JP6787002B2 - Ａｌ−Ｍｇ系溶融めっき鋼材 - Google Patents

Description

本発明は、耐食性及び加工性に優れたＡｌ−Ｍｇ系溶融めっき鋼材に関する。

建材分野では、多種多様な溶融めっき鋼板が利用されている。その多くは、Ｚｎ系めっき鋼板であるが、近年、Ｚｎ系めっき層中に、Ａｌを添加し、耐食性を向上した溶融めっき鋼板の利用が始まっている。長寿命化が望まれる建材分野では、さらなる高耐食性技術が求められており、さらにＭｇを添加し、高耐食化を実現しためっき鋼板として特許文献１や特許文献２に開示されるめっきも開発されている。

本発明者らは、以前より、Ｍｇを高い濃度で含むＺｎ−Ａｌ系溶融めっきを検討している。このようなめっきは、従来にない高い耐食性を発揮できるものとして期待されている。Ｍｇを高い濃度で含む溶融めっき鋼材が実現できれば、従来、高耐食性が重視され溶融めっき鋼材が適用できなかった分野まで、適用できる可能性が高まった。このような環境の一例として、海浜地区での溶融めっき鋼材の使用がある。

海浜地区で使用される溶融めっき鋼材のめっき表面には、海洋性由来の塩化物が多く付着することから、従来、高耐食化したＡｌ含有のＺｎめっき層であっても、めっき表層にあるアルミナ皮膜が塩化物の付着によって不安定になるため、このような環境で用いることは困難であった。Ｍｇを高濃度で含有する場合、耐食性が向上するため、このような環境においても使用することができるといえる。

一方、高耐食性めっき鋼材は、めっき層中に耐食性元素が含有されるため、これらの元素とＺｎまたはＡｌ等との合金化による金属間化合物の生成が進行し、その結果、めっき層の硬質化と延性の低下を招き、複雑な加工時にはめっき層が剥離するパウダリング、フレーキング現象の可能性が高まっている。建材分野においても、ベント曲げ、ロールフォーミング等、様々な加工がめっき鋼材に施されるが、パウダリング、フレーキングが発生すると、めっき鋼材の適用分野を制限してしまう。

パウダリング、フレーキング現象を回避するためには、めっき層の軟質化や延性向上を図るために、めっき層中に延性に優れた相を導入することが必要である。通常、これらを実現するためには、純金属に近い、単純金属相でめっき層が構成されることが好ましい。しかし、これらの相の導入は、これまで実施されてきた元素添加による高耐食化技術の流れに逆行し、一般的に耐食性は悪化する方向になる。

したがって、これまで溶融めっき鋼材において、極めて優れた耐食性と、加工性を両立する溶融めっき鋼材は実現されていなかった。

特開２００８−２５５４６４号公報 特開２００９−９１６５２号公報

本発明が解決しようとする課題は、耐食性及び加工性を飛躍的に向上させたＡｌ−Ｍｇ系溶融めっき鋼材を提供することである。

本発明者らが上記課題を解決するために鋭意検討したところ、めっき層中に準結晶相を多量に含有させることで、従来、溶融めっきでは得られなかった耐食性が発現されることを見出した。

一方、準結晶相は加工性が低いため、準結晶相を含有する溶融めっき層において加工性を高めるためには、めっき層中にＡｌ相を導入させて、準結晶相及びＡｌ相を含む共晶組織をめっき層中に形成させることにより、めっき層の加工性が高まることを見出した。
本発明は、上記知見に基づいてなされたもので、その要旨は次の通りである。

（１） 鋼材と、前記鋼材の表面に配されたＡｌ−Ｆｅ合金層及びＡｌ−Ｍｇ合金層を含むめっき層とが備えられ、
前記Ａｌ−Ｆｅ合金層は、前記鋼材表面に形成され、厚さが１００ｎｍ以上１５μｍ以下であり、
前記Ａｌ−Ｍｇ合金層は、前記Ａｌ−Ｆｅ合金層上に形成され、平均円相当径が１μｍ超の準結晶相と、前記準結晶相内に分散した結晶粒径２μｍ以下のＡｌ相とを含む共晶組織が５体積％以上含有され、
前記Ａｌ−Ｍｇ合金層の化学成分組成が、質量％で、
Ｚｎ：５％〜８３％、
Ｍｇ：２．５％〜３５％、
Ｃａ：０％〜５％、
Ｙ ：０％〜３．５％、
Ｌａ：０％〜３．５％、
Ｃｅ：０％〜３．５％、
Ｓｉ：０％〜１０％、
Ｃｒ：０％〜２．５％、
Ｔｉ：０％〜２．５％、
Ｎｉ：０％〜２．５％、
Ｃｏ：０％〜０．５％、
Ｖ ：０％〜０．５％、
Ｎｂ：０％〜０．５％、
Ｃｕ：０％〜２．５％、
Ｓｎ：０％〜２．５％、
Ｆｅ：０％〜３％、
Ｍｎ：０％〜２．５％、
Ｓｒ：０％〜０．５％、
Ｓｂ：０％〜０．５％、
Ｐｂ：０％〜０．５％
を含有し、Ｃａ＋Ｙ＋Ｌａ＋Ｃｅ≦５を満たし、残部がＡｌ及び不純物からなるＡｌ−Ｍｇ系溶融めっき鋼材。
（２） 前記Ａｌ−Ｍｇ合金層の化学成分組成が、
Ｚｎ：５％〜６５％、
Ｍｇ：２．５％〜３０％、
Ｃａ：０．１％〜３％、
Ｙ ：０％〜３％、
Ｌａ：０％〜３％、
Ｃｅ：０％〜３％の条件を満たし、
前記Ａｌ−Ｍｇ合金層中に、１０体積％以上の初晶Ａｌ相と、５体積％以上の前記共晶組織とを含み、更に、前記初晶Ａｌ相と前記共晶組織が合計で７０体積％以上含む（１）に記載のＡｌ−Ｍｇ系溶融めっき鋼材。
（３） 前記Ａｌ−Ｍｇ合金層の化学成分組成が、
Ｚｎ：５％〜５８％、
Ｍｇ：２．５％〜２５％の条件を満たし、
前記Ａｌ−Ｍｇ合金層中に、３５体積％以上の初晶Ａｌ相と、５体積％以上の前記共晶組織とを含み、更に、前記初晶Ａｌ相と前記共晶組織が合計で８５体積％以上含む（１）または（２）に記載のＡｌ−Ｍｇ系溶融めっき鋼材。
（４） 前記Ａｌ−Ｆｅ合金層の厚みが５μｍ以下である（１）乃至（３）の何れか一項に記載のＡｌ−Ｍｇ系溶融めっき鋼材。
（５） 前記Ａｌ−Ｍｇ合金層の硬度が１００Ｈｖ以上である（１）乃至（４）の何れか一項に記載のＡｌ−Ｍｇ系溶融めっき鋼材。

本発明によれば、耐食性及び加工性に優れたＡｌ−Ｍｇ系溶融めっき鋼材を提供できる。

本発明の実施形態であるＡｌ−Ｍｇ系溶融めっき鋼材に含まれる準結晶相より得られる電子線回折像である。 本発明の実施形態であるＡｌ−Ｍｇ系溶融めっき鋼材のめっき層断面の光学顕微鏡写真である。 本発明の実施形態であるＡｌ−Ｍｇ系溶融めっき鋼材のめっき層断面の光学顕微鏡写真である。 本発明の実施形態であるＡｌ−Ｍｇ系溶融めっき鋼材のめっき層断面の電子顕微鏡による反射電子像である。

以下、本発明の実施形態について説明する。
本実施形態のＡｌ−Ｍｇ系溶融めっき鋼材（以下、めっき鋼材という）は、鋼材と、鋼材表面に形成されためっき層とからなる。鋼材表面に形成されためっき層は、厚さ１００ｎｍ以上１５μｍ以下のＡｌ−Ｆｅ合金層と、厚さ２μｍ以上５０μｍ以下のＡｌ−Ｍｇ合金層とを含む。

めっき層全体の厚みの上限は例えば６０μｍ以下である。めっき層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下限については特に限定されるものではないが、例えば、通常の溶融めっき法はめっき浴の粘性、比重が関連し、さらにめっき部材の引上速度、ワイピングの強弱によって目付調整されるため、下限は２μｍ程度である。

すなわち、本実施形態のめっき鋼材のめっき層は、Ａｌ−Ｆｅ合金層及びＡｌ−Ｍｇ合金層の２層構成である。以下、鋼材及びめっき層について順次説明する。

めっきの下地となる鋼材は、材質に特に制限はない。詳細は後述するが、一般鋼、Ｎｉプレめっき鋼などを特に制限はなく用いることができ、Ａｌキルド鋼や一部の高合金鋼も適用することも可能であり、形状にも特に制限はない。鋼材に対して後述する溶融めっき法を適用することで、Ａｌ−Ｆｅ合金層及びＡｌ−Ｍｇ合金層を含むめっき層が形成される。

Ａｌ−Ｆｅ合金層は、鋼材表面に形成されており、組織としてＡｌ_３Ｆｅ相が主に含まれる。Ａｌ−Ｆｅ合金層は、地鉄、めっき浴の相互の原子拡散によって形成される。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_３Ｆｅ相が最も多く形成するが、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ため、部分的には、ＡｌＦｅ相が少量含まれる場合があり、また、Ａｌ−Ｍｇ合金層に近い部分ではＡｌ_５Ｆｅ_２相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も少量含有される場合がある。プレめっき鋼板をめっき原板として利用した場合も、プレめっき元素が少量含有される場合がある。なお、Ａｌ_３Ｆｅ相、ＡｌＦｅ相、Ａｌ_５Ｆｅ_２相の耐食性は大差がない。めっき層中に占めるＡｌ−Ｆｅ合金層の厚みは小さく、また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差は、これらの相の比率が代わったとしても大差がない。

