JP7541277B1 - めっき鋼板 - Google Patents
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Abstract
【課題】溶接時におけるＬＭＥ及び塗膜膨れの発生をより一層抑制すること。【解決手段】本発明に係るめっき鋼板は、鋼板の表面の少なくとも一部に、質量％で、Ａｌ：３０．００～７０．００％、Ｍｇ：７．００～２０．００％、Ｆｅ：０．０１～１５．００％を含有し、選択的に元素群Ａ～元素群Ｇからなる群より選択される１種又は２種以上の元素を含有し、残部が、５．００質量％以上のＺｎと、不純物と、からなる化学組成を有するめっき層を有し、めっき層の表面組織において、棒状α相がτ母相に分散した金属組織であるα／τラメラ組織の平均面積率が、３０％以上９５％以下であり、めっき層をＸ線回折法により測定することで得られる測定結果において、α相の（１１１）面に対応するピークの強度Ｉ１１１に対する、α相の（２２０）面に対応するピークの強度Ｉ２２０の強度比Ｉ２２０／Ｉ１１１が、０．２５以上である。【選択図】図４
Description
本発明は、めっき鋼板に関する。
亜鉛めっき鋼板は、建築、自動車等の分野において、構造部材の耐食性向上の観点から広く用いられている素材である。この際、予め亜鉛めっきが施されている亜鉛めっき鋼板を、アーク溶接やレーザー溶接等により溶接することで、各種の構造部材を製造する方法が用いられている。
ここで、亜鉛めっき鋼板を溶接して構造部材を製造する場合に特有な問題として、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（Ｌｉｑｕｉｄ Ｍｅｔａｌ Ｅｍｂｒｉｔｔｌｅｍｅｎｔ：ＬＭＥ）や、溶接時のＺｎ蒸発に起因するブローホールの形成に伴う溶接部周囲（溶接熱影響部）の耐食性の低下がある。
上記のようなＬＭＥやブローホール形成の問題を解決するために、従来、様々な提案がなされている。例えば以下の特許文献１では、鋼板と、鋼板の表面に配され、Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ合金層を含むめっき層と、を有し、Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ合金層の断面において、ＭｎＺｎ２相の面積分率が４５～７５％、ＭｇＺｎ２相及び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、めっき層が所定の化学組成を有するめっき鋼材が提案されている。
ここで、上記特許文献１で提案されているめっき鋼材を用いることで、ＬＭＥやブローホール形成の問題を解決することは可能である。しかしながら、本発明者らが鋭意検討した結果、上記特許文献１で提案されている技術には、未だ改良の余地がある。ＬＭＥに関する問題、更には、溶接時における塗膜膨れに関する問題に対して、上記特許文献１とは異なる技術的アプローチを採用することで、更なる改善が期待できることを知見した。
そこで、本発明は、上記問題に鑑みてなされたものであり、本発明の目的とするところは、溶接時におけるＬＭＥ及び塗膜膨れの発生をより一層抑制することが可能な、めっき鋼板を提供することにある。
上記課題を解決するために、本発明者らが溶接時の塗膜膨れについて鋭意検討を行った結果、めっき層の表面組織において、特定の金属組織の配向を制御することで、溶接時におけるＬＭＥの発生を抑制しつつ、溶接時の塗膜膨れを抑制可能であることを知見し、本発明を完成するに至った。
かかる知見に基づき完成された本発明の要旨は、以下の通りである。
かかる知見に基づき完成された本発明の要旨は、以下の通りである。
（１）鋼板の表面の少なくとも一部に、質量％で、Ａｌ：３０．００～７０．００％、Ｍｇ：７．００～２０．００％、Ｆｅ：０．０１～１５．００％を含有し、選択的に、下記元素群Ａ、元素群Ｂ、元素群Ｃ、元素群Ｄ、元素群Ｅ、元素群Ｆ、及び、元素群Ｇからなる群より選択される１種又は２種以上の元素を含有し、残部が、５．００質量％以上のＺｎと、不純物と、からなる化学組成を有するめっき層を有し、前記めっき層の表面組織において、棒状α相がτ母相に分散した金属組織であるα／τラメラ組織の面積率が、３０％以上９５％以下であり、前記めっき層をＸ線回折法により測定することで得られる測定結果において、α相の（１１１）面に対応するピークの強度Ｉ１１１に対する、α相の（２２０）面に対応するピークの強度Ｉ２２０の強度比Ｉ２２０／Ｉ１１１が、０．２５以上である、めっき鋼板。
［元素群Ａ］：Ｓｉ：０％超１０．００％以下、及び、Ｃａ：０％超４．００％以下からなる群より選択される１種又は２種
［元素群Ｂ］：Ｓｂ：０％超０．５０００％以下、Ｐｂ：０％超０．５０００％以下、及び、Ｓｒ：０％超０．５０００％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
［元素群Ｃ］：Ｃｕ：０％超１．００００％以下、Ｔｉ：０％超１．００００％以下、Ｃｒ：０％超１．００００％以下、Ｎｂ：０％超１．００００％以下、Ｎｉ：０％超１．００００％以下、Ｍｎ：０％超１．００００％以下、Ｍｏ：０％超１．００００％以下、Ｃｏ：０％超１．００００％以下、及び、Ｖ：０％超１．００００％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
［元素群Ｄ］：Ｓｎ：０％超１．００００％以下、Ｉｎ：０％超１．００００％以下、及び、Ｂｉ：０％超１．００００％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
［元素群Ｅ］：Ｚｒ：０％超１．００００％以下、Ａｇ：０％超１．００００％以下、及び、Ｌｉ：０％超１．００００％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
［元素群Ｆ］：Ｌａ：０％超０．５０００％以下、Ｃｅ：０％超０．５０００％以下、及び、Ｙ：０％超０．５０００％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
［元素群Ｇ］：Ｂ：０％超０．５０００％以下
（２）前記元素群Ａを含有する化学組成を有する、（１）に記載のめっき鋼板。
（３）前記元素群Ｂを含有する化学組成を有する、（１）に記載のめっき鋼板。
（４）前記元素群Ｃを含有する化学組成を有する、（１）に記載のめっき鋼板。
（５）前記元素群Ｄを含有する化学組成を有する、（１）に記載のめっき鋼板。
（６）前記元素群Ｅを含有する化学組成を有する、（１）に記載のめっき鋼板。
（７）前記元素群Ｆを含有する化学組成を有する、（１）に記載のめっき鋼板。
（８）前記元素群Ｇを含有する化学組成を有する、（１）に記載のめっき鋼板。
（９）前記めっき層は、Ｍｇを９．００質量％以上含有する、（１）～（８）の何れか１つに記載のめっき鋼板。
（１０）前記強度比Ｉ２２０／Ｉ１１１が、０．５０以上である、（１）～（８）の何れか１つに記載のめっき鋼板。
（１１）前記強度比Ｉ２２０／Ｉ１１１が、０．５０以上である、（９）に記載のめっき鋼板。
（１２）前記強度比Ｉ２２０／Ｉ１１１が、１．００以上である、（１０）に記載のめっき鋼板。
（１３）前記強度比Ｉ２２０／Ｉ１１１が、１．００以上である、（１１）に記載のめっき鋼板。
［元素群Ａ］：Ｓｉ：０％超１０．００％以下、及び、Ｃａ：０％超４．００％以下からなる群より選択される１種又は２種
［元素群Ｂ］：Ｓｂ：０％超０．５０００％以下、Ｐｂ：０％超０．５０００％以下、及び、Ｓｒ：０％超０．５０００％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
［元素群Ｃ］：Ｃｕ：０％超１．００００％以下、Ｔｉ：０％超１．００００％以下、Ｃｒ：０％超１．００００％以下、Ｎｂ：０％超１．００００％以下、Ｎｉ：０％超１．００００％以下、Ｍｎ：０％超１．００００％以下、Ｍｏ：０％超１．００００％以下、Ｃｏ：０％超１．００００％以下、及び、Ｖ：０％超１．００００％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
［元素群Ｄ］：Ｓｎ：０％超１．００００％以下、Ｉｎ：０％超１．００００％以下、及び、Ｂｉ：０％超１．００００％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
［元素群Ｅ］：Ｚｒ：０％超１．００００％以下、Ａｇ：０％超１．００００％以下、及び、Ｌｉ：０％超１．００００％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
［元素群Ｆ］：Ｌａ：０％超０．５０００％以下、Ｃｅ：０％超０．５０００％以下、及び、Ｙ：０％超０．５０００％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
［元素群Ｇ］：Ｂ：０％超０．５０００％以下
（２）前記元素群Ａを含有する化学組成を有する、（１）に記載のめっき鋼板。
（３）前記元素群Ｂを含有する化学組成を有する、（１）に記載のめっき鋼板。
（４）前記元素群Ｃを含有する化学組成を有する、（１）に記載のめっき鋼板。
（５）前記元素群Ｄを含有する化学組成を有する、（１）に記載のめっき鋼板。
（６）前記元素群Ｅを含有する化学組成を有する、（１）に記載のめっき鋼板。
（７）前記元素群Ｆを含有する化学組成を有する、（１）に記載のめっき鋼板。
（８）前記元素群Ｇを含有する化学組成を有する、（１）に記載のめっき鋼板。
（９）前記めっき層は、Ｍｇを９．００質量％以上含有する、（１）～（８）の何れか１つに記載のめっき鋼板。
（１０）前記強度比Ｉ２２０／Ｉ１１１が、０．５０以上である、（１）～（８）の何れか１つに記載のめっき鋼板。
（１１）前記強度比Ｉ２２０／Ｉ１１１が、０．５０以上である、（９）に記載のめっき鋼板。
（１２）前記強度比Ｉ２２０／Ｉ１１１が、１．００以上である、（１０）に記載のめっき鋼板。
（１３）前記強度比Ｉ２２０／Ｉ１１１が、１．００以上である、（１１）に記載のめっき鋼板。
以上説明したように本発明によれば、溶接時におけるＬＭＥ及び塗膜膨れの発生をより一層抑制することが可能な、めっき鋼板を提供することができる。
以下に添付図面を参照しながら、本発明の好適な実施の形態について詳細に説明する。なお、本明細書及び図面において、実質的に同一の機能構成を有する構成要素については、同一の符号を付することにより重複説明を省略する。
（めっき鋼板について）
まず、図１Ａ及び図１Ｂを参照しながら、本発明の実施形態に係るめっき鋼板の全体的な構成について説明する。図１Ａ及び図１Ｂは、本実施形態に係るめっき鋼板の一例を模式的に示した説明図である。
まず、図１Ａ及び図１Ｂを参照しながら、本発明の実施形態に係るめっき鋼板の全体的な構成について説明する。図１Ａ及び図１Ｂは、本実施形態に係るめっき鋼板の一例を模式的に示した説明図である。
図１Ａに模式的に示したように、本実施形態に係るめっき鋼板１は、母材となる鋼板１０と、鋼板１０の表面の少なくとも一部に位置するめっき層２０とを有している。また、かかるめっき層２０は、図１Ａに示したような鋼板１０の片方の表面にだけ存在しているのではなく、図１Ｂに模式的に示したように、鋼板１０の両方の表面上に存在していてもよい。
＜鋼板１０について＞
本実施形態に係るめっき鋼板１の母材として用いられる鋼板１０の寸法、成分、組織、機械的特性は、特に限定されるものではない。例えば、めっき鋼板１に求められる機械的強度（例えば、引張強度）等に応じて、各種の鋼板を用いることが可能である。このような鋼板１０として、例えば、各種のＡｌキルド鋼、Ｔｉ、Ｎｂ等を含有させた極低炭素鋼、極低炭素鋼にＰ、Ｓｉ、Ｍｎ等の強化元素を更に含有させた高強度鋼、その他各種の成分（Ｃｒ、Ｎ、Ｃｕ、Ｂ、Ｎｉ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｖ、Ｃｏ、Ｚｎ、Ａｓ、Ｙ、Ｚｒ、Ｍｏ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｔａ、Ｗ、Ｐｂ、Ｂｉ、ＲＥＭ等）を含有した種々の鋼板等を挙げることができる。
