍｍ中央に、ステンレス鋼溶接ワイヤφ１．２ｍｍ（ＪＩＳ Ｚ３３２３ ＹＦ３０９ＬＣ）で上記溶接条件（ただし、１ｐａｓｓ）に従い、７５ｍｍ長、３〜５ｍｍ幅のビードオンプレート溶接したビードオンプレート試験片を得た。その後、試験片に対して浸透探傷試験により割れの有無を確認した。

Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板、Ｚｎめっき鋼板では目視で確認できる３ｍｍ以上のＬＭＥ（つまり亀裂）が複数個確認された。
そこで、目視で確認できる５ｍｍ以上のＬＭＥが確認された場合は「Ｂ」評価とした。
溶接部（溶接金属）にＬＭＥはなく、溶接金属、溶接熱影響部（ＨＡＺ部）境界に周長５％未満の長さでマーカー跡が確認されたが、亀裂断面をＥＰＭＡ観察した結果、亀裂周囲にＺｎは確認されなかった場合は「Ａ」評価とした。
溶接部周囲（溶接金属の周囲）に亀裂がなく、マーカー跡がなかったものは「Ｓ」評価とした。

−溶接部裏面の耐食性−
得られためっき鋼板を用いて、溶接部裏面の耐食性を次の通り実施した。
ＬＭＥの評価と同様にビードオンプレート試験片を得た。この試験片の裏面を腐食促進試験（ＪＡＳＯ Ｍ ６０９−９１）にて、９０〜１８０サイクルでビード裏面部の赤錆を評価した。Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板では、９０サイクルで、ビード裏面上に点錆が発生した。Ｚｎめっき鋼板では全面赤錆となった。

９０サイクルでビード裏面部に点状の赤錆が確認されたものを「Ｂ」評価とした。
１２０サイクルでビード裏面部に点状の赤錆が確認されたものを「Ａ」評価とした。
１５０サイクルでビード裏面部に点状の赤錆が確認されたものを「ＡＡ」評価とした。
１８０サイクルでビード裏面部に点状の赤錆が確認されたものを「ＡＡＡ」評価とした。
１８０サイクルでビード裏面部に赤錆発生がなかったものは「Ｓ」評価とした。

−溶接部周囲の耐食性−
得られためっき鋼板を用いて、溶接部周囲の耐食性を次の通り実施した。
ＬＭＥの評価と同様にビードオンプレート試験片を得た。この試験片の表面を塩水噴霧試験（ＪＩＳ Ｚ ２３７１）に１０００〜１３００時間供して、耐食性を確認した。
Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板では、１０００時間経過時点で、溶接部周囲から赤錆垂れが確認された。Ｚｎめっき鋼板では全面赤錆となった。

１０００時間経過時点で溶接部周囲に点状の赤錆が確認されたものを「Ｂ」評価とした。
１１００時間経過時点で溶接部周囲に点状の赤錆が確認されたものを「Ａ」評価とした。
１２００時間経過時点で溶接部周囲に点状の赤錆が確認されたものを「ＡＡ」評価とした。
１３００時間経過時点で溶接部周囲に点状の赤錆が確認されたものを「ＡＡＡ」評価とした。
１３００時間経過時点で溶接部周囲に赤錆が確認されなかったものを「Ｓ」評価とした。

−めっき層の加工性−
得られためっき鋼板を用いて、めっき層の加工性の評価を次の通り実施した。
めっき鋼板に対して１０Ｒ−９０°Ｖ曲げプレス試験を実施し、Ｖ曲げ谷部に巾２４ｍｍのセロハンテープを押し当てて引き離し、目視でパウダリングを判断した。

テープにパウダリング剥離粉が付着したものは「Ｂ」評価、
パウダリング剥離しなかったものは「Ａ」評価とした

実施例Ａについて、表１−１〜表１−６に一覧にして示す。

（実施例Ｂ）
表２−１に示す化学組成のめっき層が得られるように、所定量の純金属インゴットを使用して、大気中、真空溶解炉でめっき浴を建浴した。めっき鋼板の作製には、バッチ式溶融めっき装置を使用した。