Ａｌ−Ｆｅ合金層の化学成分は、Ａｌ_３Ｆｅ相がＡｌ−Ｆｅ合金層に主に含まれることから、平均組成がＦｅ：３０〜５０％、Ａｌ：５０〜７０％、０％超５％以下のＺｎと不可避不純物とされる。本実施形態では、界面合金層であるＡｌ−Ｆｅ合金層の厚みよりもＡｌ−Ｍｇ合金層の厚みが大きくなるので、Ａｌ−Ｆｅ合金層の耐食性への寄与は、Ａｌ−Ｍｇ合金層と比較すると小さくなるが、Ａｌ−Ｆｅ合金層は耐食性元素であるＡｌ及びＺｎを一定濃度以上含有することから、地鉄に対して犠牲防食能と腐食バリア効果はある程度有している。プレめっき鋼板をめっき原板として利用した場合は、溶融めっき後も、めっき原板にプレめっき元素が残存し、地鉄との界面付近にて、Ａｌ−Ｆｅ合金層に少量のプレめっき元素が検出される場合があるが、Ｆｅ元素と置換する固溶状態として存在し、Ａｌ−Ｆｅ合金層に占める厚みも濃度も極めて低いため、犠牲防食能やバリア効果に影響を与えるものではない。

Ａｌ−Ｆｅ合金層の正確に成分を把握するためには、あらかじめ成分確定した合金にて高周波グロー放電発光分光分析装置（ＧＤＳ）で定量分析用の検量線を作成し、対象とするめっき層の深さ方向の元素強度分布を把握して成分濃度を決定する。例えばφ５ｍｍのＧＤＳ分析にて、深さ方向の成分強度がほぼ平坦になる場所の成分を把握し、５箇所以上の測定結果から、その平均値を採用すれば良い。ＧＤＳによる成分把握はＡｌ−Ｆｅ合金層に加えて、上層のＡｌ−Ｍｇ合金層にも適用可能であるが、正確な成分測定には一定以上の厚み、例えば１μｍ以上が必要な場合が多い。１μｍ未満の場合は、ＥＰＭＡや、ＴＥＭ−ＥＤＳ分析の定量分析の方が正確な値が得られる場合が多い。

Ａｌを含有する溶融めっき層を作製すると、必然的に界面合金層としてのＡｌ−Ｆｅ合金層が形成する。Ａｌ−Ｆｅ合金層の厚みの下限値は特に制限するものでないが、本実施形態では、界面合金層の形成が最も抑制された場合の厚みが１００ｎｍ程度になるので、１００ｎｍを下限とする。Ａｌ−Ｆｅ合金層が１００ｎｍ以上あれば、めっき層と地鉄との密着性を十分に確保できる。

一方で、Ａｌ−Ｆｅ合金層の厚みの上限は、１５μｍ以下が好ましく、５μｍ以下がより好ましく、２μｍ以下が更に好ましい。腐食防止の観点からは、Ａｌ−Ｆｅ合金層は厚い方が好ましいが、厚すぎるＡｌ−Ｆｅ合金層は著しくめっき層の加工性を劣化させる原因となる。また、Ａｌ−Ｆｅ合金層が厚くなると、Ａｌ−Ｆｅ合金層上に形成するＡｌ−Ｍｇ合金層のＡｌ成分が不足し、さらに、めっき密着性、加工性が極端に悪化する傾向になる。よって、Ａｌ−Ｆｅ合金層の厚みの上限は上記の範囲がよい。特に、厚みを５μｍ以下にすることで、Ｖ曲げ試験等において発生するＡｌ−Ｆｅ合金層を起点に発生するめっきのクラック数が減少させることができる。

Ａｌ−Ｆｅ合金層は、一度形成すると、Ｖ曲げ試験等においてめっき層が線上に剥離するフレーキングを引き起こしやすい。後述するが、加工性の乏しい初晶準結晶相がＡｌ−Ｍｇ合金層中に存在することによるめっき層の剥離よりも、Ａｌ−Ｆｅ合金層等に起因する界面を起点とする剥離は、抑制しづらい。これは部分的に存在する初晶準結晶に対して、界面合金層がめっき層全面に形成されているため、パウダリング量がやや多くなる傾向にあるためである。従って、パウダリングを回避するためには、Ａｌ−Ｆｅ合金層を薄くすることが欠かせない。

次に、Ａｌ−Ｍｇ合金層について説明する。Ａｌ−Ｍｇ合金層は、Ａｌ−Ｆｅ合金層の上に積層され、平均円相当径が１μｍ超の準結晶相と準結晶相内に分散した結晶粒径２μｍ以下のＡｌ相とを含む共晶組織が５体積％以上含有されている。

Ａｌ−Ｍｇ合金層中に、準結晶相及びＡｌ相からなる共晶組織が形成されるためには、Ａｌ−Ｍｇ合金層の化学成分組成が、質量％で、Ｚｎ：５％〜８３％、Ｍｇ：２．５％〜３５％、を少なくとも満たす必要がある。残部はＡｌ及び不純物である。この組成範囲外の組成は、基本的に準結晶が得られにくい組成であり、さらにめっき層が硬質となりやすい組成であるか、融点が非常に高く、めっき剥離が非常に起こりやすく溶融めっきとして適さない組成範囲である。Ａｌ、Ｍｇ、Ｚｎは準結晶を構成する元素であるから、必ず所定の量をＡｌ−Ｍｇ合金層に含有させる必要がある。本実施形態に開示する組成範囲で、適切な製造条件で溶融めっきを製造することで、準結晶相及びＡｌ相を含む共晶組織を５％以上、Ａｌ−Ｍｇ合金層中に含有させることができる。共晶組織に準結晶相が含有されるため、共晶組織が５％以上体積分率で含まれれば、準結晶相は少なくとも半量以上の３％は含有されることになる。上記組成範囲外になると、Ａｌ−Ｍｇ合金層に準結晶相以外の金属間化合物が増えて準結晶相と同じように加工性が劣位になる傾向にある。

＜Ｚｎ＞ ５〜８３％
Ａｌ−Ｍｇ合金層における耐食性の付与、準結晶の形成、および、Ｚｎ系一般塗料や化成処理に対しての適性が必要であるため、Ｚｎ濃度は５〜８３％とする。Ｚｎが５％未満となると、耐食性を悪化させるＭｇ相が析出しやすくなる。耐食性を向上させるためには、準結晶相の析出が不可欠であり、Ｚｎ濃度が低くなると、準結晶の成長が鈍くなる。また、過度の犠牲防食能が働くＭｇやＭｇ_５１Ｚｎ_２０相が必要以上に形成しやすい組成となり、各種Ｚｎ系塗料、化成処理との相性が悪くなる。従ってＺｎ量の下限値は５％以上とする。逆にＺｎ量が８３％を超えると、めっき層中にＺｎ相が析出しやすくなり、アルカリ耐食性が極めて悪くなる。また準結晶が殆ど形成しなくなる。よってＺｎの上限値は８３％以上とする。Ｚｎ量のより好ましい範囲は５〜６５％であり、更に好ましい範囲は５〜５８％である。めっき層の耐食性、加工性の観点からは、めっき層中のＺｎ濃度はＡｌ濃度を超えない範囲で高い方が好ましい傾向にある。

＜Ｍｇ＞ ２．５％〜３５％
Ｍｇは、準結晶の形成に大きく関係する元素である。Ｍｇが２．５％未満では準結晶相を十分に形成させることが困難になる。また、準結晶相の形成条件は、Ｍｇ濃度の他、Ａｌ濃度、Ｚｎ濃度、Ｃａ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ濃度と特に関係性がある。一般的に準結晶相の形成は後述するＦｒａｎｋ−Ｋａｓｐｅｒ相の形成領域と強い関連性があるため、Ａｌ濃度が高ければ高い程、Ｍｇ濃度は小さくとも準結晶相が形成しやすくなるが、Ｚｎ濃度が高くなると、Ｍｇ濃度が多く必要となる。またＣａ、Ｙ、Ｌａ、ＣｅはＭｇと準結晶相中で置換するため、Ｍｇの代用として活用することも可能である。本発明者らは経験的に、Ａｌ濃度が９０％以上では、濃度成分の合計値（［Ｍｇ濃度］＋［Ｃａ，Ｙ，Ｌａ，Ｃｅ濃度］）が２．５％以上、Ａｌ濃度が８０〜９０％では５％以上、Ａｌ濃度が８０〜５０％では９％以上、５０％未満では１０％以上をそれぞれ満たさないと、準結晶相は得られず、本発明にかかるめっき層の構成を形成することができないことを知見した。
一方、Ｍｇが３５％を超えると、めっき浴中にドロスが大量に発生してめっきが困難になる。Ｍｇ量のより好ましい範囲は２．５〜３０％であり、更に好ましい範囲は２．５〜２５％である。また耐食性、加工性の観点から準結晶相の割合が一定以上必要で、共晶組織を増加させる、即ちＡｌ初晶を減らす必要があり、Ｍｇを１０％以上とすることが好ましい。ただし、この場合はＡｌ濃度を８０％未満とした方がより好ましい。成分組成的には、めっき層中のＭｇ濃度は、Ａｌ及びＺｎの濃度を超えない範囲で高い濃度であることが好ましい。