本実施形態に係るめっき鋼板１の母材として用いられる鋼板１０の寸法、成分、組織、機械的特性は、特に限定されるものではない。例えば、めっき鋼板１に求められる機械的強度（例えば、引張強度）等に応じて、各種の鋼板を用いることが可能である。このような鋼板１０として、例えば、各種のＡｌキルド鋼、Ｔｉ、Ｎｂ等を含有させた極低炭素鋼、極低炭素鋼にＰ、Ｓｉ、Ｍｎ等の強化元素を更に含有させた高強度鋼、その他各種の成分（Ｃｒ、Ｎ、Ｃｕ、Ｂ、Ｎｉ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｖ、Ｃｏ、Ｚｎ、Ａｓ、Ｙ、Ｚｒ、Ｍｏ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｔａ、Ｗ、Ｐｂ、Ｂｉ、ＲＥＭ等）を含有した種々の鋼板等を挙げることができる。
また、鋼板１０の厚みについては、特に限定されるものではなく、めっき鋼板１に求められる機械的強度等に応じて、適宜設定すればよい。
＜めっき層２０について＞
めっき層２０は、図１Ａ及び図１Ｂに模式的に示したように、鋼板１０の表面上に設けられ、鋼板１０の表面の全体にわたって設けられることがより好ましい。以下では、まず、かかるめっき層２０の化学組成について、詳細に説明する。
めっき層２０は、図１Ａ及び図１Ｂに模式的に示したように、鋼板１０の表面上に設けられ、鋼板１０の表面の全体にわたって設けられることがより好ましい。以下では、まず、かかるめっき層２０の化学組成について、詳細に説明する。
◇めっき層２０の化学組成について
本実施形態に係るめっき層２０の化学組成は、ある態様によれば、質量％で、Ａｌ：３０．００～７０．００％、Ｍｇ：７．００～２０．００％、Ｆｅ：０．０１～１５．００を含有し、残部が、５．００００質量％以上のＺｎと、不純物と、からなる化学組成を有する。つまり、本実施形態に係るめっき層２０の化学組成において、Ａｌ、Ｍｇ、Ｆｅの含有量が上記の範囲内で、かつ、これら含有量の合計が９５．００００質量％以下あり、残部は、５．００００質量％以上のＺｎと、不純物である。
本実施形態に係るめっき層２０の化学組成は、ある態様によれば、質量％で、Ａｌ：３０．００～７０．００％、Ｍｇ：７．００～２０．００％、Ｆｅ：０．０１～１５．００を含有し、残部が、５．００００質量％以上のＺｎと、不純物と、からなる化学組成を有する。つまり、本実施形態に係るめっき層２０の化学組成において、Ａｌ、Ｍｇ、Ｆｅの含有量が上記の範囲内で、かつ、これら含有量の合計が９５．００００質量％以下あり、残部は、５．００００質量％以上のＺｎと、不純物である。
また、本実施形態に係るめっき層２０の化学組成は、別の態様によれば、質量％で、Ａｌ：３０．００～７０．００％、Ｍｇ：７．００～２０．００％、Ｆｅ：０．０１～１５．００％を含有し、更に、下記元素群Ａ、元素群Ｂ、元素群Ｃ、元素群Ｄ、元素群Ｅ、元素群Ｆ、及び、元素群Ｇからなる群より選択される１種又は２種以上を含有し、残部が、５．００００質量％以上のＺｎ及び不純物からなる化学組成を有する。つまり、本実施形態に係るめっき層２０の化学組成において、Ａｌ、Ｍｇ、Ｆｅの含有量が上記の範囲内で、かつ、これらＡｌ、Ｍｇ、Ｆｅ、元素群Ａ～元素群Ｇの含有量の合計が９５．００００質量％以下であり、残部は、５．００００質量％以上のＺｎと不純物である。
［元素群Ａ］：Ｓｉ：０％超１０．００％以下、及び、Ｃａ：０％超４．００％以下からなる群より選択される１種又は２種
［元素群Ｂ］：Ｓｂ：０％超０．５０００％以下、Ｐｂ：０％超０．５０００％以下、及び、Ｓｒ：０％超０．５０００％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
［元素群Ｃ］：Ｃｕ：０％超１．００００％以下、Ｔｉ：０％超１．００００％以下、Ｃｒ：０％超１．００００％以下、Ｎｂ：０％超１．００００％以下、Ｎｉ：０％超１．００００％以下、Ｍｎ：０％超１．００００％以下、Ｍｏ：０％超１．００００％以下、Ｃｏ：０％超１．００００％以下、及び、Ｖ：０％超１．００００％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
［元素群Ｄ］：Ｓｎ：０％超１．００００％以下、Ｉｎ：０％超１．００００％以下、及び、Ｂｉ：０％超１．００００％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
［元素群Ｅ］：Ｚｒ：０％超１．００００％以下、Ａｇ：０％超１．００００％以下、及び、Ｌｉ：０％超１．００００％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
［元素群Ｆ］：Ｌａ：０％超０．５０００％以下、Ｃｅ：０％超０．５０００％以下、及び、Ｙ：０％超０．５０００％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
［元素群Ｇ］：Ｂ：０％超０．５０００％以下
［元素群Ｂ］：Ｓｂ：０％超０．５０００％以下、Ｐｂ：０％超０．５０００％以下、及び、Ｓｒ：０％超０．５０００％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
［元素群Ｃ］：Ｃｕ：０％超１．００００％以下、Ｔｉ：０％超１．００００％以下、Ｃｒ：０％超１．００００％以下、Ｎｂ：０％超１．００００％以下、Ｎｉ：０％超１．００００％以下、Ｍｎ：０％超１．００００％以下、Ｍｏ：０％超１．００００％以下、Ｃｏ：０％超１．００００％以下、及び、Ｖ：０％超１．００００％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
［元素群Ｄ］：Ｓｎ：０％超１．００００％以下、Ｉｎ：０％超１．００００％以下、及び、Ｂｉ：０％超１．００００％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
［元素群Ｅ］：Ｚｒ：０％超１．００００％以下、Ａｇ：０％超１．００００％以下、及び、Ｌｉ：０％超１．００００％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
［元素群Ｆ］：Ｌａ：０％超０．５０００％以下、Ｃｅ：０％超０．５０００％以下、及び、Ｙ：０％超０．５０００％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
［元素群Ｇ］：Ｂ：０％超０．５０００％以下
このように、本実施形態に係るめっき層２０は、質量％で、Ａｌ：３０．００～７０．００％、Ｍｇ：７．００～２０．００％、Ｆｅ：０．０１～１５．００％を含有し、選択的に、元素群Ａ、元素群Ｂ、元素群Ｃ、元素群Ｄ、元素群Ｅ、元素群Ｆ、及び、元素群Ｇからなる群より選択される１種又は２種以上の元素を含有し、残部が、５．００００質量％以上のＺｎと、不純物とからなる化学組成を有するめっき層である。
［Ａｌ：３０．００～７０．００質量％］
Ａｌは、本実施形態に係るめっき層２０の主たる金属組織（Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系金属組織）を構成するために必要な元素であり、めっき鋼板として、溶接熱影響部となる部位の耐食性、及び、非溶接部となる部位の耐食性を確保するうえで、一定以上含有される。めっき層２０におけるＡｌ含有量が３０．００質量％未満である場合には、上記のような溶接熱影響部及び非溶接部となる部位の耐食性を担保することができない。そのため、本実施形態に係るめっき層２０において、Ａｌ含有量は、３０．００質量％以上である。Ａｌ含有量は、好ましくは３４．００質量％以上であり、より好ましくは３８．００質量％以上である。Ａｌ含有量が、上記のような範囲となることで、めっき鋼板１の耐食性を担保することが可能となる。
Ａｌは、本実施形態に係るめっき層２０の主たる金属組織（Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系金属組織）を構成するために必要な元素であり、めっき鋼板として、溶接熱影響部となる部位の耐食性、及び、非溶接部となる部位の耐食性を確保するうえで、一定以上含有される。めっき層２０におけるＡｌ含有量が３０．００質量％未満である場合には、上記のような溶接熱影響部及び非溶接部となる部位の耐食性を担保することができない。そのため、本実施形態に係るめっき層２０において、Ａｌ含有量は、３０．００質量％以上である。Ａｌ含有量は、好ましくは３４．００質量％以上であり、より好ましくは３８．００質量％以上である。Ａｌ含有量が、上記のような範囲となることで、めっき鋼板１の耐食性を担保することが可能となる。
一方、めっき層２０におけるＡｌ含有量が７０．００質量％超となる場合には、腐食環境に置かれた場合にカソードとして機能するＡｌ相が過剰に増加して、地鉄の腐食が進行しやすくなるため、めっき鋼板１の耐食性を担保することができない。そのため、本実施形態に係るめっき層２０において、Ａｌ含有量は、７０．００質量％以下である。Ａｌ含有量は、好ましくは６０．００質量％以下であり、より好ましくは５０．００質量％以下である。
［Ｍｇ：７．００～２０．００質量％］
Ｍｇは、本実施形態に係るめっき層２０の主たる金属組織（Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系金属組織）を構成するために必要な元素であり、めっき鋼板として、溶接熱影響部となる部位の耐食性、及び、非溶接部となる部位の耐食性を確保するうえで、一定以上含有される。そのため、本実施形態に係るめっき層２０において、Ｍｇ含有量は、７．００質量％以上である。Ｍｇ含有量は、好ましくは９．００質量％以上であり、より好ましくは１０．００質量％以上である。Ｍｇ含有量が、上記のような範囲となることで、めっき鋼板１の耐食性を担保することが可能となる。
Ｍｇは、本実施形態に係るめっき層２０の主たる金属組織（Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系金属組織）を構成するために必要な元素であり、めっき鋼板として、溶接熱影響部となる部位の耐食性、及び、非溶接部となる部位の耐食性を確保するうえで、一定以上含有される。そのため、本実施形態に係るめっき層２０において、Ｍｇ含有量は、７．００質量％以上である。Ｍｇ含有量は、好ましくは９．００質量％以上であり、より好ましくは１０．００質量％以上である。Ｍｇ含有量が、上記のような範囲となることで、めっき鋼板１の耐食性を担保することが可能となる。
一方、めっき層２０におけるＭｇ含有量が２０．００質量％超となる場合には、腐食環境に置かれた場合にめっき層のアノード溶解が進みやすくなるため、めっき鋼板１の耐食性を担保することができない。そのため、本実施形態に係るめっき層２０において、Ｍｇ含有量は、２０．００質量％以下である。Ｍｇ含有量は、好ましくは１５．００質量％以下であり、より好ましくは１３．００質量％以下である。Ｍｇ含有量が、上記のような範囲となることで、めっき鋼板１の耐食性を担保することが可能となる。
［Ｆｅ：０．０１～１５．００質量％］
めっき層２０には、母材である鋼板１０から、鋼板を構成する元素が混入することがある。特に、溶融めっき法では、鋼板１０とめっき層２０との間での固液反応による元素の相互拡散によって、鋼板１０を構成する元素がめっき層２０へ混入し易くなる。このような元素の混入により、めっき層２０中には、一定量のＦｅが含有され、その含有量は、０．０１質量％以上となることが一般的である。上記相互拡散が促進されれば、鋼板１０とめっき層２０との密着性が向上する。鋼板１０とめっき層２０との密着性の向上という観点からは、めっき層２０中のＦｅ含有量は、０．２０質量％以上であることが好ましい。
めっき層２０には、母材である鋼板１０から、鋼板を構成する元素が混入することがある。特に、溶融めっき法では、鋼板１０とめっき層２０との間での固液反応による元素の相互拡散によって、鋼板１０を構成する元素がめっき層２０へ混入し易くなる。このような元素の混入により、めっき層２０中には、一定量のＦｅが含有され、その含有量は、０．０１質量％以上となることが一般的である。上記相互拡散が促進されれば、鋼板１０とめっき層２０との密着性が向上する。鋼板１０とめっき層２０との密着性の向上という観点からは、めっき層２０中のＦｅ含有量は、０．２０質量％以上であることが好ましい。