めっき原板としては、３．２ｍｍの一般材熱延炭素鋼１００×２００ｍｍ（Ｃ＝０．１５％，Ｓｉ＝０．００５％，Ｍｎ＝０．５５％，Ｐ＝０．０１５，Ｓ＝０．００５％）を使用し、めっき工程直前に、脱脂、酸洗を実施した。

いずれのサンプル作製においても、めっき原板について、めっき浴浸漬後引き上げまでの工程は同等の還元処理方法を実施した。すなわち、めっき鋼板をＮ_２−Ｈ_２（５％）（露点−４０°以下、酸素濃度２５ｐｐｍ未満）環境下、室温から８００℃までを通電加熱で昇温し、６０秒保持した後、Ｎ_２ガス吹き付けにて、めっき浴温＋１０℃まで冷却し、直ちにめっき浴に浸漬した。
なお、いずれのめっき原板も、めっき浴への浸漬時間は０．２秒とした。Ｎ_２ガスワイピング圧力を調整し、めっき厚みが２０μｍ（±１μｍ）となるようにめっき鋼板を作製した。めっき浴浸漬から、ワイピング完了までは、バッチ式めっき装置を高速運転し、１秒以内に完了し、ただちにＮ_２ガスを吹き付け、めっき浴の融点まで温度を降下させた。

めっき工程は、下記の２通りを実施した。

製法Ｃ(実施例Ａ同様)：
めっき浴温はめっき浴の融点＋２０℃とした。めっき原板をめっき浴から引き上げ後、めっき浴の融点直上でワイピングを完了した。めっき浴の融点から４２０℃までの平均冷却速度を４（±１）℃／秒（４２０℃以上での保持時間は５秒超）とし、４２０℃から２５０℃までの平均冷却速度を１５（±５）℃／秒とする冷却プロセスでめっき層を得た。

製法Ｇ：めっき浴温はめっき浴の融点＋２０℃とした。めっき原板をめっき浴から引き上げ後、めっき浴の融点直上でワイピングを完了した。めっき浴の融点から３５０℃までの平均冷却速度４（±１）℃／秒（４２０℃以上での保持時間は７秒超）とし、３５０℃から２５０℃までの平均冷却速度を１５（±５）℃／秒とした冷却プロセスでめっき層を得た。

製法Ｈ：めっき浴温はめっき浴の融点＋２０℃とした。めっき原板をめっき浴から引き上げ後、めっき浴の融点直上でワイピングを完了した。めっき浴の融点から２５０℃までの平均冷却速度４（±２）℃／秒（４２０℃以上での保持時間は１０秒超）とする冷却プロセスでめっき層を得た。

得られためっき鋼板を用いて、実施例Ａと同様にして、各相の面積分率、各種性能評価を実施した。

ただし、Ｃａ−Ｚｎ−Ａｌ金属間化合物相およびＣａ−Ｚｎ−Ａｌ金属間化合物相の存在が確認されたときは、各化合物相の平均結晶粒径を既述の方法に従って測定した。そして、表中に平均結晶粒径を示す。なお、平均結晶粒径の単位は「μｍ」である。

また、得られためっき鋼板を用いて、塗装後耐食性を次の通り実施した。
実施例Ａで実施したＬＭＥの評価と同様にビードオンプレート試験片を作製した。この試験片に対して、日本パーカライジング株式会社製の表面調整処理剤（商品名：プレパレンＸ）を用いて、表面調整を室温で２０秒間行った。
次に、日本パーカライジング株式会社製のりん酸亜鉛処理液（商品名：パルボンド３０２０）を用いて、りん酸塩処理を行った。具体的には、処理液の温度を４３℃とし、熱間プレス鋼材を処理液に１２０秒間浸漬した。これにより、鋼材表面にりん酸塩被膜が形成された。
次に、リン酸塩処理を実施した後、りん酸処理後のビードオンプレート試験片に対して、日本ペイント株式会社製のカチオン型電着塗料を、電圧１６０Ｖのスロープ通電で電着塗装し、更に、焼き付け温度１７０℃で２０分間焼き付け塗装した。電着塗装後の塗料の膜厚の平均は、いずれの試料についても１５μｍとした。
次に、おの試験片をＪＡＳＯ試験（Ｍ６０９−９１）に供して、塗装後のビード部周囲の赤錆発生状況を確認した。