＜Ａｌ＞ 残部
Ａｌは、Ａｌ−Ｍｇ合金層の化学成分の残部であるが、Ａｌ−Ｍｇ合金層中のＡｌは、耐食性を付与する準結晶の形成に大きく関係する元素である。Ａｌが少ないと、ＭｇＺｎ_２が多量に形成し、相対的に準結晶相が得にくくなる。また、Ａｌが過剰になると、Ａｌ系金属間化合物が形成してアルカリ耐食性、Ｚｎ系塗料との相性が悪くなる傾向にある。従って、残部となるＡｌは、１％以上含まれることが好ましく、４０％以上含まれることがより好ましく、５５％以上含まれることが更に好ましい。Ａｌが４０％以上含まれると、初晶としてＡｌ相が析出しやすい条件となり、加工性が向上するためで、Ａｌが５５％以上になるとその効果は顕著となる。但し、前述の通りめっき層中にＡｌが過剰に存在するとＡｌ系金属間化合物が形成されるためアルカリ耐食性の低下や、Ｚｎ系塗料との相性が悪くなる傾向が認められることから、めっき層中のＡｌ濃度は７５％以下とする事が好ましく、６５％以下とする事がより好ましい。

Ａｌ−Ｍｇ合金層中に十分な量の共晶組織を形成するためには、Ａｌ濃度が８．２％以上にする必要がある。さらに好ましくは１６％以上とした方が好ましい。Ａｌ濃度が低い場合で共晶組織が得られる場合も、１６％未満では、Ｚｎが７０％以上存在するか、もしくは、Ｍｇが２０％以下を満たすことが必要で、Ｚｎ、Ｍｇ両方の成分条件を満たすことが好ましく、限られた組成範囲でしか共晶組織は得られない。
なお、初晶Ａｌ相は、共晶組織中に微細なＡｌ相が十分に含有された後、形成するため、初晶Ａｌ相を得るためには、Ａｌは４０％以上必要である。

また、溶融めっき法によりめっき鋼材を製造した場合は、Ａｌ−Ｍｇ合金層中に不可避的不純物としてＦｅがＡｌ−Ｆｅ合金層近傍で最大３％程度、混入しうる場合もあるが、めっき表面にまで拡散するＦｅはほとんどないため、Ａｌ−Ｍｇ合金層の性能には影響を与えない。

また、Ａｌ−Ｍｇ合金層中に、添加選択元素として、Ｃａ：０〜５％、Ｙ：０％〜３．５％、Ｌａ：０％〜３．５％、Ｃｅ：０％〜３．５％のうちの１種または２種以上を含有させてもよい。ただし、Ｃａ＋Ｙ＋Ｌａ＋Ｃｅ≦５％を満たす必要がある。

＜Ｃａ＞０〜５％
ＣａはＡｌと同様に準結晶の形成に大きく影響を与える元素である。ＣａはＭｇと原子半径が近いことから、準結晶相中でＭｇの位置に置換する。Ｃａは添加しなくても準結晶相は形成できるが、好ましくは０．１％以上は添加するとよい。また、Ｃａが５％を超えると、耐食性が劣る金属間化合物相が形成する。また、めっき層の凝固時の冷却速度が速い場合は、非平衡相の一種であるアモルファス相が形成する。さらに、平面耐食性、Ｚｎ系塗料に対しての適性も低下する傾向にある。よって、Ｃａの上限濃度を５％以下とする。

＜Ｙ：０％〜３．５％、Ｌａ：０％〜３．５％、Ｃｅ：０％〜３．５％＞
これらの元素は、原子半径が比較的Ｃａ原子に近く、効果もＣａと同等の効果があると推定される。一方、比重、融点、およびＺｎ、Ｍｇの相性からＣａと同等量に添加するとめっき浴においてドロスの形成量が多くなり、めっき鋼板の作製が困難となる。その結果、耐食性が極めて悪化する。従ってこれらの元素の上限濃度は３．５％以下とする。より好ましくは、それぞれ１〜３％である。

特に、より厳しい加工で、良好の加工性を達成するためには上述のＡｌ−Ｆｅ合金層の厚みを制御する必要がある。さらに、Ａｌ−Ｍｇ合金層中で、Ａｌ相の比率を高め、Ａｌ_４Ｃａ、Ａｌ_２Ｚｎ_２Ｃａ、Ａｌ_３ＺｎＣａ等の析出を抑制する必要もある。従って、Ｃａ、Ｌａ、Ｃｅ等の成分濃度は３％以下に制限した方が好ましい。

上記のように、Ｃａ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅがめっき層中に含有されることで、準結晶相がより形成されやすくなる。一方、Ｃａ濃度が高い場合や、Ｃａ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅの濃度の合計が高い場合は、準結晶相が途端に形成しなくなる。また、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅが上限値を超えると、準結晶相が形成しにくくなり、めっき自体の性能に悪影響を及ぼすおそれがあるので好ましくない。

また、Ａｌ−Ｍｇ合金層中に、添加選択元素として、Ｓｉ：０％〜１０％、Ｃｒ：０％〜２．５％、Ｔｉ：０％〜２．５％、Ｎｉ：０％〜２．５％、Ｃｏ：０％〜０．５％、Ｖ：０％〜０．５％、Ｎｂ：０％〜０．５％、Ｃｕ：０％〜２．５％、Ｓｎ：０％〜２．５％、Ｍｎ：０％〜２．５％、Ｓｒ：０％〜０．５％、Ｓｂ：０％〜０．５％、Ｐｂ：０％〜０．５％のうちの１種または２種以上を更に含有させてもよい。

＜Ｃｒ：０％〜２．５％、Ｔｉ：０％〜２．５％、＞
Ｔｉ、Ｃｒは、めっき層に準結晶相を好ましく生成させるために必要に応じて含有されてもよい。微量のＴｉ、Ｃｒがめっき層に含有されると、準結晶相が生成しやすくなり、準結晶相の構造が安定化すると考えられる。

＜Ｓｉ＞
Ｓｉは、１０％以下の濃度でめっき層に含有されると、Ｔｉ、Ｃｒと同じ様に準結晶相が生成しやすくなる事が確認されている。また、０．１％を超えて添加されると、Ａｌ−Ｆｅ合金層の成長が鈍化する事が確認されており、めっき層にＳｉを含有させることはめっき加工性に悪影響を及ぼすＡｌ−Ｆｅ合金層を抑制する有効な手段である。

しかし、Ｓｉはめっき浴中に含有されるＭｇや、Ｃａ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅと金属間化合物を形成し、析出しやすい。例えば、Ｃａ_２Ｓｉ、（Ｃａ,Ｌａ）_２Ｓｉ等は、めっき層中でＣａとＳｉが結合して形成する金属間化合物の代表例である。さらには、Ａｌ_４Ｃａ、Ａｌ_２Ｚｎ_２Ｃａ、Ａｌ_３ＺｎＣａ等の金属間化合物にも少量であるがＳｉは固溶する傾向にある。そして、これらＳｉを含有する金属間化合物は、めっき層に含有される物質内で最も活性であるため、高湿度環境や塩分飛来環境下でめっき層の色変化（黄変、黒変）の原因となりやすい。このため、外観品位に優れた製品を提供するためにはＳｉを添加しない方が良い。完全にこれらの現象を回避する場合は、厳しく濃度を制限する方が好ましく、０．０１％未満まで濃度管理することが好ましい。

また、Ｓｉ添加濃度が５％を超えると、めっき浴中にボトムドロスが形成しやすくなり、操業性が低下する場合がある。操業の観点からは、Ｓｉ濃度は５％以下、さらに好ましくは１％未満がよい。

以上述べたように、めっき鋼材に特に加工性が要求される場合は、Ａｌ−Ｆｅ合金層の成長を抑制するために、Ａｌ−Ｍｇ合金層中のＳｉ量を１０％以下にすることが好ましく、操業性を高めるためにはＳｉ量を５％以下にするとよい。Ｓｉを添加する場合の下限は、０．０１％以上が好ましく、０．１％以上がより好ましい。
また、めっき鋼材のめっきの性能の観点、即ち耐食性、加工性、耐変色性及び操業性を全てバランスよく満足させる観点からは、Ｓｉ濃度は０．０１％未満に管理する事が好ましい。

＜Ｎｉ：０％〜２．５％、Ｃｏ：０％〜０．５％、Ｖ：０％〜０．５％、Ｎｂ：０％〜０．５％、Ｃｕ：０％〜２．５％、Ｓｎ：０％〜２．５％＞
Ｃｏ、Ｎｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｃｕ及びＳｎは、上述のＳｉ、Ｔｉ、Ｃｒと同様に、準結晶の安定生成に効果のある元素である。準結晶の生成に効果のある元素だが、詳細な研究の結果、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｃｒ等の元素の効果とは異なる添加効果があることが判明した。これらの元素がめっき層中に添加されると、Ｆｅ元素のめっき層への拡散が極端に抑制される。これらの元素は、主に鋼材とめっき層との界面付近でＡｌ_３Ｆｅ金属間化合物に固溶する傾向にある。同時に、Ｆｅ_１１Ｚｎ_４０という金属間化合物が形成しやすくなる。その結果、界面合金層としてのＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物の形成が抑制され、めっき層中のＡｌ成分の減少など、めっき層中の準結晶相の形成を阻害する要因が減少する。耐食性、準結晶相の形成に良い影響を与えない界面合金層の形成が抑制されることから、めっき層本来の耐食性が発揮される。ＳＳＴ試験等で、通常、界面合金層の厚みが小さい方が、赤錆発生時間が長くなる傾向にある。