また、本発明の効果を損なわない範囲内で、めっき層２０を製造する際に用いられるめっき浴中に意図的にＦｅを添加してもよい。ただし、めっき浴中のＦｅ含有量が高まると、めっき浴中にＦｅとＡｌの高融点な金属間化合物が形成し、かかる高融点の金属間化合物がドロスとしてめっき層２０に付着して外観品位を著しく低下させる傾向があるため、好ましくない。かかる観点から、めっき浴中のＦｅ含有量が調整されることにより、めっき層２０中のＦｅ含有量は、１５．００質量％以下である。めっき層２０中のＦｅ含有量は、より好ましくは１０．００質量％以下である。
めっき層２０において、上記Ａｌ、Ｍｇ、Ｆｅの残部は、５．００００質量％以上のＺｎと、不純物である。
Ｚｎは、本実施形態に係るめっき層２０の主たる金属組織（Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系金属組織）を構成するために必要な元素であり、めっき鋼板の耐食性を向上させるために重要な元素である。また、めっき層２０が上記Ａｌ、Ｍｇ、Ｆｅを上記の範囲内で含有し、更に、５．００質量％以上のＺｎを含有することで、めっき鋼板に求められる耐食性を確保することが可能となる。
Ｚｎは、本実施形態に係るめっき層２０の主たる金属組織（Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系金属組織）を構成するために必要な元素であり、めっき鋼板の耐食性を向上させるために重要な元素である。また、めっき層２０が上記Ａｌ、Ｍｇ、Ｆｅを上記の範囲内で含有し、更に、５．００質量％以上のＺｎを含有することで、めっき鋼板に求められる耐食性を確保することが可能となる。
続いて、本実施形態の別の態様に係るめっき層２０の化学組成が選択的に有しうる、元素群Ａ～元素群Ｅについて、詳細に説明する。
なお、本実施形態に係るめっき層２０において、下記元素群Ｂ～元素群Ｅに属する元素の少なくとも何れかを含有させる場合には、下記元素群Ｂ～元素群Ｅに属する元素の少なくとも何れかを、下記の含有量の範囲内、かつ、合計含有量が５．００００質量％以下で含有することが好ましい。
元素群Ｂ～元素群Ｅに属する元素の合計含有量を５．００００質量％以下とすることで、以下で詳述するような、各元素の添加により発現される効果を、互いに損なうことなく享受することが可能となる。元素群Ｂ～元素群Ｅに属する元素の合計含有量は、好ましくは１．００００質量％以下であり、より好ましくは０．２０００質量％以下である。
◇元素群Ａ
本実施形態に係るめっき層２０の別の態様において、めっき層２０が含有しうる元素群Ａについて説明する。以下に示す元素群Ａの少なくとも何れかの元素は、残部のＺｎの一部に換えて、めっき層２０中に含有されうる元素である。
［元素群Ａ］：Ｓｉ：０％超１０．００％以下、及び、Ｃａ：０％超４．００％以下からなる群より選択される１種又は２種
本実施形態に係るめっき層２０の別の態様において、めっき層２０が含有しうる元素群Ａについて説明する。以下に示す元素群Ａの少なくとも何れかの元素は、残部のＺｎの一部に換えて、めっき層２０中に含有されうる元素である。
［元素群Ａ］：Ｓｉ：０％超１０．００％以下、及び、Ｃａ：０％超４．００％以下からなる群より選択される１種又は２種
［Ｓｉ：０～１０．００質量％］
本実施形態に係るめっき層２０においてＳｉを含有しない場合も考えうるため、その含有量の下限は、０質量％である。一方、Ｓｉは、めっき層と鋼板の界面に形成するＦｅ－Ａｌ系金属間化合物相の過剰な成長を抑制し、めっき層と鋼板の密着性を更に向上させることが可能な元素である。めっき層２０中にＳｉを含有させる場合、Ｆｅ－Ａｌ系金属組織の過剰な成長を抑制するために、Ｓｉの含有量は、０．０５質量％以上が好ましく、０．２０質量％以上がより好ましい。一方、Ｓｉの含有量が１０．００質量％を超える場合には、Ｍｇと高融点化の金属間化合物を過剰に形成し、Ｚｎ蒸発抑制効果を有するＡｌ－Ｍｇ酸化物の形成を阻害する可能性があるため、かかるめっき鋼板を溶接した際のＺｎ蒸発を抑制することが困難となる。
本実施形態に係るめっき層２０においてＳｉを含有しない場合も考えうるため、その含有量の下限は、０質量％である。一方、Ｓｉは、めっき層と鋼板の界面に形成するＦｅ－Ａｌ系金属間化合物相の過剰な成長を抑制し、めっき層と鋼板の密着性を更に向上させることが可能な元素である。めっき層２０中にＳｉを含有させる場合、Ｆｅ－Ａｌ系金属組織の過剰な成長を抑制するために、Ｓｉの含有量は、０．０５質量％以上が好ましく、０．２０質量％以上がより好ましい。一方、Ｓｉの含有量が１０．００質量％を超える場合には、Ｍｇと高融点化の金属間化合物を過剰に形成し、Ｚｎ蒸発抑制効果を有するＡｌ－Ｍｇ酸化物の形成を阻害する可能性があるため、かかるめっき鋼板を溶接した際のＺｎ蒸発を抑制することが困難となる。
一方、めっき層２０を製造するためのめっき浴中のＳｉ含有量が多すぎる場合、めっき浴の粘性が必要以上に増加して、めっき鋼板の製造時の操業性（以下、「めっき操業性」と称する。）が低下する可能性がある。そのため、めっき操業性の観点からめっき浴中のＳｉ含有量が調整されることにより、めっき層２０中のＳｉ含有量は、好ましくは５．００質量％以下であり、より好ましくは４．００質量％以下であり、更に好ましくは２．００質量％以下である。
［Ｃａ：０～４．００質量％］
本実施形態に係るめっき層２０においてＣａを含有しない場合も考えうるため、その含有量の下限は、０質量％である。一方、Ｃａは、めっき層２０中に含有されると、Ａｌ及びＺｎと金属間化合物を形成する。更に、めっき層２０中にＣａと共にＳｉが含有される場合、ＣａはＳｉと金属間化合物を形成する。これらの金属間化合物は、融点が高く、安定な構造であるため、めっき鋼板の溶接時の液体金属脆化割れ（Ｌｉｑｕｉｄ Ｍｅｔａｌ Ｅｍｂｒｉｔｔｌｅｍｅｎｔ：ＬＭＥ）を更に抑制することが可能となる。めっき層２０中にＣａを含有させる場合、かかる溶接時のＬＭＥの抑制効果は、Ｃａ含有量を０．０１質量％以上とすることで発現される。めっき層２０中におけるＣａ含有量は、より好ましくは０．１０質量％以上である。
本実施形態に係るめっき層２０においてＣａを含有しない場合も考えうるため、その含有量の下限は、０質量％である。一方、Ｃａは、めっき層２０中に含有されると、Ａｌ及びＺｎと金属間化合物を形成する。更に、めっき層２０中にＣａと共にＳｉが含有される場合、ＣａはＳｉと金属間化合物を形成する。これらの金属間化合物は、融点が高く、安定な構造であるため、めっき鋼板の溶接時の液体金属脆化割れ（Ｌｉｑｕｉｄ Ｍｅｔａｌ Ｅｍｂｒｉｔｔｌｅｍｅｎｔ：ＬＭＥ）を更に抑制することが可能となる。めっき層２０中にＣａを含有させる場合、かかる溶接時のＬＭＥの抑制効果は、Ｃａ含有量を０．０１質量％以上とすることで発現される。めっき層２０中におけるＣａ含有量は、より好ましくは０．１０質量％以上である。
一方、めっき層２０中のＣａ含有量が４．００質量％を超える場合には、めっき鋼板の耐食性が低下する可能性がある。かかる観点から、めっき層２０中のＣａ含有量は、４．００質量％以下である。めっき層２０中のＣａ含有量は、好ましくは２．５０質量％以下であり、より好ましくは１．５０質量％以下である。
◇元素群Ｂ
続いて、本実施形態に係るめっき層２０の別の態様において、めっき層２０が含有しうる元素群Ｂについて説明する。以下に示す元素群Ｂの少なくとも何れかの元素は、残部のＺｎの一部に換えて、めっき層２０中に含有されうる元素である。
［元素群Ｂ］：Ｓｂ：０％超０．５０００％以下、Ｐｂ：０％超０．５０００％以下、及び、Ｓｒ：０％超０．５０００％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
続いて、本実施形態に係るめっき層２０の別の態様において、めっき層２０が含有しうる元素群Ｂについて説明する。以下に示す元素群Ｂの少なくとも何れかの元素は、残部のＺｎの一部に換えて、めっき層２０中に含有されうる元素である。
［元素群Ｂ］：Ｓｂ：０％超０．５０００％以下、Ｐｂ：０％超０．５０００％以下、及び、Ｓｒ：０％超０．５０００％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
［Ｓｂ：０～０．５０００質量％］
［Ｐｂ：０～０．５０００質量％］
［Ｓｒ：０～０．５０００質量％］
本実施形態に係るめっき層２０においてＳｂ、Ｐｂ、Ｓｒを含有しない場合も考えうるため、これら元素の含有量の下限は、０質量％である。一方、Ｓｂ、Ｐｂ、Ｓｒの少なくとも何れかがめっき層２０中に含有されると、めっき層２０の表面にスパングルが形成されて、金属光沢の向上を図ることが可能となる。そのため、めっき鋼板の更なる意匠性向上という観点から、Ｓｂ、Ｐｂ、Ｓｒの少なくとも何れかがめっき層２０中に含有されることが好ましい。かかる意匠性向上効果は、Ｓｂ、Ｐｂ、Ｓｒの少なくとも何れかの含有量が０．０５００質量％以上となった場合に発現される。そのため、Ｓｂ、Ｐｂ、Ｓｒの少なくとも何れかをめっき層２０に含有させる場合には、これら元素の含有量は、それぞれ独立に、０．０５００質量％以上とされることが好ましい。
［Ｐｂ：０～０．５０００質量％］
［Ｓｒ：０～０．５０００質量％］
本実施形態に係るめっき層２０においてＳｂ、Ｐｂ、Ｓｒを含有しない場合も考えうるため、これら元素の含有量の下限は、０質量％である。一方、Ｓｂ、Ｐｂ、Ｓｒの少なくとも何れかがめっき層２０中に含有されると、めっき層２０の表面にスパングルが形成されて、金属光沢の向上を図ることが可能となる。そのため、めっき鋼板の更なる意匠性向上という観点から、Ｓｂ、Ｐｂ、Ｓｒの少なくとも何れかがめっき層２０中に含有されることが好ましい。かかる意匠性向上効果は、Ｓｂ、Ｐｂ、Ｓｒの少なくとも何れかの含有量が０．０５００質量％以上となった場合に発現される。そのため、Ｓｂ、Ｐｂ、Ｓｒの少なくとも何れかをめっき層２０に含有させる場合には、これら元素の含有量は、それぞれ独立に、０．０５００質量％以上とされることが好ましい。
一方、Ｓｂ、Ｐｂ、Ｓｒの含有量の何れかが０．５０００質量％を超えるようなめっき層２０を形成する場合には、めっき層２０を形成するために用いるめっき浴中のドロス生成量が多くなり、めっき性状の良好なめっき鋼板を製造できない。そのため、めっき層２０中のＳｂ、Ｐｂ、Ｓｒの含有量は、それぞれ独立に、０．５０００質量％以下である。Ｓｂ、Ｐｂ、Ｓｒの含有量は、それぞれ独立に、好ましくは０．２０００質量％以下である。
◇元素群Ｃ
続いて、本実施形態に係るめっき層２０の別の態様において、めっき層２０が含有しうる元素群Ｃについて説明する。以下に示す元素群Ｃの少なくとも何れかの元素は、残部のＺｎの一部に換えて、めっき層２０中に含有されうる元素である。
［元素群Ｃ］：Ｃｕ：０％超１．００００％以下、Ｔｉ：０％超１．００００％以下、Ｃｒ：０％超１．００００％以下、Ｎｂ：０％超１．００００％以下、Ｎｉ：０％超１．００００％以下、Ｍｎ：０％超１．００００％以下、Ｍｏ：０％超１．００００％以下、Ｃｏ：０％超１．００００％以下、及び、Ｖ：０％超１．００００％以下
からなる群より選択される１種又は２種以上
続いて、本実施形態に係るめっき層２０の別の態様において、めっき層２０が含有しうる元素群Ｃについて説明する。以下に示す元素群Ｃの少なくとも何れかの元素は、残部のＺｎの一部に換えて、めっき層２０中に含有されうる元素である。
［元素群Ｃ］：Ｃｕ：０％超１．００００％以下、Ｔｉ：０％超１．００００％以下、Ｃｒ：０％超１．００００％以下、Ｎｂ：０％超１．００００％以下、Ｎｉ：０％超１．００００％以下、Ｍｎ：０％超１．００００％以下、Ｍｏ：０％超１．００００％以下、Ｃｏ：０％超１．００００％以下、及び、Ｖ：０％超１．００００％以下
からなる群より選択される１種又は２種以上
［Ｃｕ：０～１．００００質量％］
［Ｔｉ：０～１．００００質量％］
［Ｃｒ：０～１．００００質量％］
［Ｎｂ：０～１．００００質量％］
［Ｎｉ：０～１．００００質量％］
［Ｍｎ：０～１．００００質量％］