９０サイクル以内でビード部もしくは熱影響部に点状の赤錆が確認されたものを「Ｂ」評価とした。
１２０サイクル以内でビード部もしくは熱影響部に点状の赤錆が確認されたものを「Ａ」評価とした。
１５０サイクル以内でビード部もしくは熱影響部に点状の赤錆が確認されたものを「ＡＡ」評価とした。
１８０サイクル以内でビード部もしくは熱影響部に点状の赤錆が確認されたものを「ＡＡＡ」評価とした。

実施例Ｂについて、表２−１〜表２−２に一覧にして示す。

以上、添付図面を参照しながら本開示の好適な実施形態について詳細に説明したが、本開示はかかる例に限定されない。本開示の属する技術の分野における通常の知識を有する者であれば、特許請求の範囲に記載された技術的思想の範疇内において、各種の変更例又は修正例に想到し得ることは明らかであり、これらについても、当然に本開示の技術的範囲に属するものと了解される。

なお、図１〜図５中、各符号が示す対象は次の通りである。
１ ：Ａｌ相（微細Ｚｎ相を含む。）
２ ：ＭｇＺｎ_２相（塊状）
３ ：Ｚｎ−Ａｌ−ＭｇＺｎ_２三元共晶組織
４ ：ＭｇＺｎ_２相（塊状）
５ ：Ａｌ相（α相）
６ ：Ａｌ相（β相）
７ ：Ｚｎ相
８ ：Ｃａ−Ａｌ−Ｂ金属間化合物相Ｂ化合物（Ａｌ_２ＣａＢ_５相：原子比率はＥＤＳ定量分析による推定）
９ ：Ｚｎ−Ａｌ−ＭｇＺｎ_２三元共晶組織のＺｎ相
１０：Ｚｎ−Ａｌ−ＭｇＺｎ_２三元共晶組織のＭｇＺｎ_２相
１１：Ｚｎ−Ａｌ−ＭｇＺｎ_２三元共晶組織のＡｌ相
２０：α相（通常のα相）
２１：β相（通常のβ相）
１００ ：めっき層
１００Ａ：めっき層
１０１ ：Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層
１０１Ａ：Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層
１０２ ：Ａｌ−Ｆｅ合金層
１０２Ａ：Ａｌ−Ｆｅ合金層

本開示では、更に以下の付記を開示する。
（付記１）
鋼材と、前記鋼材の表面に配されたＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層を含むめっき層とを備えた溶融めっき鋼板であって、
前記Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層の任意の断面組織において、相当円直径で結晶粒径１μｍ以上のＭｇＺｎ_２相とＡｌ相の合計の面積率が７０％以上であり、Ｚｎ相の面積率が１０％未満であり、
前記Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層が、Ｍｇ_２Ｓｉ相、Ｃａ_２Ｓｉ相、ＣａＳｉ相、Ｃａ−Ｚｎ−Ａｌ相、及びＣａ−Ｚｎ−Ａｌ−Ｓｉ相からなる群より選ばれる少なくとも１種の金属間化合物相を含有し、
前記めっき層が、質量％で、
Ｚｎ：４４．９％超〜７４．９％未満、
Ａｌ：２０％超〜３５％未満、
Ｍｇ：５％超〜２０％未満、
Ｃａ：０．１％〜３．０％未満、
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％、及び
不純物からなり、元素群ＡをＹ、Ｌａ及びＣｅ、元素群ＢをＣｒ、Ｔｉ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｃｕ及びＭｎ、元素群ＣをＳｒ、Ｓｂ及びＰｂ、並びに元素群ＤをＳｎ、Ｂｉ及びＩｎとした場合、元素群Ａから選ばれる元素の合計の含有量が０．５％以下、Ｃａと元素群Ａから選ばれる元素との合計の含有量が３．０％未満、元素群Ｂから選ばれる元素の合計の含有量が０．２５％以下、元素群Ｃから選ばれる元素の合計の含有量が０．５％以下、元素群Ｄから選ばれる元素の合計の含有量が２０％以下である溶融めっき鋼板。