これらの元素の添加方法には、予め原板となる鋼板に電気めっきや蒸着にてプレめっきしておき、めっき層の形成時にめっき層中に取り込ませる方法と、めっき浴中へのこれら元素を添加する方法がある。Ｎｉ、Ｃｏなどの高融点金属は、界面付近に多くが残留してしまうが、一般的にプレめっきした方がめっき層中にやや多く取り込まれる傾向にあり、界面合金層の形成の抑制効果も高い。界面付近に濃縮した場合でかつ、めっき層を６μｍ以下にした場合は、０．５％〜１．０％程度となり、０．５％を超える場合もあるが、多くは界面付近に濃縮しており、めっき層主層から検出されるＮｉ濃度は、０．５％未満であることが多い。一方、ＣｕやＳｎ、微量のＮｂ等は、めっき浴への添加でも容易に溶解し、比較的めっき層中に取り込まれやすく、界面合金層の抑制効果もみられる。

＜Ｍｎ：０％〜２．５％＞
めっき鋼材の母材である鋼材として、近年、高張力鋼（高強度鋼）が使用されるようになってきた。高張力鋼を使用してめっき鋼材を製造した場合、高張力鋼に含まれるＳｉ、Ｍｎ等の元素が、めっき層中に拡散することがある。ＳｉおよびＭｎのうち、Ｍｎは、Ｓｉが有する上述した効果を有さない。しかし、２．５％程度のＭｎがめっき層に含有されても、準結晶の生成挙動や、めっき層の耐食性に対して影響を与える可能性は小さい。よって、めっき層のＭｎ含有量を０％〜２．５％としてもよい。

＜Ｓｒ：０％〜０．５％、Ｓｂ：０％〜０．５％、Ｐｂ：０％〜０．５％＞
Ｓｒ、Ｓｂ、Ｐｂは、めっき外観を向上させる元素である。この効果を得るために、めっき層のＳｒ含有量を０％〜０．５％とし、Ｓｂ含有量を０％〜０．５％とし、Ｐｂ含有量を０％〜０．５％としてもよい。Ｓｒ含有量、Ｓｂ含有量、およびＰｂ含有量が上記範囲である場合、耐食性への影響はほとんどない。

次に、Ａｌ−Ｍｇ合金層を構成する組織について説明する。
本実施形態に開示した成分組成において、Ａｌ−Ｍｇ合金層を構成する組織は、以下のものが確認されている。すなわち、初晶Ａｌ相、初晶準結晶相、準結晶相及びＡｌ相を含む共晶組織である。また、選択元素の種類によって、Ａｌ_４Ｃａ、Ａｌ_２Ｚｎ_２Ｃａ、Ａｌ_３ＺｎＣａ等が含まれる場合がある。更に、微量に含有される相として、ＭｇＺｎ_２相、Ｍｇ_２Ｚｎ_３相（文献によっては、Ｍｇ_４Ｚｎ_７と表記される場合もあるが、同一物質として扱う。）Ｍｇ_５１Ｚｎ_２０相、Ｍｇ相、ＭｇＺｎ相等がある。

準結晶相は、準結晶を含む相である。準結晶は、１９８２年にダニエル・シュヒトマン氏によって初めて発見された結晶構造であり、正２０面体（ｉｃｏｓａｈｅｄｒｏｎ）の原子配列を有している。この結晶構造は、通常の金属、合金では得られない特異な回転対称性、例えば５回対称性を有する非周期的な結晶構造で、３次元ペンローズパターンに代表される非周期的な構造と等価な結晶構造として知られている。この金属物質を同定するためには、通常、ＴＥＭ観察による電子線観察によって、対象相から、正２０面体構造に起因する放射状の正１０角形の電子線回折像を得ることで確認される。例えば、図１に示す電子線回折像は、準結晶からのみ得られ、他のいかなる結晶構造からも得ることができない。

また、本実施形態に開示した成分組成から得られる準結晶相は、化学組成的には、簡易的に、Ｍｇ_３２（Ｚｎ、Ａｌ）_４９相として定義されるもので、Ｚｎ、Ａｌ比率に広がりがあり、Ｘ線回折により、ＪＣＰＤＳカード：ＰＤＦ＃００−０１９−００２９、又は、＃００−０３９−０９５１で同定できる回折ピークを示す。Ｆｒａｎｋ−Ｋａｓｐｅｒ相と呼ばれる場合もある。３６．３〜８°付近に回折ピークが観察されることが多い。
準結晶の正２０面体の結晶構造の形成には、同じくクラスターを有する菱型多面体構造をもつＭｇ_３２（Ｚｎ、Ａｌ）_４９相の形成が影響しているとされる。準結晶相の２０面体の結晶構造は３種類以上の結晶構造、例えば、マッカイクラスター、バーグマンクラスター、蔡クラスター型等の報告があり、その結晶構造については現在も研究中である。また、Ｍｇ_３２（Ｚｎ，Ａｌ）_４９相は、準結晶研究の初期から準結晶と同じ、近似結晶であることが指摘され、形成時の冷却方式により、部分的にクラスター構造が変化して上記に示す異なる２０面体構造を取り得る。本発明における準結晶相の定義とは、近似結晶を指し、準結晶と同等のクラスター構造を有した物質も含め、Ｍｇ_３２（Ｚｎ、Ａｌ）_４９相からの変異体と定義する。粗大で数１０μｍ以上の大きさで正２０面体構造を取るものも得られれば、数ｎｍの部分的にしか得られない場合もあり（すなわち、１つの結晶相を取り上げても図１の電子線回折像がいかなる場所からも得られる場合もあるが、Ｍｇ_３２（Ｚｎ、Ａｌ）_４９相の電子線回折像が得られ、図１の像が部分的にしか得られない場合もある）、準結晶相と近似結晶の区別は明瞭に定義することが現在は区別することが技術的に不可能である。Ｍｇ_３２（Ｚｎ、Ａｌ）_４９相中に準結晶相が含まれると推定されるが、部分的に準結晶を切り出すことが困難であり、一方、本発明における準結晶相に関わる性質は、クラスター構造に起因した特異な結晶構造に発現をもとにしていると推定され、近似結晶であるＭｇ_３２（Ｚｎ、Ａｌ）_４９相も、準結晶も同質と扱うことが可能である。このため、簡易的には、ＸＲＤで近似結晶のＭｇ_３２（Ｚｎ、Ａｌ）_４９相を探し、準結晶と同性能が得られる可能性を得て、より詳細に準結晶構造を探索する場合は、ＴＥＭで対象の結晶相の結晶構造を詳細に探索すれば良い。

また、その結晶構造から、準結晶は非常に硬質な物質であり、準結晶相自体の硬度は３５０〜４５０Ｈｖと考えられ、めっき層はその含有量の増加とともに硬質になるため、本実施形態のめっき層のめっき硬度は１００Ｈｖ以上となり、より詳しくは、およそ１２０〜４５０Ｈｖの範囲となる。準結晶相を多量に含有すると、めっき層の塑性変形能が急速に失われる。従って、塑性変形能を維持するために、本実施形態に係るＡｌ相を含む共晶組織のような軟質な組織をめっき層に導入する必要がある。

めっき層中に準結晶相が含有されると、めっきの腐食抵抗が増大し、暴露試験や、複合サイクル腐食試験において耐食性が劇的に改善する。とりわけ海水中における腐食減量が小さくなる傾向にある。たとえば、人工海水に長期間浸漬すると、準結晶相を含有しないめっき鋼材よりも腐食減量が極めて小さくなる。これは塩素に対して皮膜バリア性の弱いＡｌが準結晶相を含有することで、海水中で安定になり皮膜バリアをさらに強固にするためと考えられる。この効果は準結晶相が体積分率で３％以上含有されていれば、すなわち、共晶組織が５％以上含まれていれば、人工海水中での腐食減厚が小さくなって効果が確認できる。準結晶相が含有されていない場合はこの効果は確認できない。また、Ａｌ濃度も通常高い方がより好ましい。

本実施形態のＡｌ−Ｍｇ合金層は、準結晶相及びＡｌ相を含む共晶組織を５体積％以上含む。また、本実施形態のＡｌ−Ｍｇ合金層は、５体積％以上の共晶組織の他に、初晶Ａｌ相または初晶準結晶相のいずれか一方を含んでいてもよい。なお、初晶Ａｌ相は、共晶組織中のＡｌ相が析出する前に形成されるものとして区別される。めっき層の断面を顕微鏡観察した際に、明らかに共晶組織を構成しないＡｌ相は初晶Ａｌ相と判断してよい。また、初晶準結晶相は、共晶組織中の準結晶相が析出する前に形成されるものとして区別される。めっき層の断面を顕微鏡観察した際、円相当径で２μｍ以下のＡｌ相を含まない準結晶相は、初晶準結晶相と判断してよい。

Ａｌ−Ｍｇ合金層中での準結晶の析出形態は２形態存在する。１形態目である初晶準結晶相は、準結晶相が初晶として析出するため、塊状組織としてＡｌ−Ｍｇ合金層中に析出する。通常この初晶の塊状組織の平均円相当径は、１μｍ〜３００μｍ程度である。形状は、多角形の場合が多い。