［Ｃｏ：０～１．００００質量％］
［Ｖ ：０～１．００００質量％］
本実施形態に係るめっき層２０においてＣｕ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｃｏ、Ｖを含有しない場合も考えうるため、これら元素の含有量の下限は、０質量％である。一方、Ｃｕ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｃｏ、Ｖの少なくとも何れかがめっき層２０中に含有されると、かかるめっき鋼板を溶接した際に、これら元素が、溶接によって生成されるＦｅ－Ａｌ系金属組織に取り込まれ、形成される溶接部の耐食性を更に向上させることが可能となる。かかる溶接部耐食性の向上効果は、めっき層２０中のＣｕ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｃｏ、Ｖの少なくとも何れかの含有量が０．００５０質量％以上となった場合に発現される。そのため、Ｃｕ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｃｏ、Ｖの少なくとも何れかをめっき層２０中に含有させる場合には、これら元素の含有量は、それぞれ独立に、０．００５０質量％以上とされることが好ましい。
［Ｔｉ：０～１．００００質量％］
［Ｃｒ：０～１．００００質量％］
［Ｎｂ：０～１．００００質量％］
［Ｎｉ：０～１．００００質量％］
［Ｍｎ：０～１．００００質量％］
［Ｃｏ：０～１．００００質量％］
［Ｖ ：０～１．００００質量％］
本実施形態に係るめっき層２０においてＣｕ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｃｏ、Ｖを含有しない場合も考えうるため、これら元素の含有量の下限は、０質量％である。一方、Ｃｕ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｃｏ、Ｖの少なくとも何れかがめっき層２０中に含有されると、かかるめっき鋼板を溶接した際に、これら元素が、溶接によって生成されるＦｅ－Ａｌ系金属組織に取り込まれ、形成される溶接部の耐食性を更に向上させることが可能となる。かかる溶接部耐食性の向上効果は、めっき層２０中のＣｕ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｃｏ、Ｖの少なくとも何れかの含有量が０．００５０質量％以上となった場合に発現される。そのため、Ｃｕ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｃｏ、Ｖの少なくとも何れかをめっき層２０中に含有させる場合には、これら元素の含有量は、それぞれ独立に、０．００５０質量％以上とされることが好ましい。
一方、Ｃｕ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｃｏ、Ｖの含有量の何れかが１．００００質量％を超えるようなめっき層２０を形成する場合には、めっき層２０を形成するためのめっき浴中でこれら元素が様々な金属間化合物を形成し、めっき浴の粘性の上昇を招いて、めっき性状の良好なめっき鋼板を製造できない。よって、めっき層２０中のＣｕ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｃｏ、Ｖの含有量は、それぞれ独立に、１．００００質量％以下とされる。Ｃｕ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｃｏ、Ｖの含有量は、それぞれ独立に、好ましくは０．２０００質量％以下である。
［Ｍｏ：０～１．００００質量％］
本実施形態に係るめっき層２０においてＭｏを含有しない場合も考えうるため、その含有量の下限は、０質量％である。一方、Ｍｏがめっき層２０中に含有されると、耐食性を更に向上させることが可能となる。かかる耐食性の向上効果は、Ｍｏの含有量が０．０１００質量％以上となった場合に発現される。そのため、Ｍｏを含有させる場合には、その含有量は、０．０１００質量％以上とすることが好ましい。
本実施形態に係るめっき層２０においてＭｏを含有しない場合も考えうるため、その含有量の下限は、０質量％である。一方、Ｍｏがめっき層２０中に含有されると、耐食性を更に向上させることが可能となる。かかる耐食性の向上効果は、Ｍｏの含有量が０．０１００質量％以上となった場合に発現される。そのため、Ｍｏを含有させる場合には、その含有量は、０．０１００質量％以上とすることが好ましい。
一方、Ｍｏの含有量が１．００００質量％を超えるようなめっき層２０を形成する場合には、用いるめっき浴中に多量のドロスが発生する原因となるため、好ましくない。そのため、Ｍｏの含有量は、１．００００質量％以下である。Ｍｏの含有量は、好ましくは０．０５００質量％以下である。
◇元素群Ｄ
続いて、本実施形態に係るめっき層２０の別の態様において、めっき層２０が含有しうる元素群Ｄについて説明する。以下に示す元素群Ｄの元素は、残部のＺｎの一部に換えて、めっき層２０中に含有されうる元素である。
［元素群Ｄ］：Ｓｎ：０％超１．００００％以下、Ｉｎ：０％超１．００００％以下、及び、Ｂｉ：０％超１．００００％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
続いて、本実施形態に係るめっき層２０の別の態様において、めっき層２０が含有しうる元素群Ｄについて説明する。以下に示す元素群Ｄの元素は、残部のＺｎの一部に換えて、めっき層２０中に含有されうる元素である。
［元素群Ｄ］：Ｓｎ：０％超１．００００％以下、Ｉｎ：０％超１．００００％以下、及び、Ｂｉ：０％超１．００００％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
［Ｓｎ：０～１．００００質量％］
［Ｉｎ：０～１．００００質量％］
［Ｂｉ：０～１．００００質量％］
本実施形態に係るめっき層２０においてＳｎ、Ｉｎ、Ｂｉを含有しない場合も考えうるため、その含有量の下限は、０質量％である。Ｓｎ、Ｉｎ、Ｂｉを含むめっき層２０が腐食環境に置かれた場合に、Ｍｇ溶出速度を上昇させる元素である。Ｍｇの溶出速度が上昇すると、鋼板１０が露出した部分にＭｇイオンが供給され、耐食性が更に向上する。かかる観点から、Ｓｎ、Ｉｎ、Ｂｉを含有させる場合には、Ｓｎ、Ｉｎ、Ｂｉの含有量を、それぞれ独立に、０．００５０質量％以上とすることが好ましい。
［Ｉｎ：０～１．００００質量％］
［Ｂｉ：０～１．００００質量％］
本実施形態に係るめっき層２０においてＳｎ、Ｉｎ、Ｂｉを含有しない場合も考えうるため、その含有量の下限は、０質量％である。Ｓｎ、Ｉｎ、Ｂｉを含むめっき層２０が腐食環境に置かれた場合に、Ｍｇ溶出速度を上昇させる元素である。Ｍｇの溶出速度が上昇すると、鋼板１０が露出した部分にＭｇイオンが供給され、耐食性が更に向上する。かかる観点から、Ｓｎ、Ｉｎ、Ｂｉを含有させる場合には、Ｓｎ、Ｉｎ、Ｂｉの含有量を、それぞれ独立に、０．００５０質量％以上とすることが好ましい。
一方で、過剰なＳｎ、Ｉｎ、Ｂｉ添加は、Ｍｇ溶出速度を過剰に促進し、めっき鋼板の耐食性が低下する可能性がある。かかるＭｇ溶出速度の上昇は、Ｓｎ、Ｉｎ、Ｂｉの含有量の何れかが１．００００質量％を超えると顕著となるため、Ｓｎ、Ｉｎ、Ｂｉの含有量は、それぞれ独立に、１．００００質量％以下である。Ｓｎ、Ｉｎ、Ｂｉの含有量は、それぞれ独立に、好ましくは０．２０００質量％以下である。
◇元素群Ｅ
続いて、本実施形態に係るめっき層２０の別の態様において、めっき層２０が含有しうる元素群Ｅについて説明する。以下に示す元素群Ｅの少なくとも何れかの元素は、残部のＺｎの一部に換えて、めっき層２０中に含有されうる元素である。
［元素群Ｅ］：Ｚｒ：０％超１．００００％以下、Ａｇ：０％超１．００００％以下、及び、Ｌｉ：０％超１．００００％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
続いて、本実施形態に係るめっき層２０の別の態様において、めっき層２０が含有しうる元素群Ｅについて説明する。以下に示す元素群Ｅの少なくとも何れかの元素は、残部のＺｎの一部に換えて、めっき層２０中に含有されうる元素である。
［元素群Ｅ］：Ｚｒ：０％超１．００００％以下、Ａｇ：０％超１．００００％以下、及び、Ｌｉ：０％超１．００００％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
［Ｚｒ：０～１．００００質量％］
［Ａｇ：０～１．００００質量％］
［Ｌｉ：０～１．００００質量％］
本実施形態に係るめっき層２０においてＺｒ、Ａｇ、Ｌｉを含有しない場合も考えうるため、これら元素の含有量の下限は、０質量％である。一方、Ｚｒ、Ａｇ、Ｌｉの少なくとも何れかがめっき層２０中に含有されると、めっき操業性を更に向上させることが可能となる。かかるめっき操業性の向上効果は、めっき層２０中のＺｒ、Ａｇ、Ｌｉの少なくとも何れかの含有量が０．０１００質量％以上となった場合に発現される。そのため、Ｚｒ、Ａｇ、Ｌｉのすくなくとも何れかを含有させる場合には、これら元素の含有量は、それぞれ独立に、０．０１００質量％以上とされることが好ましい。
［Ａｇ：０～１．００００質量％］
［Ｌｉ：０～１．００００質量％］
本実施形態に係るめっき層２０においてＺｒ、Ａｇ、Ｌｉを含有しない場合も考えうるため、これら元素の含有量の下限は、０質量％である。一方、Ｚｒ、Ａｇ、Ｌｉの少なくとも何れかがめっき層２０中に含有されると、めっき操業性を更に向上させることが可能となる。かかるめっき操業性の向上効果は、めっき層２０中のＺｒ、Ａｇ、Ｌｉの少なくとも何れかの含有量が０．０１００質量％以上となった場合に発現される。そのため、Ｚｒ、Ａｇ、Ｌｉのすくなくとも何れかを含有させる場合には、これら元素の含有量は、それぞれ独立に、０．０１００質量％以上とされることが好ましい。
一方、Ｚｒ、Ａｇ、Ｌｉの含有量の何れかが１．００００質量％を超えるようなめっき層２０を形成する場合には、めっき層２０の形成に用いるめっき浴中に多量のドロスが発生しやすい。そのため、Ｚｒ、Ａｇ、Ｌｉのすくなくとも何れかの含有量は、それぞれ独立に、１．００００質量％以下である。Ｚｒ、Ａｇ、Ｌｉのすくなくとも何れかの含有量は、それぞれ独立に、好ましくは０．１０００質量％以下である。
◇元素群Ｆ
続いて、本実施形態に係るめっき層２０の別の態様において、めっき層２０が含有しうる元素群Ｆについて説明する。以下に示す元素群Ｆの少なくとも何れかの元素は、残部のＺｎの一部に換えて、めっき層２０中に含有されうる元素である。
［元素群Ｆ］：Ｌａ：０％超０．５０００％以下、Ｃｅ：０％超０．５０００％以下、及び、Ｙ：０％超０．５０００％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
続いて、本実施形態に係るめっき層２０の別の態様において、めっき層２０が含有しうる元素群Ｆについて説明する。以下に示す元素群Ｆの少なくとも何れかの元素は、残部のＺｎの一部に換えて、めっき層２０中に含有されうる元素である。
［元素群Ｆ］：Ｌａ：０％超０．５０００％以下、Ｃｅ：０％超０．５０００％以下、及び、Ｙ：０％超０．５０００％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
［Ｌａ：０～０．５０００質量％］
［Ｃｅ：０～０．５０００質量％］
［Ｙ ：０～０．５０００質量％］
本実施形態に係るめっき層２０においてＬａ、Ｃｅ、Ｙを含有しない場合も考えうるため、これら元素の含有量の下限は、０質量％である。一方、Ｌａ、Ｃｅ、Ｙは、Ｃａとほぼ同等の効果を発現する元素であり、溶接時のブローホール形成をより抑制する。これは、各元素の原子半径がＣａの原子半径と近いことに起因する。これらの元素がめっき層２０中に含有されると、Ｃａ位置に置換する。そのため、これらの元素は、ＥＤＳ（Ｅｎｅｒｇｙ Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｘ-ｒａｙ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ）においてＣａと同位置に検出される。