（付記２）
前記Ａｌが２２％超〜３５％未満であり、前記Ｍｇが１０％超〜２０％未満であり、前記Ｃａが０．３％〜３．０％未満であり、前記Ｓｉが０．１％〜１％である付記１に記載の溶融めっき鋼板。

（付記３）
前記めっき層が、Ｂ、元素群Ａ（Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ）、元素群Ｂ（Ｃｒ、Ｔｉ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｃｕ、Ｍｎ）、及び元素群Ｃ（Ｓｒ、Ｓｂ、Ｐｂ）からなる群より選ばれる少なくとも１種を含有し、前記めっき層が、質量％で、
Ｂを含有する場合は、Ｂ：０．０５％〜０．５％、
元素群Ａから選ばれる元素を含有する場合は、その合計の含有量が０．０５％〜０．５％、
元素群Ｂから選ばれる元素を含有する場合は、その合計の含有量が０．０５％〜０．２５％、
元素群Ｃから選ばれる元素を含有する場合は、その合計の含有量が０．０５％〜０．５％を満たす付記１又は付記２に記載の溶融めっき鋼板。

（付記４）
前記Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層が、Ａｌ２ＣａＢ５、又は一部の原子位置がＺｎ及びＭｇで置換されたＣａ−Ａｌ−Ｂ化合物であってＢが原子％で４０％以上のＣａ−Ａｌ−Ｂ化合物を含有する付記１〜付記３のいずれか１項に記載の溶融めっき鋼板。

（付記５）
前記めっき層が、元素群Ｄ（Ｓｎ、Ｂｉ、Ｉｎ）から選ばれる少なくとも１種の元素を含有し、前記めっき層が、質量％で、
Ｓｎ＋Ｂｉ＋Ｉｎ＝０．０５％〜２０％
を満たし、前記めっき層が、Ｍｇ2Ｓｎ、Ｍｇ3Ｂｉ2及びＭｇ3Ｉｎからなる群より選択される少なくとも１種の金属間化合物をさらに含有する付記１〜付記４のいずれか１項に記載の溶融めっき鋼板。

（付記６）
前記めっき層がＡｌ−Ｆｅ合金層をさらに含み、前記Ａｌ−Ｆｅ合金層が前記鋼材の表面に形成され、前記Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層が前記Ａｌ−Ｆｅ合金層上に形成された付記１〜付記５のいずれか１項に記載の溶融めっき鋼板。

日本国特許出願２０１７−０１３２５９の開示はその全体が参照により本明細書に取り込まれる。
本明細書に記載された全ての文献、特許出願、および技術規格は、個々の文献、特許出願、および技術規格が参照により取り込まれることが具体的かつ個々に記された場合と同程度に、本明細書中に参照により取り込まれる。

Claims (8)