２形態目である共晶組織中の準結晶相は、Ａｌ相との共晶組織として存在する。共晶組織中の準結晶相は、平均円相当径が１μｍ超であることが好ましい。平均円相当径が１μｍ以下の準結晶相は、耐食性が低下する傾向にある。共晶組織として準結晶相が存在する場合、準結晶相中には、相当円直径で、結晶粒径２μｍ以下のＡｌ相が体積分率で約２０〜５０％の割合で分散している。また、準結晶相よりもＡｌ相の融点が高いため、共晶組織は、準結晶中からＡｌ相が析出した構造を有する。ただし、Ａｌ濃度が高くなると、準結晶中に分散するＡｌ相の体積分率が上昇する。結晶粒径２μｍ以下とは、実験的に得られた数値であり、これ以上大きなＡｌ相が形成されることはなく、また、形成されたとしても耐食性への影響はない。結晶粒径が２μｍを超えるＡｌ相は、共晶組織を構成せず、初晶Ａｌ相を構成するものと判断してよい。

また共晶組織の構成は、めっき作製時の冷却速度にも影響し、めっき層凝固時の冷却速度が緩やかであると、Ａｌ相が結合・成長を繰り返し、初晶として析出するＡｌ相が増え、共晶組織中のＡｌ相の含有される体積分率がやや小さくなる。一方、めっき層の凝固時に急冷させると、共晶組織中に含有されるＡｌ相の体積分率がやや多くなる。

Ａｌ−Ｍｇ合金層中でのＡｌ相の析出形態も２形態存在する。１形態目である初晶Ａｌ相は、Ａｌ相が初晶として析出するため、塊状組織としてＡｌ−Ｍｇ合金層中に析出している。通常この初晶の塊状組織の平均円相当径は、１μｍ〜３００μｍ程度である。形状は、楕円形であることが多い。

第２形態目である共晶組織中のＡｌ相は、準結晶相との共晶組織として存在するものであり、上述の通りである。

本実施形態では、Ａｌ濃度が３５〜４５％の間に存在する共晶線を境に、初晶として準結晶相が析出するか、または、Ａｌ相が析出するので、初晶準結晶相と初晶Ａｌ相が混在する場合は、ほとんどない。すなわち、初晶としてＡｌ相または準結晶相のどちらが析出かは、Ａｌ−Ｍｇ合金層のＡｌ量により決まる。

図２には一例として、初晶準結晶相と共晶組織から構成されるめっき層の光学顕微鏡像を示す。また、図３には別の例として、初晶Ａｌ相と共晶組織から構成されるめっき層の光学顕微鏡像を示す。図４には共晶組織の反射電子像を示す。図２において、矢印１で示す箇所に初晶準結晶相が析出し、矢印２で示す箇所には共晶組織が析出している。また、図３において、矢印３で示す箇所に初晶Ａｌ相が析出し、矢印４で示す箇所には共晶組織が析出している。更に、図４において、矢印５で示す箇所に準結晶相が析出し、矢印６で示す箇所にはＡｌ相が析出していることがわかる。

Ａｌ−Ｍｇ合金層中の初晶Ａｌ相、初晶準結晶相、共晶組織等の体積分率は、めっきの加工性に直結する。めっきの加工性は、Ｖ曲げ試験等で容易に評価可能である。Ｖ曲げ試験とは、鋼製品の試験に関するＪＩＳ規格（用語ＪＩＳ Ｇ ２０２、ＪＩＳ Ｚ２２４８）等におけるＶブロック法（曲げ試験評価）による評価を指す。本発明で評価に使用したＶ曲げ試験において、内側半径Ｒ値が小さい方が、塑性変形が加わる領域が狭いため、通常、パウダリング量が少なくなる。Ｒ値が大きい方が、塑性変形が加わる領域が広いため、パウダリング量が多くなる傾向にある。これは準結晶相が極めて脆い物質であることに起因し、少量の歪が加わるだけで容易に破壊するためである。

共晶組織が５体積％以上含有されると、めっき層に塑性変形能が生じ始める。例えば、１Ｒ−９０°Ｖ曲げ等加工試験における谷部テープ剥離におけるパウダリング量が減少する。共晶組織が５体積％未満では、加工性の改善効果が小さい。共晶組織の体積分率は大きい方が好ましく、３０体積％以上が好ましく、５０体積％以上がより好ましく、８０体積％以上が更に好ましい。また、共晶組織においては、準結晶の体積分率が低く、Ａｌ相の体積分率が高い方がよい。共晶組織としてＡｌ相が含まれることで、加工時のパウダリングの発生を抑制できる。

また、Ａｌ−Ｍｇ合金層中に初晶準結晶相が含有されると、加工時に部分的な剥離を引き起こしやすい。初晶準結晶相はその結晶粒のサイズにも依存するが、加工部位に初晶準結晶相が位置すると、粒内割れを引き起こし、そのままめっき層が欠落してしまいパウダリング剥離を引き起こす場合がある。その体積分率や、加工部面積によっても剥離量が変化するが、加工の観点からは、初晶準結晶相は存在しない方が好ましい。

また、Ａｌ−Ｍｇ合金層中に初晶Ａｌ相が含有されると、Ｒ値の緩い加工においても塑性変形が可能となる。Ａｌ−Ｍｇ合金層中に含有される初晶Ａｌ相は、より多い方が好ましい。１０体積％以上の初晶Ａｌ相が含有されると、５Ｒ−Ｖ曲げ加工試験における谷部テープ剥離におけるパウダリング量が減少する。より好ましくは、初晶Ａｌ相が３５体積％以上含有される方が良い。３５体積％以上の初晶Ａｌ相が含有されることで、さらに厳しい加工に対してパウダリング量が減少する。例えば、Ｖ曲げ加工の後の、曲げ戻しにおいてもパウダリング量を少なくすることができる。
共晶組織と初晶Ａｌ相との加工性を比較すると、Ａｌ相の方が加工性に富む。本発明に開示する組成ではＡｌ相単相とすることは不可能ではあるが、共晶線付近（Ａｌ濃度が３５〜４５％の間に存在する共晶組成）では共晶組織単相にすることは可能である。

Ａｌ−Ｍｇ合金層中に含有される初晶Ａｌ相、初晶準結晶相、共晶組織中のＡｌ相及び準結晶相はいずれも、めっき層の耐食性に寄与する。いずれも強固な不動態皮膜を有しており、腐食促進試験での錆発生が抑制される。特に、初晶Ａｌ相が併存することで加工性が向上したＡｌ−Ｍｇ合金層は、加工部耐食性において、厳しい加工部でのめっき剥離やクラック発生が抑制されるため、曲げ試験片での耐食性が改善される。
Ａｌ−Ｍｇ合金層には、犠牲防食能に富むＺｎ、Ｍｇが一定濃度以上含有されるため、めっき層に発生するクラックによる耐食性劣化は何ら問題がない。クラックは腐食初期の段階で直ちに腐食生成物で塞がれ、腐食の進行を抑制するためである。まためっき層のパウダリングも加工部面積の５％未満で部分的あれば、周囲のめっきが腐食し覆い隠され、若干、腐食速度が大きくなるものの、めっきの性能を大きく損なうものではない。一方で、地鉄とめっき層の界面からめっき層が剥離して、加工部面積に対して２０％以上の剥離が見られると、めっき層の腐食速度が極端に大きくなり、パウダリング部からの赤錆発生が早くなる傾向にある。

また、Ａｌ−Ｍｇ合金層中の初晶Ａｌ相または初晶準結晶相と、共晶組織との体積分率の合計が７０体積％以上になると、Ｖ曲げ試験片の内部での耐食性がより改善される。さらに好ましくは、８５％以上であるとよい。

特に、本実施形態においては、めっき層に塑性変形能を持たせるために、めっき層中で塑性変形能を与える相として初晶Ａｌ相を含有させる必要がある。初晶Ａｌ相は共晶組織よりもさらに加工性に優れた組織となる。本実施形態で開示される組成は、準結晶が得られると同時にＡｌ相も含有可能な組成範囲である。

特に、Ａｌ−Ｍｇ合金層の化学成分組成が、Ｚｎ：５％〜６５％、Ｍｇ：２．５％〜３０％、Ｃａ：０．１％〜３％、Ｙ：０％〜３％、Ｌａ：０％〜３％、Ｃｅ：０％〜３％の条件を満す場合、Ａｌ−Ｍｇ合金層中に、１０体積％以上の初晶Ａｌ相と、５体積％以上の共晶組織とを含むものとなり、更に、初晶Ａｌ相と共晶組織とが合計で７０体積％以上含むものとなる。このようなＡｌ−Ｍｇ合金層を備えためっき鋼材は、加工性が良好になる。この場合のＡｌ量は４０％以上がよい。

また、Ａｌ−Ｍｇ合金層の化学成分組成が、Ｚｎ：５％〜５８％、Ｍｇ：２．５％〜２５％の条件を満たす場合、Ａｌ−Ｍｇ合金層中に、３５体積％以上の初晶Ａｌ相と、５体積％以上の共晶組織とを含むものとなり、更に、初晶Ａｌ相と共晶組織とが合計で８５体積％以上含むものとなる。このようなＡｌ−Ｍｇ合金層を備えためっき鋼材は、加工性が更に良好になる。具体的には、Ｖ曲げ試験等でパウダリング量が抑制されるようになる。この場合のＡｌ量は５５％以上がよい。