［Ｃｅ：０～０．５０００質量％］
［Ｙ ：０～０．５０００質量％］
本実施形態に係るめっき層２０においてＬａ、Ｃｅ、Ｙを含有しない場合も考えうるため、これら元素の含有量の下限は、０質量％である。一方、Ｌａ、Ｃｅ、Ｙは、Ｃａとほぼ同等の効果を発現する元素であり、溶接時のブローホール形成をより抑制する。これは、各元素の原子半径がＣａの原子半径と近いことに起因する。これらの元素がめっき層２０中に含有されると、Ｃａ位置に置換する。そのため、これらの元素は、ＥＤＳ（Ｅｎｅｒｇｙ Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｘ-ｒａｙ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ）においてＣａと同位置に検出される。
かかる溶接時のブローホール形成の抑制効果は、これら元素の含有量を、それぞれ独立に、０．０１００質量％以上とすることで発現される。そのため、Ｚｒ、Ａｇ、Ｌｉのすくなくとも何れかを含有させる場合には、これら元素の含有量は、それぞれ独立に、０．０１００質量％以上とされることが好ましい。めっき層２０中におけるＬａ、Ｃｅ、Ｙの含有量は、それぞれ独立に、より好ましくは０．０５００質量％以上である。
一方、めっき層２０を製造するためのめっき浴中において、Ｌａ、Ｃｅ、Ｙ含有量が多すぎる場合、めっき浴の粘性が必要以上に増加してめっき操業性が低下する可能性がある。そのため、めっき操業性の観点からめっき浴中のＬａ、Ｃｅ、Ｙ含有量が調整されることにより、Ｌａ、Ｃｅ、Ｙの含有量は、それぞれ独立に、０．５０００質量％以下となる。Ｌａ、Ｃｅ、Ｙの含有量は、それぞれ独立に、好ましくは０．１０００質量％以下である。
◇元素群Ｇ
続いて、本実施形態に係るめっき層２０の別の態様において、めっき層２０が含有しうる元素群Ｇについて説明する。以下に示す元素群Ｇの元素は、残部のＺｎの一部に換えて、めっき層２０中に含有されうる元素である。
［元素群Ｇ］：Ｂ：０％超０．５０００％以下
続いて、本実施形態に係るめっき層２０の別の態様において、めっき層２０が含有しうる元素群Ｇについて説明する。以下に示す元素群Ｇの元素は、残部のＺｎの一部に換えて、めっき層２０中に含有されうる元素である。
［元素群Ｇ］：Ｂ：０％超０．５０００％以下
［Ｂ：０～０．５０００質量％］
本実施形態に係るめっき層２０においてＢを含有しない場合も考えうるため、その含有量の下限は、０質量％である。一方、Ｂは、めっき層２０中に含有されると、ＬＭＥをより抑制する効果がある。これは、Ｂがめっき層２０中に含有されると、Ｚｎ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｃａの少なくとも何れかと化合して、様々な金属間化合物を形成するためと推察される。また、めっき層２０中にＢが存在することで、Ｂはめっき層２０から鋼板１０へと拡散し、粒界強化によって鋼板１０のＬＭＥをより抑制する効果があると考えられる。更に、Ｂに関して形成される各種の金属間化合物は、融点が極めて高いために、溶接時におけるＺｎ蒸発の抑制にも作用していると推察される。これらの改善効果は、Ｂを０．０５００質量％以上含有させることで発現される。そのため、Ｂを含有させる場合には、Ｂの含有量は、好ましくは０．０５００質量％以上である。
本実施形態に係るめっき層２０においてＢを含有しない場合も考えうるため、その含有量の下限は、０質量％である。一方、Ｂは、めっき層２０中に含有されると、ＬＭＥをより抑制する効果がある。これは、Ｂがめっき層２０中に含有されると、Ｚｎ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｃａの少なくとも何れかと化合して、様々な金属間化合物を形成するためと推察される。また、めっき層２０中にＢが存在することで、Ｂはめっき層２０から鋼板１０へと拡散し、粒界強化によって鋼板１０のＬＭＥをより抑制する効果があると考えられる。更に、Ｂに関して形成される各種の金属間化合物は、融点が極めて高いために、溶接時におけるＺｎ蒸発の抑制にも作用していると推察される。これらの改善効果は、Ｂを０．０５００質量％以上含有させることで発現される。そのため、Ｂを含有させる場合には、Ｂの含有量は、好ましくは０．０５００質量％以上である。
一方、めっき層２０中にＢを含有させるために、めっき浴中に過剰にＢを含有させると、めっき融点の急激な上昇を引き起こしてめっき操業性が低下し、めっき性状に優れるめっき鋼板を製造することができない。かかるめっき操業性の低下は、Ｂの含有量が０．５０００質量％を超える場合に顕著となるため、Ｂの含有量は０．５０００質量％以下である。Ｂの含有量は、好ましくは０．１０００質量％以下である。
［化学成分の計測方法］
上記のめっき層２０の化学成分は、ＩＣＰ－ＡＥＳ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ Ｃｏｕｐｌｅｄ Ｐｌａｓｍａ Ａｔｏｍｉｃ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）又はＩＣＰ－ＭＳ（ｌｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ Ｃｏｕｐｌｅｄ Ｐｌａｓｍａ Ｍａｓｓ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）を使用して、計測することが可能である。なお、０．１質量％単位までの化学成分の分析を行う場合には、ＩＣＰ－ＡＥＳを用いることとし、０．１質量％未満の微量な化学成分の分析を行う場合には、ＩＣＰ－ＭＳを用いることとする。めっき鋼板を、インヒビターを加えた１０％ＨＣｌ水溶液に対して１分程度浸潰し、めっき層部分を剥離し、このめっき層を溶解した溶液を準備する。得られた溶液を、ＩＣＰ－ＡＥＳ又はＩＣＰ－ＭＳによって分析して、めっき層の全体平均としての化学成分を得ることができる。
上記のめっき層２０の化学成分は、ＩＣＰ－ＡＥＳ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ Ｃｏｕｐｌｅｄ Ｐｌａｓｍａ Ａｔｏｍｉｃ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）又はＩＣＰ－ＭＳ（ｌｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ Ｃｏｕｐｌｅｄ Ｐｌａｓｍａ Ｍａｓｓ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）を使用して、計測することが可能である。なお、０．１質量％単位までの化学成分の分析を行う場合には、ＩＣＰ－ＡＥＳを用いることとし、０．１質量％未満の微量な化学成分の分析を行う場合には、ＩＣＰ－ＭＳを用いることとする。めっき鋼板を、インヒビターを加えた１０％ＨＣｌ水溶液に対して１分程度浸潰し、めっき層部分を剥離し、このめっき層を溶解した溶液を準備する。得られた溶液を、ＩＣＰ－ＡＥＳ又はＩＣＰ－ＭＳによって分析して、めっき層の全体平均としての化学成分を得ることができる。
◇めっき層２０の付着量について
以上説明したようなめっき層２０の付着量については、特に規定するものではないが、例えば、鋼板の片面当たり、１５～２５０ｇ／ｍ２程度であることが好ましい。めっき層２０の付着量が上記のような範囲内となることで、本実施形態に係るめっき鋼板１は、十分な耐食性を示すことが可能となる。
以上説明したようなめっき層２０の付着量については、特に規定するものではないが、例えば、鋼板の片面当たり、１５～２５０ｇ／ｍ２程度であることが好ましい。めっき層２０の付着量が上記のような範囲内となることで、本実施形態に係るめっき鋼板１は、十分な耐食性を示すことが可能となる。
なお、かかるめっき層２０の付着量は、めっき鋼板から、平面視において３０ｍｍ×３０ｍｍの大きさにサンプルを切り出し、予めその質量を測定しておく。なお、サンプルを切り出す際には、厚み方向は全て切り出すようにする。このサンプルの一方の面にはテープシールを貼り、当該一方の面側のめっき層は次工程で溶解しないようにする。その上で、インヒビター添加した１０％ＨＣｌ水溶液にかかるサンプルを浸漬してめっき層を酸洗剥離し、酸洗後のサンプルの質量を測定する。酸洗前後のサンプルの質量変化から、片面当たりのめっき層２０の付着量を決定することが可能である。
◇めっき層２０の金属組織について
続いて、以上説明したような化学組成を有するめっき層２０の金属組織について、説明する。
本実施形態に係るめっき層２０は、上記のような化学組成を有し、また、以下で詳述するような製造方法を経て形成されることで、ηＺｎ相、α相、τ相、ＭｇＺｎ２相、Ｍｇ２Ｚｎ３相、ＭｇＺｎ相等の金属組織を含有している。また、めっき層２０が更に含有しうる元素によっては、上記のような金属組織に加えて、Ａｌ－Ｓｉ－Ｃａ相、Ａｌ－Ｓｉ－Ｃａ－Ｆｅ相、Ｍｇ２Ｓｉ相、Ｍｇ２Ｓｎ相等の金属組織を含有しうる。本実施形態に係るめっき層２０は、上記のような金属組織を有することで、ＬＭＥの発生を抑制し、耐食性にも優れるという性質を示すようになる。
続いて、以上説明したような化学組成を有するめっき層２０の金属組織について、説明する。
本実施形態に係るめっき層２０は、上記のような化学組成を有し、また、以下で詳述するような製造方法を経て形成されることで、ηＺｎ相、α相、τ相、ＭｇＺｎ２相、Ｍｇ２Ｚｎ３相、ＭｇＺｎ相等の金属組織を含有している。また、めっき層２０が更に含有しうる元素によっては、上記のような金属組織に加えて、Ａｌ－Ｓｉ－Ｃａ相、Ａｌ－Ｓｉ－Ｃａ－Ｆｅ相、Ｍｇ２Ｓｉ相、Ｍｇ２Ｓｎ相等の金属組織を含有しうる。本実施形態に係るめっき層２０は、上記のような金属組織を有することで、ＬＭＥの発生を抑制し、耐食性にも優れるという性質を示すようになる。
ここで、本実施形態に係るめっき層２０がどのような金属組織を有しているかについては、めっき層２０の表面を、走査型電子顕微鏡（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ：ＳＥＭ）により観察することで特定可能である。すなわち、めっき層２０の凝固組織をＳＥＭにより観察し、観察視野において、ＳＥＭ－ＥＰＭＡ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｍｉｃｒｏ Ａｎａｌｙｚｅｒ：電子プローブマイクロアナライザ）による点分析結果と、反射電子像における結晶相の形態から、どのような金属組織を有しているかを特定することができる。この際、ＳＥＭ観察前に、例えば研磨等の前処理は行わなくてよい。ただし、化成処理皮膜等が付与されている場合は、化成処理皮膜などを除去するために研磨等を実施してもよい。研磨する場合はめっき層の厚みが８０％以上残るよう研磨し、表面は鏡面仕上げ状態にしてからＳＥＭ観察し、表面組織とする。
より詳細には、ＳＥＭによる観察において、観察する領域の大きさは、３００μｍ×３００μｍとする。かかる範囲を、加速電圧：１５．０ｋＶ、照射電流：４．９９９×１０－８Ａ、照射時間：５０ミリ秒として、倍率２０００倍で観察する。かかる条件で、着目する範囲の反射電子像を取得した後、反射電子像のコントラストを用いて、各金属組織の点分析を３点ずつ実施すればよい。
本発明者らは、溶接時に生じる溶接部の塗膜膨れについて検討するにあたって、上記のような金属組織のうち、α相、及び、τ相（Ｍｇ３２（Ａｌ、Ｚｎ）４９相）に着目した。
α相は、反射電子像においては、円状又は棒状であり、かつ、短径が３μｍ未満の相であり、ＥＰＭＡの分析結果において、ＡｌとＺｎとが含有される金属組織である。ここで、上記の「円状」には「楕円状」も含むものとする。より詳細には、ＥＰＭＡの分析結果において、Ａｌ：２０～９９原子％、Ｚｎ：０．５～８０原子％、Ｍｇ：０～５原子％を満足し、かつ、ＡｌとＺｎの合計が７０原子％以上である金属組織である。断面観察における円状形態は、α相を立体的に捉えた場合にα相が棒状に成長するには至っていない段階を観察している状態、又は、棒状に成長したα相を、長軸方向に対して直交する方向で切断した断面を観察している状態と考えることができ、本実施形態に係るめっき層２０において、かかるα相は、棒状の形態を有していると考えることができる。