1. 鋼材と、前記鋼材の表面に配され、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層を含むめっき層と、を有するめっき鋼材であって、
   前記Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層の断面において、ＭｇＺｎ_２相の面積分率が４５〜７５％、ＭｇＺｎ_２相およびＡｌ相の合計の面積分率が７０％以上、かつＺｎ−Ａｌ−ＭｇＺｎ_２三元共晶組織の面積分率が０〜５％であり、
   前記めっき層が、質量％で、
   Ｚｎ：４４．９０％超〜７９．９０％未満、
   Ａｌ：１５％超〜３５％未満、
   Ｍｇ：５％超〜２０％未満、
   Ｃａ：０．１％〜３．０％未満、
   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％、及び
   不純物からなり、
   元素群ＡをＹ、Ｌａ及びＣｅ、元素群ＢをＣｒ、Ｔｉ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｃｕ及びＭｎ、元素群ＣをＳｒ、Ｓｂ及びＰｂ、並びに元素群ＤをＳｎ、Ｂｉ及びＩｎとした場合、
   前記元素群Ａから選ばれる元素の合計の含有量が０％〜０．５％であり、
   Ｃａと前記元素群Ａから選ばれる元素との合計の含有量が０．１％〜３．０％未満であり、
   前記元素群Ｂから選ばれる元素の合計の含有量が０％〜０．２５％であり、
   前記元素群Ｃから選ばれる元素の合計の含有量が０％〜０．５％であり、
   前記元素群Ｄから選ばれる元素の合計の含有量が０％〜２０．００％である化学組成を有するめっき鋼材。
2. 前記Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層が、Ｍｇ_２Ｓｉ相、Ｃａ_２Ｓｉ相、ＣａＳｉ相、Ｃａ−Ｚｎ−Ａｌ金属間化合物相、及びＣａ−Ｚｎ−Ａｌ−Ｓｉ金属間化合物相よりなる群から選ばれる少なくとも１種の金属間化合物相を含有する請求項１に記載のめっき鋼材。
3. 前記Ａｌの含有量が２２％超〜３５％未満であり、前記Ｍｇの含有量が１０％超〜２０％未満であり、前記Ｃａの含有量が０．３％〜３．０％未満であり、前記Ｓｉの含有量が０．１％〜１．０％である請求項１又は請求項２に記載のめっき鋼材。
4. 前記Ａｌの含有量が１５％超〜２２％である請求項１又は請求項２に記載のめっき鋼材。
5. 前記めっき層が前記Ｂを含有する場合、前記Ｂの含有量は質量％で０．０５％〜０．５％であり、
   前記めっき層が前記元素群Ａから選ばれる元素を含有する場合、前記元素群Ａから選ばれる元素の合計の含有量は質量％で０．０５％〜０．５％であり、
   前記めっき層が前記元素群Ｂから選ばれる元素を含有する場合、前記元素群Ｂから選ばれる元素の合計の含有量は質量％で０．０５％〜０．２５％であり、
   前記めっき層が前記元素群Ｃから選ばれる元素を含有する場合、前記元素群Ｃから選ばれる元素の合計の含有量は質量％で０．０５％〜０．５％である請求項１〜請求項３のいずれか１項に記載のめっき鋼材。
6. 前記Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層が、Ａｌ_２ＣａＢ_５相、および、前記Ａｌ_２ＣａＢ_５相の一部の原子位置がＺｎ及びＭｇで置換された化合物相よりなる群から選択されるＣａ−Ａｌ−Ｂ金属間化合物相であって、Ｂが原子％で４０％以上のＣａ−Ａｌ−Ｂ金属間化合物相を含有する請求項１〜請求項５のいずれか１項に記載のめっき鋼材。
7. 前記めっき層が前記元素群Ｄから選ばれる元素を含有する場合、前記元素群Ｄから選ばれる元素の合計の含有量は質量％で０．０５％〜２０％であり、
   前記Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層が、Ｍｇ_２Ｓｎ相、Ｍｇ_３Ｂｉ_２相及びＭｇ_３Ｉｎ相からなる群より選択される少なくとも１種の金属間化合物相を含有する請求項１〜請求項６のいずれか１項に記載のめっき鋼材。
8. 前記めっき層が、前記鋼材と前記Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金層との間にＡｌ−Ｆｅ合金層を有する請求項１〜請求項７のいずれか１項に記載のめっき鋼材。