次に、本実施形態のめっき鋼材の製造方法について詳細に説明する。

本実施形態においてめっき原板となる鋼材としては、普通鋼、アルミキルド鋼、高張力鋼等、いずれの鋼材を使用しても問題はなく、鋼材種に特に制限はない。原板としてプレめっき鋼板を使用することも問題はない。

めっき浴は、真空溶解炉等で作製した所定成分組成の合金を使用し、これら合金を大気中で溶解する。通常、溶融めっきを実施するためには、めっき浴温度を合金の融点よりも１５℃から２０℃以上高い温度にする必要である。本実施形態のめっき浴においては、融点近傍の操業は、めっきの粘性が高くなること、また準結晶相が析出しめっき浴中で沈殿しやすいため、合金融点+２０℃と５００℃のいずれか高い温度とする必要がある。さらに好ましくは合金融点+１５℃と５４０℃以上のいずれか高い温度である方がよい。また、ボトムドロス形成と沈殿を回避するため、めっき浴内は十分に撹拌されている方が好ましい。

特にＡｌ濃度が３０％以上の低融点の合金では、めっき浴全体の比重が軽くなる一方で、Ｚｎを多く含有する準結晶は比重が重いため、浴温が準結晶の析出温度以下浴温では直ちに沈殿が生じてしまい、めっき浴が下部（準結晶）、上部（液相めっき浴）と二相分離して、めっき浴の成分維持が困難となる。また、製造するめっき鋼板にも、固体、粒状のドロスが多く付着してしまう。また組織制御の観点からも、液相から析出した十分に小さい準結晶から組織制御を実施しないと、めっき層中に粗大な準結晶相が点在し加工性が劣る原因ともなりかねない。操業性の観点、組織制御の観点から、準結晶組成が完全溶解する５４０℃以上を浴温設定した方が好ましい。
５４０℃以上の高温浴では、地鉄とめっき浴の反応によって形成するＡｌ−Ｆｅ合金層が過剰に形成されるため、後述するようにＡｌ−Ｆｅ合金化反応の反応時間を短縮するなどＡｌ−Ｆｅ合金層の成長を抑制する手段を講じる必要がある。

しかし浴温が５４０℃を超える高温条件では、めっき浴中のＡｌ、地鉄との反応が激しくなり過剰な厚みのＡｌ−Ｆｅ合金層が形成されるとともに、めっき層中のＡｌの消費が促進されるため成分バランスがくずれ、組織制御が難しくなる。このため、合金融点が５２５℃超となり、めっき浴温が５４０℃を超える温度となるような場合には、浴温が５４０℃から高くなり過ぎないようにすることが好ましい。
例えば、めっき時のワイピングの温度降下幅を考慮して、融点が５３５℃以上のめっき浴は、融点＋１５℃を目安に出来る限り、融点に近い温度でワイピングを完了するよう浴温を設定した方が良い。ワイピング時の温度降下幅を小さくするためには、ワイピング部をヒーターで加熱し、Ｎ_２ホットガスによる冷却等を使用すれば、融点＋１０℃等でも可能であり、めっき原板が３ｍｍ以上の厚板の場合は、ほとんどワイピングにおける温度降下を無視でき、融点＋５℃等でも十分に溶融めっき可能である。

めっき鋼材の製造は、ゼンジマー法を採用することが好ましく、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させる。浸漬時間は、めっき層のＡｌ−Ｆｅ合金層の厚みにも影響を与えるが、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。

なお、本実施形態の製造方法によりめっき鋼材を製造した場合、めっき浴の成分組成比率が、Ａｌ−Ｍｇ合金層の化学成分組成となる。めっき浴浸漬時のＡｌ−Ｆｅ合金層の生成によるＡｌ−Ｍｇ合金層のＡｌ成分、Ｚｎ成分の減少は通常、僅かである。Ａｌ−Ｍｇ合金層と比較して、通常、Ａｌ−Ｆｅ合金層の厚みは十分に小さく、さらにＡｌ−Ｍｇ合金層には、十分なＡｌ元素が含有されているためである。よって、めっき浴の成分組成は、所望の組成のＡｌ−Ｍｇ合金層が得られるように調整すればよい。

Ａｌ濃度が比較的高いめっき浴中に、表面が還元された鋼材を浸漬させると、ＦｅとＡｌとが直ちに反応し、界面合金層であるＡｌ−Ｆｅ合金層が形成する。Ａｌ−Ｆｅ合金層は爆発的に生成してめっき層中のＡｌ濃度を減少させ、準結晶相、共晶組織、Ａｌ相の形成に悪影響を与えることから、冷却時間を厳しく管理する必要がある。高温状態程、この反応速度が大きい。
浸漬時間を含めて、めっき層を５００℃以下までに冷却する時間は、少なくとも５秒以下であることが好ましい。例えば、めっき浴温を６００℃とした場合は、平均２０℃／秒以上の冷却速度にて５００℃以下まで冷却しなければならない。５秒を超えるものは、Ａｌ−Ｆｅ合金層の成長によってＡｌ−Ｍｇ合金層のＡｌ成分低下が起こり、準結晶構造、共晶組織が得られにくくなるほか、耐食性劣化、加工性劣化が確認されるようになり、表面外観も悪化する。
５００℃以下の温度では、Ａｌ−Ｆｅ合金層が成長するには低い温度であり、また、めっき浴の成分よっては凝固反応が開始するため、極端にＡｌ−Ｆｅ合金層の成長が抑制される。めっきの密着性を確保するためには、ある程度の厚みでＡｌ−Ｆｅ合金層の形成が必要であるが、５００℃以上の温度領域を０．５秒以上とすることで密着性に十分な厚みのＡｌ−Ｆｅ合金層が形成される。

更に、本実施形態では、準結晶相や共晶組織を含むめっき層を作製するために、５００℃以下の温度領域における冷却速度を調整する必要がある。
準結晶相は、Ａｌ、Ｍｇ、Ｚｎから構成され、さらにクラスター構造（正２０面体、菱型多面体等）を含むため、クラスター構造原子やその内部に多種多様な元素を含有しうる。また５００℃〜４００℃が安定的に存在しうる領域である。本実施形態に係る共晶組織は、準結晶相からＡｌが相分離して形成する組織であり、その形成には、原子拡散が必要である。溶融状態から急冷を実施すると、準結晶相や過飽和固溶体が形成する場合があり、共晶組織は形成しない。そのため共晶組織を形成する上でも冷却速度の制御は必須である。また、めっき浴のＡｌ濃度によって、めっき層の凝固メカニズムが異なる。以下、Ａｌ濃度が４０％未満の場合と、４０％超の場合について説明する。

＜Ａｌ濃度が４０％未満の場合＞
めっき浴のＡｌ濃度が４０％未満の場合、めっき層の凝固中に最初に形成する相は準結晶相である。初晶である準結晶相の析出は融点〜約４７０℃までにほぼ完了する。その後、４７０℃付近で液相の共晶反応が起き、準結晶相から徐々にＡｌ相が分離されて共晶組織を形成する。Ａｌ相の相分離による共晶組織の生成は、温度が２００℃に低下するまで起きる。４７０℃〜２００℃の温度領域では、相分離したＡｌ相が結合を繰り返して成長する。

水冷、強ミスト冷却など急冷却を実施すると、準結晶相内に過飽和に含有されたＡｌが分離できず、準結晶相が多量に形成する傾向にあり、共晶組織が形成しなくなる。また、過飽和に含有された成分元素が、室温付近で徐々に分離析出する時効効果も発生や、急激な熱膨張率の変化による残留応力の発生によってめっき層内の準結晶に多量のクラックが形成し、加工性の観点からも好ましくない。従って、４７０℃〜２００℃までの平均冷却速度の上限値を３０℃／秒とする。より好ましくは、２０℃／秒、１０℃／秒とする方が良い。水冷、ミスト冷却等は通常、５０〜１０００℃／秒の冷却速度を得るため、これらの冷却手段の使用は好ましくない。すなわち、５００℃までＡｌ−Ｆｅ合金層の形成を抑制するため、急冷されためっき層は、めっき層中に健全な準結晶を含む共晶組織を形成するため、５００℃以下で一度、緩やかな冷却プロセスを実施する必要がある。ただし、４７０℃〜２００℃の温度範囲で緩やかに冷却すると、相分離したＡｌ相が結合を繰り返し、粗大なＡｌ相となって延性に優れた共晶組織の割合が極端に減少することから、４７０℃〜２００℃の温度範囲の冷却速度を３℃／秒以上とする。すなわち、４７０℃〜２００℃の温度範囲は共晶組織が生成する範囲であると同時に、Ａｌ相が固相分離、結合する範囲であるので長時間の保持を実施してはならない。従って５〜２０℃／秒の冷却速度がこの温度範囲の冷却速度として適切である。

＜Ａｌ濃度が４０％以上の場合＞
めっき浴のＡｌ濃度が４０％以上の場合、めっき層の凝固中に最初に形成する相はＡｌ相である。初晶であるＡｌ相の析出は融点〜約４７０℃までにほぼ完了する。その後、４７０℃付近で液相の共晶反応が起き、準結晶相から徐々にＡｌ相が分離されて共晶組織を形成する。Ａｌの相分離によって共晶組織の生成は、温度が２００℃に低下するまで起きる。４７０℃〜２００℃までは、相分離したＡｌ相が結合を繰り返し成長する。