また、τ相（Ｍｇ３２（Ａｌ、Ｚｎ）４９相）は、Ｍｇ３２（Ａｌ，Ｚｎ）４９相の粒内に含まれるＭｇ含有量［Ｍｇ］、Ｚｎ含有量［Ｚｎ］及びＡｌ含有量［Ａｌ］が、原子％で、０．５０≦［Ｍｇ］／（［Ｚｎ］＋［Ａｌ］）≦０．８３を満足する金属組織として定義される。すなわち、Ｍｇ原子と、Ｚｎ原子及びＡｌ原子の合計と、の比であるＭｇ：（Ｚｎ＋Ａｌ）が、３：６～５：６となる結晶相又は準結晶相として定義される。Ｍｇ３２（Ａｌ，Ｚｎ）４９相の化学成分は、ＴＥＭ－ＥＤＸ（Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ－Ｅｎｅｒｇｙ Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｘ－ｒａｙ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ）を用いて測定することが好ましい。Ｍｇ３２（Ａｌ，Ｚｎ）４９相は結晶相に加えて準結晶相の両方として検出される場合がある。結晶相の場合は、ＴＥＭ観察における電子線回折像から、その結晶構造がＭｇ３２（Ａｌ，Ｚｎ）４９相であることを同定することが可能である。なお、Ｍｇ３２（Ａｌ，Ｚｎ）４９相が準結晶相であるか否かは、ＴＥＭによる電子線回折像を撮影し、電子線回折像に５回対称の結晶構造が観察されるか否かで確認することができる。電子線回折像に５回対称の結晶構造が観察された場合には、Ｍｇ３２（Ａｌ，Ｚｎ）４９相が準結晶層であると判断でき、電子線回折像に５回対称の結晶構造が観察されない場合には、Ｍｇ３２（Ａｌ，Ｚｎ）４９相が準結晶層ではないと判断できる。なお、５回対称の結晶構造は、ペンローズパターン（Ｐｅｎｒｏｓｅ ｐａｔｔｅｒｎ）と呼ばれる電子線回折像を得ることで判別することができ、当業者であれば容易に判別することが可能である。
Ｍｇ３２（Ａｌ，Ｚｎ）４９相は、めっき鋼板に対して犠牲防食性を発現することで、地鉄が露出したカット部や溶接部からの地鉄腐食を抑制し、耐赤錆性を向上させる効果がある。これに加え、Ｍｇ３２（Ａｌ，Ｚｎ）４９相そのものの耐食性も優れ、Ｍｇ３２（Ａｌ，Ｚｎ）４９相は腐食環境にあっても腐食速度が遅いため、塗膜下腐食を抑制し、塗膜膨れ幅という観点からも塗装後耐食性を向上させる効果も併せ持つ。
図２～図４は、本実施形態にめっき鋼板が有するめっき層におけるα／τラメラ組織について説明するための模式図である。
本実施形態に係るめっき層２０において、めっき層２０の表面を平面視したときのめっき層２０の金属組織をＳＥＭにて観察したときに、図２に模式的に示したように、棒状のα相は、母相であるτ相中に分散した状態で存在する。すなわち、本実施形態に係るめっき層２０において、棒状のα相とτ相は、共晶となっており、図２に模式的に示したような、α／τラメラ組織として存在している。ここで、ラメラ組織とは、組織を構成する第１相と第２相とが、所定の間隔λで周期的に整列した組織をいう。本実施形態に係るα／τラメラ組織とは、第１相であるτ相中に、第２相であるα相が分散した組織であって、τ相に隔てられた最も近いα相同士の間隔が、「α相の粒径（短径）±８０％」を満たす領域をいう。本発明者らによる検証の結果、棒状のα相における結晶相の延伸方向（棒形状の長軸方向）は、α相の（２２０）面に対応することが明らかとなった。
本実施形態に係るめっき層２０において、めっき層２０の表面を平面視したときのめっき層２０の金属組織をＳＥＭにて観察したときに、図２に模式的に示したように、棒状のα相は、母相であるτ相中に分散した状態で存在する。すなわち、本実施形態に係るめっき層２０において、棒状のα相とτ相は、共晶となっており、図２に模式的に示したような、α／τラメラ組織として存在している。ここで、ラメラ組織とは、組織を構成する第１相と第２相とが、所定の間隔λで周期的に整列した組織をいう。本実施形態に係るα／τラメラ組織とは、第１相であるτ相中に、第２相であるα相が分散した組織であって、τ相に隔てられた最も近いα相同士の間隔が、「α相の粒径（短径）±８０％」を満たす領域をいう。本発明者らによる検証の結果、棒状のα相における結晶相の延伸方向（棒形状の長軸方向）は、α相の（２２０）面に対応することが明らかとなった。
上記のようなα相の（２２０）面は、Ｘ線回折法（Ｘ－ｒａｙ ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ：ＸＲＤ）において極点測定を行った際に、ＲＤ（Ｒｏｌｌｉｎｇ Ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ：圧延方向）軸、及び、ＴＤ（Ｔｒａｎｓｖｅｒｓａｌ Ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ：圧延方向に対して直交する方向、幅方向）軸で規定される材料座標系において、ＲＤ－ＴＤ平面の法線方向（Ｎｏｒｍａｌ Ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ）に対して平行な面となる。換言すれば、上記のようなα相の（２２０）面は、めっき鋼板１の表面の法線方向に対して平行に広がる面と捉えることができる。
本発明者らが、溶接時に生じる溶接部の塗膜膨れについて検証を行ったところ、上記のような金属組織を有するめっき層において、腐食は、図２に示したようなα／τラメラ組織において、α相とτ相の界面に沿って進行していき、かかる腐食の進行により塗膜膨れが生じることを新たに見出した。
本発明者らは、塗膜膨れについての上記のようなメカニズムを特定したことで、腐食がα／τラメラ組織の界面に沿って進行するのであれば、α／τラメラ組織の配向制御を行うことで、溶接時に生じる溶接部の塗膜膨れを抑制できるのではないかとの着想を得た。
図３に模式的に示したように、本実施形態に係るめっき鋼板１を、他の鋼板（本実施形態に係るめっき鋼板１でもよい。）と溶接した場合を考える。この際に、溶接部において腐食の原因となる物質は、鋼板１０の表面と平行な方向に沿って侵入してくると考えられる。一方、上記のように、腐食がα／τラメラ組織の界面に沿って進行するのであるから、図３に模式的に示したように、めっき層２０においてα／τラメラ組織を縦方向（めっき層２０の厚み方向）に沿って鋼板１０の側から成長させれば、腐食の進行を効率的に抑制して、塗膜膨れが抑制できるとの着想を得た。
すなわち、図４に模式的に示したように、本実施形態に係るめっき層２０において、α／τラメラ組織における棒状のα相の（２２０）面の方向（（２２０）面が拡がる方向）は、鋼板１０の表面法線方向に対して平行となるように存在していれば良い旨を着想した。
本発明者らが得た、上記のような塗膜膨れの抑制メカニズムにおいては、めっき層２０中に、所定の存在量でα／τラメラ組織を存在させて、かつ、このα／τラメラ組織の成長方向を制御することが必要となる。かかる観点から、本発明者らが更なる検討を行った結果、特定の製造方法を経ることで、図３に模式的に示したような配向状態となったα／τラメラ組織を、めっき層２０中に存在させることが可能となった。
上記のようなメカニズムに即して実現された、本実施形態に係るめっき層２０において、めっき層２０の表面組織を、上記のようにしてＳＥＭにより観察した際に、棒状α相がτ母相に分散した金属組織であるα／τラメラ組織の平均面積率は、３０％以上９５％以下となっている。
ここで、上記のような平均面積率は、以下のようにして測定する。
すなわち、着目するめっき層２０の表面について、研磨等の前処理をすることなくＳＥＭにより観察する。この際、めっき層２０の表面の任意の位置を、以下のような測定条件に即して観察し、ＳＥＭ－ＥＰＭＡによる点分析結果と、反射電子像における結晶相の形態に基づき、α／τラメラ組織を特定する。α／τラメラ組織は、上記のように、第１相であるτ相中に、第２相であるα相が分散した組織であって、τ相に隔てられた最も近いα相同士の間隔が、「α相の粒径（短径）±８０％」を満たす領域である。その上で、観察視野の大きさにおけるα／τラメラ組織の面積率を算出する。
すなわち、着目するめっき層２０の表面について、研磨等の前処理をすることなくＳＥＭにより観察する。この際、めっき層２０の表面の任意の位置を、以下のような測定条件に即して観察し、ＳＥＭ－ＥＰＭＡによる点分析結果と、反射電子像における結晶相の形態に基づき、α／τラメラ組織を特定する。α／τラメラ組織は、上記のように、第１相であるτ相中に、第２相であるα相が分散した組織であって、τ相に隔てられた最も近いα相同士の間隔が、「α相の粒径（短径）±８０％」を満たす領域である。その上で、観察視野の大きさにおけるα／τラメラ組織の面積率を算出する。
より詳細には、めっき鋼板１の端部から５０ｍｍ以上離隔した平坦部について、めっき層２０の表面の任意の位置における、平面視で１３０μｍ×１００μｍの領域（おおよそ１０００倍の倍率に相当。）を、ＳＥＭにより観察する。この際に、反射電子像において、粒状～板状の形状（３次元形状は、棒状となる。）を有する黒色のα相が、白色母相であるτ相(Ｍｇ３２（Ａｌ，Ｚｎ）４９)に分散した金属組織を見つける。ここで、黒色のα相は、円相当直径が例えば０．１～４．０μｍの範囲内にあるものに着目する。上記のような、黒色の相が白色母相に分散している金属組織について、ＳＥＭ－ＥＰＭＡにより、黒色の相及び白色の相について、点分析を実施する。Ａｌ：２０～９９原子％、Ｚｎ：０．５～８０原子％、Ｍｇ：０～５原子％を満足し、かつ、ＡｌとＺｎの合計が７０原子％以上である黒色の相を、上記α相と判断する。この際、α相と判断された部位の周辺に存在する黒色の相については、まとめてα相と判断する。また、Ｍｇ：１０～５０原子％、Ｚｎ：１０～４０原子％、Ａｌ：１０～４０原子％を満足し、かつ、原子％で、０．５０≦［Ｍｇ］／（［Ｚｎ］＋［Ａｌ］）≦０．８３を満足する白色母相を、上記τ相と判断する。この際、τ相と判断された部位の周辺に存在する白色の相については、まとめてτ相と判断する。
上記のような方法で、α相とτ相とを特定した上で、α／τラメラ組織の領域を特定する。具体的には、「τ相にα相が分散した組織であって、τ相に隔てられた最隣α相の間隔が、α相の粒径（短径）±８０％を満たす領域」における、最も外側に位置するα相を特定し、最も外側に位置するα相とτ相との境界を表す輪郭線を、画像解析アプリケーション上において手動で引いていく。このような操作を行うことで、α／τラメラ組織に該当する領域を特定することができる。図２の一部では、このような操作により特定したα／τラメラ組織の領域を、破線で例示している。このようにして特定された領域の面積率を、各種の画像解析アプリケーション（例えば、ＩｍａｇｅＪ等）を用いて算出する。
上記のような測定・算出処理を、めっき層２０の表面の任意の５箇所で実施し、得られた５つの面積率の平均値を、本実施形態に係るめっき層２０における、α／τラメラ組織の平均面積率とする。
α／τラメラ組織の平均面積率が３０％未満である場合には、めっき層２０中のα／τラメラ組織の存在量が少なすぎて、溶接時における溶接部の塗膜膨れを抑制することができない。α／τラメラ組織は、他組織（例えば、ラメラではない塊状のα相やＭｇ－Ｚｎ相、τ相等）よりも低融点であり、溶接時においては、他組織よりも早期に液相Ｚｎ－Ｍｇ－Ａｌを形成する。この時、液相中にはＭｇが濃化した状態にあり、高濃度なＭｇが、溶接初期の液相中Ｚｎと鋼板との合金化反応、及び、液相中Ａｌと鋼板との合金化を抑制することで、ＬＭＥ割れを抑制するものと推定される。α／τラメラ組織の平均面積率が３０％以上となることで、溶接時のＬＭＥだけでなく、溶接部における塗膜膨れを抑制することが可能となる。α／τラメラ組織の平均面積率は、好ましくは３５％以上であり、より好ましくは４０％以上である。
一方、α／τラメラ組織の平均面積率が９５％を超える場合には、めっき層２０の加工性が低下する原因となるため、好ましくない。α／τラメラ組織の平均面積率が９５％以下となることで、溶接時のＬＭＥだけでなく、溶接部における塗膜膨れを抑制することが可能となる。α／τラメラ組織の平均面積率は、好ましくは８０％以下であり、より好ましくは７０％以下である。