急冷却を実施すると準結晶が成長せず、Ｍｇ、Ｚｎを過飽和に含有する過飽和固溶体のＡｌ相が多量に形成する傾向にあり、共晶組織が形成しなくなる。共晶組織の形成に成分分離が必要なのは、上述の準結晶相に成分元素が含まれる場合と同じである。よって、４７０〜２００℃までの平均冷却速度の上限値を３０℃／秒とする。
水冷、ミスト冷却等は通常、５０〜１０００℃／秒の冷却速度を得るため、これらの冷却手段の使用は好ましくない。一方、４７０℃〜２００℃の温度範囲で緩やかに冷却すると、相分離したＡｌ相が結合を繰り返し、粗大なＡｌ相となって延性に優れた共晶組織の割合が極端に減少することから、４７０℃〜２００℃の温度範囲の冷却速度を３℃／秒以上とする。最適条件の温度範囲は、上述の５〜２０℃／秒の冷却速度がこの温度範囲の冷却速度で同じである。

２００℃以下の温度域での冷却については、すでに組織が決定しているため、めっき層内の組織は温度履歴により変化しないが、大気中での冷却を実施する場合は、めっき層表面が緩やかに空気中の酸素と結合して、酸化被膜を形成する。酸化被膜はその後の化成処理や、外観不良等も引き起こす。従って、１００℃以下、より好ましくは室温近くまで急冷（ミスト冷却、水冷可）して酸化被膜の生成を抑制することを実施した方が好ましい。例えば、２００℃から１００℃まで１０℃／秒以上で冷却すれば、めっき層表面に形成する酸化被膜は２００ｎｍ未満であることが確認されており、その後の性能や外観に影響を与えない。
以上により、本実施形態のめっき鋼材が製造される。

次にめっき層の解析手段について述べる。
準結晶相の特定には、ＴＥＭ観察が必須である。めっき鋼材より、ＦＩＢ加工を使用してＴＥＭサンプルを作製し、準結晶相の存在は、Ｍｇ_３２（Ｚｎ、Ａｌ）_４９相の回折像や、放射状の正１０角形の電子線回折像により確認できる。めっき成分によっては、Ｍｇ_３２（Ｚｎ、Ａｌ）_４９相の回折像が結晶内で部分的に正１０角形になることや結晶粒界等で部分的に正１０角形の電子線回折像が現れることもある。また、事前に、ＸＲＤ（Ｘ線回折）を実施し、簡易的に、Ｍｇ_３２（Ｚｎ、Ａｌ）_４９相、ＪＣＰＤＳカード：ＰＤＦ＃００−０１９−００２９、又は、＃００−０３９−０９５１で同定できる回折ピークと一致していることを確認することが好ましい。これらの回折ピーク、回折像が得られれば、クラスター構造を有するＭｇ_３２（Ｚｎ、Ａｌ）_４９相、準結晶が存在することが確証できる。

Ａｌ−Ｍｇ合金層中の各相の体積分率の測定方法について述べる。めっき層の任意の断面、少なくとも３視野以上（５００×５００μｍ）をＳＥＭ−反射電子像で撮影する。別途ＴＥＭ観察によって得られた実験結果から、ＳＥＭ−反射電子像における準結晶相、共晶組織、Ａｌ相を特定する。所定の視野において、成分マッピング像を把握し、めっき層中における準結晶相と同じ成分組成場所を特定し、画像処理によって、めっき層におけるそれぞれの相を特定する。画像解析装置によって、準結晶相領域を範囲選択された画像を用意し、Ａｌ−Ｍｇ合金層中に占める各相の割合を測定する。同様に処理した３視野からの平均値から、めっき層における準結晶相の面積率を体積分率として採用する。尚、ＳＥＭ−反射電子像の観察倍率は観察する組織の形状や大きさが特定できるよう調整すればよく、成分マッピングの解像度は分析対象となる組織の成分が特定できるよう調整すればよい。

めっき層中の各相の成分組成の把握には、めっき層断面におけるＳＥＭ−ＥＤＳ、ＥＰＭＡ等による定量分析によって判別する。めっき層の成分の把握には、少なくとも異なる３視野における同様の組織構造の場所から点分析によって成分を把握し、その平均値を採用する。組織の広がりが存在する場合は、ＥＰＭＡマッピング像から、特定の範囲における組成の平均値を採用する方が正確な値を取得することが可能である。

めっき層全体の成分組成の把握には、地鉄の腐食を抑制するインヒビターを加えた酸溶液にめっき層を溶解し、剥離溶液をＩＣＰ（高周波誘導結合プラズマ）発光分光法による成分確認が好ましい。意図して添加した元素の他、意図しない通常０．１％未満の不純物元素濃度の測定においては、最小濃度０．００５％程度までの成分把握が可能である。Ａｌ−Ｆｅ合金層の厚みが１μｍ以上で厚い場合は、酸溶解時間を短くして、Ａｌ−Ｆｅ合金層を溶解させないように測定用溶液を作製しなければならない。また、別途複数回にようＧＤＳによる定量分析法を利用するか、ＥＰＭＡライン・マッピング等による成分把握をする方が好ましい。

めっき層の硬度測定にはビッカース硬度を使用する。μビッカース測定装置等でめっき表面から圧痕をうち、３０点平均硬度を求めれば、めっき層のおよその硬度が推定される。

めっき層の加工性は、上記に述べたプレスによるＶ曲げ試験が好ましい。本発明における加工性の評価において、Ｒ値の大きいＶ曲げにおいてパウダリング量が多くなる傾向にあることは上述のとおりである。より厳しい加工を評価する際には、Ｖ曲げ、１８０℃曲げ、０Ｔ曲げ試験を実施して、再度平板に戻した上でテープ剥離を行う、曲げ曲げ戻し試験によって評価することが好ましい。

めっき層の耐食性を評価する場合は、暴露試験による腐食状況の確認が最も好ましいが、塩水噴霧試験（ＳＳＴ）、複合サイクル腐食試験（ＣＣＴ）等を使用して、短期間で評価することも可能である。所定期間経過後の白錆・赤錆発生状況、及び腐食減量評価によって耐食性の優劣をつける。

以下、本発明の実施例について説明するが、実施例での条件は、本発明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、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明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。

表１Ａ及び表１Ｃに示すめっき層組成となるように、所定量の純金属インゴットを使用して、真空溶解炉で作製し、これを溶解して大気中でめっき浴を建浴した。めっき浴成分は、ＩＣＰ発光分光分析法を利用して、相違なきことを確認し、めっき浴より製造されためっき層成分もめっき浴と同じ成分になることを確認した。尚、表１Ａ、表１Ｃ記載のめっき成分の中で空欄となっているのは当該成分元素を添加しておらず、その濃度が０．００５％未満であることを示す。また、Ｓｉ濃度においては、添加の意図を問わず、ＩＣＰ分析値を表示した。

めっき鋼材の作製には、バッチ式溶融めっき装置を使用した。めっき浴温は融点＋１５℃とした。ただし、融点が５３５℃以下のものは、操業性、組織制御を考慮して全て５５０℃に設定した。

本装置は、溶融めっきラインを想定した構造になっており、めっき原板加熱部、スナウト部、溶融めっき浴部、ワイピング部、冷却部が全てＮ_２−５％Ｈ_２環境下で行える装置である。めっき浴に接するスナウト内の酸素濃度２０ｐｐｍ以下に設定した。めっき浴温度は表１Ｂ及び表１Ｄに示す。

めっき原板として、板厚０．８ｍｍの冷延鋼板（炭素濃度０．２質量％）を用いた。鋼板は、１００ｍｍ×２００ｍｍに切断したものをめっきに供した。溶融めっき時の板温はめっき原板中心部の温度をモニタリングした。表１Ａ及び表１Ｃにおいて、原板の欄にＮｉと記載した試験例は、上記冷延鋼板にＮｉめっきを付着量約２．０ｇ／ｍ^２で事前にワット浴で施したＮｉめっき鋼板をめっき原板とした。

めっき浴浸漬前、酸素濃度を２０ｐｐｍ以下の炉内においてＮ_２−５％Ｈ_２ガスで、８００℃、１分間保持してめっき原板表面を還元し、Ｎ_２ガスで空冷して浸漬板温度が融点＋４０℃に到達した後、めっき浴に約３秒浸漬した。めっき浴浸漬後、引上速度１００ｍｍ／秒で引上げた。引上げ時、Ｎ_２ワイピングガスでめっき付着量調整を行った。ワイピングは、融点直上＋５℃以内で完了している。めっき厚みは２０μｍ（±２μｍ）で調整した。冷却時に、Ｎ_２ガス冷却を実施し、表１Ａ及び表１Ｃに示す冷却速度室温までめっき鋼板を冷却した。このようにして各種のめっき鋼材を製造した。

最初にめっき鋼材から１０ｍｍ角を切り出し、３か所からＦＩＢサンプリングを実施し、円相当径１μｍ以上の本明細書で定義する準結晶相が確認されたものについては「○」、確認されなかったものは「×」とした。結果を表１Ｂ及び表１Ｄに示す。
準結晶のうち、相内にＡｌ相を分散しておらず、もしくは多角形をしているもので、初晶準結晶と思われるものが観察されたものは、「○」とした。

さらに、めっき層内部の構成相の体積分率を測定するため、めっき層断面を埋め込み研磨後、ＳＥＭ−ＥＰＭＡ断面観察を行い、反射電子像、定量・点分析から組織を特定し、めっき層断面における共晶組織、Ａｌ相面積率をコンピューター画像解析で算出した。同じめっき鋼板から、３サンプル採取し、３視野の平均値を体積率（面積率）とした。結果を表１Ｂ及び表１Ｄに示す。なお、初晶Ａｌ相は、共晶組織に含まれるＡｌと明確に区別できた。