また、本実施形態に係るめっき層２０において、α／τラメラ組織の配向状態は、ＸＲＤを用いて、以下のような条件を満足しているか否かに基づき判断することができる。
すなわち、本実施形態に係るめっき層２０の表面を、市販の広角Ｘ線回折装置により測定したときに、得られる測定結果において、α相の（１１１）面に対応するピークの強度Ｉ１１１に対する、α相の（２２０）面に対応するピークの強度Ｉ２２０の強度比Ｉ２２０／Ｉ１１１が、０．２５以上であるときに、図３及び図４に示したような（２２０）面の配向状態が実現されていると判断することができる。
すなわち、本実施形態に係るめっき層２０の表面を、市販の広角Ｘ線回折装置により測定したときに、得られる測定結果において、α相の（１１１）面に対応するピークの強度Ｉ１１１に対する、α相の（２２０）面に対応するピークの強度Ｉ２２０の強度比Ｉ２２０／Ｉ１１１が、０．２５以上であるときに、図３及び図４に示したような（２２０）面の配向状態が実現されていると判断することができる。
◇市販の広角Ｘ線回折装置（例えば、株式会社リガク製 ＲＩＮＴ１５００等）
・Ｘ線源：Ｃｕ管球
・電圧：４０ｋＶ
・電流：１５０ｍＡ
・アタッチメント：サンプルチェンジャー試料台
・フィルタ：なし
・モノクロメータ：使用
・Ｘ線源：Ｃｕ管球
・電圧：４０ｋＶ
・電流：１５０ｍＡ
・アタッチメント：サンプルチェンジャー試料台
・フィルタ：なし
・モノクロメータ：使用
より詳細には、着目するめっき層２０の表面について、研磨等の前処理をすることなく、上記のようなＸＲＤにより観察する。この際、めっき層２０の表面の任意の位置を観察し、上記強度比Ｉ２２０／Ｉ１１１を算出する。このような測定・算出処理を、めっき層２０の表面の任意の５箇所で実施し、得られた５つの強度比Ｉ２２０／Ｉ１１１の平均値を、本実施形態に係るめっき層２０における強度比Ｉ２２０／Ｉ１１１とする。
なお、上記のような測定条件に即して測定されるＸＲＤスペクトルにおいて、（２２０）面に対応するピークは、２θ＝６５．０５±０．４°に観測されるピークであり、（１１１）面に対応するピークは、２θ＝３８．５７±０．４°に観測されるピークである。また、かかる範囲内に２本以上のピークが観測された場合には、基準位置により近い位置に存在するものを、対応するピークとして採用するものとする。
また、各面方向に帰属するピークの強度は、図５に模式的に示したようなＸＲＤスペクトルにおいて、着目するピークのベースラインを考慮した上で、着目するピークの強度Ｉｐからベースラインの強度Ｉｂを減じたもの（すなわち、「Ｉｐ－Ｉｂ」）とする。
強度比Ｉ２２０／Ｉ１１１が、０．２５未満であるときには、α／τラメラ組織の配向状態が、図３及び図４に示したような状態となっておらず、溶接時における溶接部の塗膜膨れを抑制することはできない。強度比Ｉ２２０／Ｉ１１１は、好ましくは０．５０以上であり、より好ましくは１．００以上である。
一方、強度比Ｉ２２０／Ｉ１１１の上限は、特に限定されるものではなく、高ければ高いほど、より好ましい配向状態となっていることが理解されるが、その上限は、実質的には５．００程度である。
なお、α／τラメラ組織の配向制御がなされずに、α相がτ相中にランダムに存在している場合には、上記の強度比Ｉ２２０／Ｉ１１１は、理論上０．２２という値を示すものである。ただし、ＸＲＤスペクトルの測定誤差を考慮すると、α相がτ相中にランダムに存在している場合には、上記の強度比Ｉ２２０／Ｉ１１１は、０．２０～０．２４の範囲内となる値を示す。
以上、図１Ａ～図５を参照しながら、本実施形態に係るめっき鋼板１について、詳細に説明した。以上説明したような本実施形態に係るめっき鋼板１は、例えば、自動車の足回り部品の素材として、好適に用いることが可能である。
なお、本実施形態に係るめっき鋼板１は、上記のめっき層２０上に、更に１層又は２層以上の各種の皮膜を有していてもよい。このような皮膜として、例えば、クロメート皮膜、リン酸塩皮膜、クロメートフリー皮膜、有機樹脂皮膜等が挙げられる。
（めっき鋼板の製造方法について）
次に、以上説明したようなめっき鋼板の製造方法の一例を説明する。
本実施形態に係るめっき鋼板１は、上記のような鋼板１０を母材として、かかる鋼板１０の表面に対して、重研削によりひずみを付与した後に、ひずみの付与された表面に対してめっき層２０を形成することで製造される。
次に、以上説明したようなめっき鋼板の製造方法の一例を説明する。
本実施形態に係るめっき鋼板１は、上記のような鋼板１０を母材として、かかる鋼板１０の表面に対して、重研削によりひずみを付与した後に、ひずみの付与された表面に対してめっき層２０を形成することで製造される。
鋼板１０の表面を重研削ブラシにより研削して、表面にひずみを付与することで、鋼板１０の表面に、α／τラメラ組織を成長させるための核成長サイトが生成される。その後、鋼板１０の表面に形成されためっき層２０に対して、特定の熱処理を施すことで、α／τラメラ組織が、所望の方位に成長していくようになる。
めっき層２０の形成には、溶融めっき法の他、溶射法、コールドスプレー法、スパッタリング法、蒸着法、電気めっき法等を適用できる。ただし、自動車等で一般的に使われる程度の厚さのめっき層を形成するには、溶融めっき法がコスト面で最も好ましい。
その後、得られためっき鋼板（めっき層２０を有する鋼板１０）に対して、以下で説明するような特定の熱処理工程を施すことで、本実施形態に係るめっき鋼板１を製造することができる。
以下では、溶融めっき法を用いて、本実施形態に係るめっき鋼板１を得る製造方法の一例について、詳細に説明する。
かかるめっき鋼板１の製造工程では、まず、母材として用いる鋼板１０を、ゼンジミア法により圧延して所望の板厚とした後、コイル状に巻き取って、溶融めっきラインに設置する。
かかるめっき鋼板１の製造工程では、まず、母材として用いる鋼板１０を、ゼンジミア法により圧延して所望の板厚とした後、コイル状に巻き取って、溶融めっきラインに設置する。
溶融めっきラインでは、鋼板をコイルから繰り出しながら連続的に通板させる。通板の際、所定位置に設けられた重研削ブラシにより、鋼板の表面にひずみが付与されるようにする。その後、ライン上に設けられた焼鈍設備により、鋼板を、例えば、酸素濃度が２０ｐｐｍ以下の酸化が生じづらい環境下、Ｎ２－（１～１０）％Ｈ２ガス、露点－６０～１０℃の雰囲気にて、７００～９００℃で０秒超３００秒以下加熱還元処理した後、後段のめっき浴の浴温＋２０℃前後までＮ２ガスで空冷して、めっき浴に浸漬させる。なお、上記の流れでは、鋼板に対して焼鈍前にひずみを付与しているが、付与したひずみの少なくとも一部が焼鈍によって開放された場合であっても、焼鈍中に鋼表層で生じる再結晶が促進されることでＦｅ粒径が微細化して、後段のめっき工程におけるめっき層の凝固時の核生成サイトとして機能するようになる。
ここで、めっき浴中には、前述のような化学成分を有する、溶融状態にあるめっき合金を準備しておく。めっき浴の浴温は、めっき合金の融点以上（例えば、４６０～６６０℃程度）としておく。この際、かかるめっき浴の浴温は、上記のようなめっき合金の融点に着目するとともに、以下で説明するような「α／τラメラ組織が核生成する理論的な温度」（以下、理論温度ともいう。）に基づき、かかる理論温度以上の値（例えば、理論温度＋４０℃程度）に決定することが好ましい。
めっき合金の材料作製の際は、合金材料として純金属（純度９９％以上）を用いて調合することが好ましい。まず、上記のようなめっき層の組成となるように合金金属の所定量を混合して、真空又は不活性ガス置換状態で高周波誘導炉やアーク炉などを使用して、完全に溶解させて合金とする。更に、所定の成分（上記めっき層の組成）で混合された当該合金を大気中で溶解して、得られた溶融物をめっき浴として利用する。
なお、以上述べたようなめっき合金の作製には、特に純金属を使用する制約はなく、既存のＺｎ合金、Ｍｇ合金、Ａｌ合金を溶解して使用してもよい。この際、不純物が少ない所定の組成合金さえ用いれば、問題はない。
鋼板を、上記のようなめっき浴中に浸漬させた後、所定の速度で引き上げる。この際に、形成されるめっき層２０が所望の厚みとなるように、例えばＮ２ワイピングガスによりめっき付着量を制御する。ここで、浴温以外の条件については、一般的なめっき操業条件を適用すればよく、特別な設備や条件は要しない。
続いて、表面に対して重研削ブラシによりひずみが付与された鋼板上に位置する溶融状態にあるめっき合金に対して、以下のような第１冷却工程及び第２冷却工程を実施して、溶融状態にあるめっき合金をめっき層２０とするとともに、α／τラメラ組織を、所望の方位に成長させる。以下、第１冷却工程及び第２冷却工程について、詳細に説明する。
第１冷却工程は、めっき合金の温度が、浴温～「α／τラメラ組織が核生成する理論的な温度」（理論温度）の範囲内である際に実施される冷却工程である。かかる第１冷却工程では、上記のような温度範囲内にあるめっき鋼板に対し、冷却媒体を、５０００Ｌ／ｍ２／ｍｉｎ以下の流量で吹き付けることで、平均冷却速度１５℃／秒以上で急冷する。なお、めっき工程において溶融めっき法を採用した場合、かかる第１冷却工程は、鋼板がめっき浴から出た直後から実施される。これにより、鋼板の表面に設けられた核生成サイトにおいて、α／τラメラ組織が核生成するようになる。
ここで、上記の「α／τラメラ組織が核生成する理論的な温度」（理論温度）は、Ｍｇ－Ａｌ－Ｚｎ３元系に関する、ＣＡＬＰＨＡＤ法による計算状態図から決定することができる。
第１冷却工程における冷却媒体の流量は、３０００Ｌ／ｍ２／ｍｉｎ以下であることが好ましく、１５００Ｌ／ｍ２／ｍｉｎ以下であることがより好ましい。また、平均冷却速度は、２５℃／秒以上であることが好ましい。なお、冷却媒体の流量の下限値は、特に規定するものではないが、例えば５Ｌ／ｍ２／ｍｉｎ程度が実質的な下限となる。また、平均冷却速度の上限値についても、特に規定するものではないが、例えば９０℃／秒程度が実質的な上限となる。第１冷却工程における冷却速度が過剰な場合、及び、冷却媒体の流量が過剰な場合、めっき層と鋼板の界面ではなく、めっき層の表面が核生成サイトとなり、続く第２冷却工程の冷却を施しても配向制御が困難となる。
その後、めっき合金（めっき層）の温度が「α／τラメラ組織が核生成する理論的な温度」（理論温度）～３００℃の範囲内である際に、第２冷却工程を実施する。この第２冷却工程は、上記のような温度範囲内にあるめっき鋼板に対し、冷却媒体を、５０００Ｌ／ｍ２／ｍｉｎ以下の流量で吹き付けることで、平均冷却速度５℃／秒以下で徐冷する。これにより、核生成したα／τラメラ組織を、α相の（２２０）方向が鋼板の表面法線方向と平行となるように、成長させる。
ここで、冷却媒体の流量は、３０００Ｌ／ｍ２／ｍｉｎ以下であることが好ましく、２０００Ｌ／ｍ２／ｍｉｎ以下であることがより好ましい。また、平均冷却速度は、３℃／秒以下であることが好ましく、１℃／秒以下であることがより好ましい。なお、冷却媒体の流量の下限値は、特に規定するものではないが、例えば５００Ｌ／ｍ２／ｍｉｎ程度が実質的な下限となる。
上記のように、鋼板の表面に対して重研削ブラシによりひずみを付与した状態でめっき層を形成し、更に、かかるめっき層を、浴温～理論温度の温度範囲では急冷し、理論温度～３００℃の温度範囲では徐冷するという、２段階の冷却工程に供することで、めっき層２０中のα／τラメラ組織を特定の状態に成長させることができる。
なお、３００℃～室温までの冷却状態については、特に規定するものではなく、各種の方法で室温まで冷却すればよい。
ここで、第１冷却工程を終了してから第２冷却工程を開始するまでの間隔は、３秒以内とすることが好ましく、第１冷却工程を終了した後、直ちに第２冷却工程を開始することが好ましい。第１冷却工程を終了してから第２冷却工程を開始するまでの間隔が３秒を超える場合には、意図しない冷却過程が生じ、所望の配向制御を実現することができない。
なお、たとえ鋼板の表面にひずみが適切に付与されていたとしても、上記のような第１冷却工程又は第２冷却工程の何れか一方を実施しない場合には、所望の配向制御を実現することはできない。鋼板の表面にひずみを適切に付与した上で、更に、上記のような第１冷却工程及び第２冷却工程の双方を施すことで、図２及び図３に例示したように配向方向が制御された、本実施形態に係るめっき層２０を実現することができる。