めっき鋼板から３０ｍｍ角を切り出し、めっき表面においてビッカース硬度を測定した。荷重は１０ｇｆとし、平均３０点をビッカース硬度とした。
めっき層の海水耐性を調べるために、テープで５０ｍｍ角の窓を設けためっき鋼板を作製し、人工海水（八洲薬品製）、平均流速３ｍ／分になるように設けられた水槽に浸漬して７０時間浸漬した。浸漬後、めっき鋼板表面に付着した腐食生成物を５％クエン酸で取り除き腐食減量を測定した。腐食減量、密度から、腐食減厚みに換算して海水耐性を評価した。評価基準は以下の通りとした。結果を表１Ｂ及び表１Ｄに示す。

ＡＡＡ：腐食減厚が１μｍ未満
Ａ：腐食減厚が１〜３μｍ
Ｂ：腐食減厚が３μｍ超

めっき層の加工性を評価するため、Ｖ曲げ加工（ＪＩＳ Ｚ ２２４８）を使用した。めっき鋼板を５０×９０ｍｍに切断し、１Ｒ−９０°Ｖ字金型プレスで成型体を使用した。さらに厳しい加工性を評価するために、５Ｒ−９０°Ｖ字金型プレスで成型体を使用した。準結晶を含有する硬質なめっき鋼板においては、Ｒ値が緩い方が剥離面積は大きくなる傾向にある。谷部においてテープ剥離を実施した。曲げ加工部上に巾２４ｍｍのセロハンテープを押し当てて引き離し、セロハンテープの長さ９０ｍｍの部分を目視で判断した。評価基準は以下の通りとした。結果を表１Ｂ及び表１Ｄに示す。

ＡＡＡ：剥離部分が発生せず
ＡＡ：剥離部分が点状に部分的に剥離（加工部面積に対して５％未満）
Ａ：剥離部分が線上に剥離した部分がある（加工部面積に対して５〜２０％未満）
Ｂ：剥離部分がほぼ剥離 （加工部面積に対して２０％以上）

より厳しい加工を評価するために２Ｒ−９０°Ｖ字金型プレスで成型した後、さらに平板金型で平板に曲げ戻し加工を実施する。Ｖ字加工後、谷部だった場所に、巾２４ｍｍのセロハンテープを押し当てて引き離し、セロハンテープの長さ９０ｍｍの部分を目視で判断した。評価基準は以下の通りとした。結果を表１Ｂ及び表１Ｄに示す。

ＡＡＡ：剥離部分が発生せず
ＡＡ：剥離部分が点状に部分的に剥離（加工部面積に対して５％未満）
Ａ：剥離部分が線上に剥離した部分がある（加工部面積に対して５〜２０％未満）
Ｂ：剥離部分がほぼ剥離 （加工部面積に対して２０％以上）

加工部耐食性は、Ｖ字加工後のサンプル５Ｒ−９０°Ｖ字曲げサンプル、及び２Ｒ−９０°曲げ曲戻し平板サンプルを使用して評価した（テープ剥離試験実施済みサンプルを使用している。）。Ｖ曲げ谷部を上面にして、もしくは、谷部後曲げ戻し部を上面にしてＪＡＳＯＭ６０９−９１を使用して、いずれの場合も、加工部からの赤錆発生で判定した。評価基準は以下の通りとした。結果を表１Ｂ及び表１Ｄに示す。

ＡＡＡ：ＪＡＳＯ ２４０サイクル後の赤錆なし
Ａ：ＪＡＳＯ １８０〜２４０サイクル後の赤錆なし
Ｂ：ＪＡＳＯ １８０サイクル未満で赤錆発生

高湿度環境下でのめっき外観変化を確認するため、めっき鋼板切り板サンプル（５０×５０ｍｍ）を大気環境下、温度８５℃、湿度９８％の恒温恒湿槽内に２週間放置し、試験後の外観を目視で評価した。結果を表１Ｂ及び表１Ｄに示す。

ＡＡＡ：黄変・黒変観察されず（黄変面積５％未満）
ＡＡ：黄変有（黄変面積５％以上）
Ａ：黄変に加え、黒変有（黄変または黒変面積５％以上）

表１Ａ〜表１Ｄに示すように、本発明のめっき鋼材は、耐食性及び加工性の両方に優れていることがわかる。
特に、Ｎｏ．２８、３４、３５、３６、４０及び４５は、Ａｌ−Ｍｇ合金層の化学成分組成が、Ｚｎ：５％〜６５％、Ｍｇ：２．５％〜３０％、Ｃａ：０．１％〜３％、Ｙ：０％〜３％、Ｌａ：０％〜３％、Ｃｅ：０％〜３％の条件を満たし、かつ、１０体積％以上の初晶Ａｌ相と、５体積％以上の共晶組織とを含み、初晶Ａｌ相と共晶組織が合計で７０体積％以上なので、耐食性及び加工性がより向上した。
また、Ｎｏ．４２、４３、４７、５０、５２、５３、５４、５５、５８、５９、６０、６１、６２、６３、６４、６５及び６６は、Ａｌ−Ｍｇ合金層の化学成分組成が、Ｚｎ：５％〜５８％、Ｍｇ：２．５％〜２５％の条件を満たし、かつ、３５体積％以上の初晶Ａｌ相と、５体積％以上の共晶組織とを含み、初晶Ａｌ相と共晶組織が合計で８５体積％以上なので、耐食性及び加工性がより一層向上した。

一方、比較例のめっき鋼材は、耐食性及び加工性の評価項目において「Ｂ」評価が含まれており、耐食性または加工性のいずれか一方または両方が満足しない結果となった。

以上、添付図面を参照しながら本発明の好適な実施形態について詳細に説明したが、本発明はかかる例に限定されない。本発明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、当然に本発明の技術的範囲に属するものと了解される。

１…準結晶相、２…共晶組織、３…Ａｌ相、４…共晶組織、５…準結晶相、６…Ａｌ相。

Claims (5)

1. 鋼材と、前記鋼材の表面に配されたＡｌ−Ｆｅ合金層及びＡｌ−Ｍｇ合金層を含むめっき層とが備えられ、
   前記Ａｌ−Ｆｅ合金層は、前記鋼材表面に形成され、厚さが１００ｎｍ以上１５μｍ以下であり、
   前記Ａｌ−Ｍｇ合金層は、前記Ａｌ−Ｆｅ合金層上に形成され、平均円相当径が１μｍ超の準結晶相と、前記準結晶相内に分散した結晶粒径２μｍ以下のＡｌ相とを含む共晶組織が５体積％以上含有され、
   前記Ａｌ−Ｍｇ合金層の化学成分組成が、質量％で、
   Ｚｎ：５％〜８３％、
   Ｍｇ：２．５％〜３５％、
   Ｃａ：０％〜５％、
   Ｙ ：０％〜３．５％、
   Ｌａ：０％〜３．５％、
   Ｃｅ：０％〜３．５％、
   Ｓｉ：０％〜１０％、
   Ｃｒ：０％〜２．５％、
   Ｔｉ：０％〜２．５％、
   Ｎｉ：０％〜２．５％、
   Ｃｏ：０％〜０．５％、
   Ｖ ：０％〜０．５％、
   Ｎｂ：０％〜０．５％、
   Ｃｕ：０％〜２．５％、
   Ｓｎ：０％〜２．５％、
   Ｆｅ：０％〜３％、
   Ｍｎ：０％〜２．５％、
   Ｓｒ：０％〜０．５％、
   Ｓｂ：０％〜０．５％、
   Ｐｂ：０％〜０．５％
   を含有し、Ｃａ＋Ｙ＋Ｌａ＋Ｃｅ≦５を満たし、残部がＡｌ及び不純物からなるＡｌ−Ｍｇ系溶融めっき鋼材。
2. 前記Ａｌ−Ｍｇ合金層の化学成分組成が、
   Ｚｎ：５％〜６５％、
   Ｍｇ：２．５％〜３０％、
   Ｃａ：０．１％〜３％、
   Ｙ ：０％〜３％、
   Ｌａ：０％〜３％、
   Ｃｅ：０％〜３％の条件を満たし、
   前記Ａｌ−Ｍｇ合金層中に、１０体積％以上の初晶Ａｌ相と、５体積％以上の前記共晶組織とを含み、更に、前記初晶Ａｌ相と前記共晶組織が合計で７０体積％以上含む請求項１に記載のＡｌ−Ｍｇ系溶融めっき鋼材。
3. 前記Ａｌ−Ｍｇ合金層の化学成分組成が、
   Ｚｎ：５％〜５８％、
   Ｍｇ：２．５％〜２５％の条件を満たし、
   前記Ａｌ−Ｍｇ合金層中に、３５体積％以上の初晶Ａｌ相と、５体積％以上の前記共晶組織とを含み、更に、前記初晶Ａｌ相と前記共晶組織が合計で８５体積％以上含む請求項１または請求項２に記載のＡｌ−Ｍｇ系溶融めっき鋼材。
4. 前記Ａｌ−Ｆｅ合金層の厚みが５μｍ以下である請求項１乃至請求項３の何れか一項に記載のＡｌ−Ｍｇ系溶融めっき鋼材。
5. 前記Ａｌ−Ｍｇ合金層の硬度が１００Ｈｖ以上である請求項１乃至請求項４の何れか一項に記載のＡｌ−Ｍｇ系溶融めっき鋼材。