また、上記の第２冷却工程の後に、一般的に合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造で施されることが多い合金化熱処理工程（例えば、到達板温４８０～５５０℃程度の加熱を伴う熱処理工程）を施した場合、第１冷却工程及び第２冷却工程により制御したα／τラメラ組織の配向状態が崩れる結果、本実施形態で着目するような塗膜膨れの抑制効果を得ることができない。かかる観点から、第２冷却工程後の熱処理工程は、実施しないことが重要である。
ここで、上記のような冷却処理においては、Ｎ２ガス冷却、ミスト冷却、水没等といった一般的に知られた方法を適用できる。また、冷却ガスには、Ｎ２ガス以外にも、Ｈｅガス、水素ガスなど抜熱効果の高いガスを使用しても良い。
なお、めっき層の温度の実測方法としては、例えば、接触式の熱電対（Ｋ－ｔｙｐｅ）を用いればよい。接触式の熱電対を母材となる鋼板に取り付けることで、めっき層全体の平均温度を常にモニタリングできる。また、機械的に、各種速度や厚みの制御を行い、鋼板の予熱温度やめっき浴の温度等といった各種操業条件を統一すれば、かかる製造条件におけるその時点でのめっき層全体の温度を、ほぼ正確にモニタリングすることが可能となる。これにより、第１冷却工程及び第２冷却工程での冷却処理を、精密に制御することが可能となる。なお、接触式ほど、正確ではないが、めっき層の表面温度は、非接触式の放射温度計によって測定してもよい。
また、熱伝導解析を行うシミュレーションによって、めっき層の表面温度とめっき層全体の平均温度との関係を求めておいてもよい。具体的には、鋼板の予熱温度やめっき浴の温度、めっき浴からの鋼板の引き上げ速度、鋼板の板厚、めっき層の層厚、めっき層と製造設備との熱交換熱量、めっき層の放熱量等といった各種の製造条件に基づいて、めっき層の表面温度及びめっき層全体の平均温度を求める。その後、得られた結果を利用して、めっき層の表面温度とめっき層全体の平均温度との関係を求めればよい。これにより、めっき鋼板の製造時にめっき層の表面温度を実測することで、その製造条件におけるその時点でのめっき層全体の平均温度を推定することが可能となる。その結果、第１冷却工程及び第２冷却工程での冷却処理を、精密に制御することが可能となる。
以上、本実施形態に係るめっき鋼板の製造方法の一例について、具体的に説明した。
なお、本実施形態に係るめっき鋼板の製造方法では、上記の第２冷却工程の後に、更に１層又は２層以上の各種の皮膜を形成する処理を実施してもよい。このような処理として、例えば、クロメート処理、リン酸塩処理、クロメートフリー処理、有機樹脂皮膜形成処理等が挙げられる。
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、処理液を塗布して水洗することなく乾燥させて皮膜を形成する塗布型クロメート処理等があり、いずれのクロメート処理を採用してもよい。
電解クロメート処理としては、例えば、クロム酸、シリカゾル、樹脂（リン酸樹脂、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）、及び、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。
リン酸塩処理としては、例えば、リン酸亜鉛処理、リン酸亜鉛カルシウム処理、リン酸マンガン処理等を例示することができる。
クロメートフリー処理は、特に、環境に負荷を与えることがないために、好適である。かか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、処理液を塗布して水洗することなく乾燥させて皮膜を形成する塗布型クロメートフリー処理等があり、いずれのクロメートフリー処理を採用してもよい。
また、有機樹脂皮膜形成処理に用いる有機樹脂は、特定の樹脂に限定されるものではなく、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、これら樹脂の変性体等、各種の樹脂を用いることが可能である。ここで、変性体とは、これら樹脂の構造中に含まれる反応性官能基に対し、かかる官能基と反応しうる官能基を構造中に含む他の化合物（例えば、モノマーや架橋剤等）を反応させた樹脂のことをいう。
有機樹脂として、上記のようなもの１種を単独で用いてもよいし、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。また、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、水に溶解又は分散することで、水系化した有機樹脂を用いてもよい。更に、かかる有機樹脂皮膜中には、各種の着色顔料や防錆顔料を含有させてもよい。
以下、実施例及び比較例を示しながら、本発明に係るめっき鋼板について、具体的に説明する。なお、以下に示す実施例は、本発明に係るめっき鋼板の一例に過ぎず、本発明に係るめっき鋼板が下記に示す例に限定されるものではない。
以下に示す実施例及び比較例では、母材となる鋼板として、板厚３．２ｍｍの熱延鋼板（０．０５質量％Ｃ－０．００７質量％Ｓｉ－０．２５質量％Ｍｎ、日本製鉄株式会社製）を用いた。かかる熱延鋼板を用いて、試験片を複数作製した。
準備した試験片に対して、以下の２種類の重研削ブラシを用いて、試験片の表面にひずみを付与した。なお、研削する際には、鋼板表面に対し、１．０～５．０％のＮａＯＨ水溶液を塗布しておいた。ブラシ圧下量を０．５～１０．０ｍｍの範囲内で、ブラシ回転数を１００～１０００ｒｐｍの範囲内で適宜調整することで、表面に付与されるひずみ量を制御した。なお、以下に示す２種類の重研削ブラシのうちブラシ種Ａの方が、より研削力の強いブラシである。なお、比較のために、このような重研削を施さなかった試験片も準備した。
ブラシ種 Ａ：株式会社ホタニ製 Ｄ－１００
ブラシ種 Ｂ：株式会社ホタニ製 Ｍ－３３
ブラシ種 Ｂ：株式会社ホタニ製 Ｍ－３３
以下の表１に示すような組成のめっき層を実現するためのめっき浴をそれぞれ準備し、自社製のバッチ式の溶融めっき試験装置にそれぞれ設置して、上記試験片にめっきを施した。ここで、試験片の中心部にスポット溶接した熱電対を用いて、試験片の温度を測定した。また、めっき浴に浸漬させる試験片に対して、めっき浴浸漬前に、酸素濃度２０ｐｐｍ以下の炉内において、Ｎ２－５％Ｈ２ガス雰囲気にて、８００℃でめっき原板表面を加熱還元処理した。加熱還元処理後は試験片をＮ２ガスで空冷し、試験片の温度が浴温＋２０℃に到達した後に、溶融めっき試験装置のめっき浴に試験片を約３秒浸漬した。
めっき浴浸漬後、引上速度２０～２００ｍｍ／秒で試験片を引上げた。引上げ時、Ｎ２ワイピングガスにより、所望のめっき付着量となるように制御した。以下の実施例及び比較例では、試験片の片面あたりの乾燥後のめっき層の付着量が４０～１２０ｇ／ｍ２となるように、めっき付着量を制御した。めっき浴から試験片を引上げた後、以下の表１に示す条件で、めっき浴温から室温まで試験片を冷却した。以下に示す実施例及び比較例では、第１冷却工程の終了後、第２冷却工程を直ちに開始した（すなわち、第１冷却工程終了後から、第２冷却工程開始までの間隔は、０．２秒以下にした）。
ここで、上記のようにめっきした試験片から３０ｍｍ×３０ｍｍの大きさにめっき鋼板を切り出し、インヒビター添加した１０％ＨＣｌ水溶液に当該めっき鋼板を浸漬してめっき層を酸洗剥離した後、水溶液中に溶出した元素をＩＣＰ分析することでめっき層の組成を測定した。
また、得られためっき層について、先だって説明した方法に即して、ＳＥＭ観察によりα／τラメラ組織の面積率を特定するとともに、ＸＲＤ測定により強度比Ｉ２２０／Ｉ１１１を算出した。
＜溶接時の塗膜膨れの評価＞
得られた試験片から、１５０ｍｍ×５０ｍｍの大きさに切り出したものを第１鋼板とし、１５０ｍｍ×３０ｍｍの大きさに切り出したものを第２鋼板とした。これら鋼板の長辺側を重ね合わせて、アーク溶接、又は、レーザー溶接により溶接した（重ね隅肉溶接）。
得られた試験片から、１５０ｍｍ×５０ｍｍの大きさに切り出したものを第１鋼板とし、１５０ｍｍ×３０ｍｍの大きさに切り出したものを第２鋼板とした。これら鋼板の長辺側を重ね合わせて、アーク溶接、又は、レーザー溶接により溶接した（重ね隅肉溶接）。
ここで、アーク溶接における溶接条件は、以下の通りである。
溶接電流：２５０Ａ、溶接電圧：２６．４Ｖ、溶接速度：１００ｃｍ／分
溶接ガス：２０％ＣＯ２＋Ａｒ、ガス流量：２０Ｌ／分
溶接ワイヤー：ＹＧＷ１６ 日鉄溶接工業株式会社製 φ１．２ｍｍ
（Ｃ：０．１質量％、Ｓｉ：０．８０質量％、Ｍｎ：１．５質量％、Ｐ：０．０１５質量％、Ｓ：０．００８質量％、Ｃｕ：０．３６質量％）
溶接トーチの傾斜角：４５°
重ね代：１０ｍｍ
鋼板サイズ：上板側（第１鋼板）１５０×５０ｍｍ、下板側（第２鋼板）１５０×３０ｍｍ
板隙：０ｍｍ
溶接電流：２５０Ａ、溶接電圧：２６．４Ｖ、溶接速度：１００ｃｍ／分
溶接ガス：２０％ＣＯ２＋Ａｒ、ガス流量：２０Ｌ／分
溶接ワイヤー：ＹＧＷ１６ 日鉄溶接工業株式会社製 φ１．２ｍｍ
（Ｃ：０．１質量％、Ｓｉ：０．８０質量％、Ｍｎ：１．５質量％、Ｐ：０．０１５質量％、Ｓ：０．００８質量％、Ｃｕ：０．３６質量％）
溶接トーチの傾斜角：４５°
重ね代：１０ｍｍ
鋼板サイズ：上板側（第１鋼板）１５０×５０ｍｍ、下板側（第２鋼板）１５０×３０ｍｍ
板隙：０ｍｍ
また、レーザー溶接における溶接条件は、以下の通りである。
出力：７ｋＷ、溶接速度：４００ｃｍ／分、前進・後進角：０°
鋼板サイズ：上板側（第１鋼板）１５０×５０ｍｍ、下板側（第２鋼板）１５０×３０ｍｍ
重ね代：５０ｍｍ
板隙：０ｍｍ
出力：７ｋＷ、溶接速度：４００ｃｍ／分、前進・後進角：０°
鋼板サイズ：上板側（第１鋼板）１５０×５０ｍｍ、下板側（第２鋼板）１５０×３０ｍｍ
重ね代：５０ｍｍ
板隙：０ｍｍ
上記のようにして得られた溶接継手に対して、自動車用リン酸化成処理（Ｚｎリン酸処理、ＳＤ５３５０システム：日本ペイント・インダストリアルコーディング社製規格）、及び、電着塗装（ＰＮ１１０パワーニクスグレー：日本ペイント・インダストリアルコーディング社製規格）を施した。この際、電着膜厚は２０μｍとした。電直塗装後のサンプルをＪＡＳＯ（Ｍ６０９－９１）に従った複合サイクル腐食試験（６０サイクル）に供して、ビード止端部における塗膜膨れ幅を評価した。評価基準は、以下の通りである。
≪評価基準≫
評点「ＡＡＡ」：塗膜膨れ幅が、１．５ｍｍ以下
「ＡＡ」：塗膜膨れ幅が、１．５ｍｍ超２．５ｍｍ以下
「Ａ」：塗膜膨れ幅が、２．５ｍｍ超３．５ｍｍ以下
「Ｂ」：塗膜膨れ幅が、３．５ｍｍ超
評点「ＡＡＡ」：塗膜膨れ幅が、１．５ｍｍ以下
「ＡＡ」：塗膜膨れ幅が、１．５ｍｍ超２．５ｍｍ以下
「Ａ」：塗膜膨れ幅が、２．５ｍｍ超３．５ｍｍ以下
「Ｂ」：塗膜膨れ幅が、３．５ｍｍ超
なお、上記の「止端」とは、ＪＩＳ Ｚ３００１（２０１８）で規定される位置であり、母材の表面と溶接ビードの表面とが交わる点に対応する。本例では、めっき鋼板におけるめっき層の表面と、溶接ビード部の表面とが交わる点が、この「止端」に対応する。
また、上記のような塗膜膨れ幅が、３．５ｍｍ以下であれば、着目する試験片について、良好な塗装後耐食性を有していると評価することができる。
＜耐ＬＭＥ性の評価＞
得られた試験片の耐ＬＭＥ性については、熱間引張試験により評価を行った。
より詳細には、得られた試験片と、めっきを施していない鋼板と、の双方について、昇温速度１００℃／秒で８００℃まで昇温し、８００℃で１秒保持した後、ストローク速度５０ｍｍ／秒で引張試験を実施した。これにより、めっきを施していない鋼板と、試験片の双方とで、応力－ストローク曲線を取得した。その後、得られた応力－ストローク曲線から、それぞれ、応力×ストローク値（応力－ストローク曲線の面積）を算出し、評価値（％）＝｛（試験片の応力×ストローク値）／（めっきを施していない鋼板の応力×ストローク値）×１００｝について、以下の評価基準に基づき、評価を行った。
≪評価基準≫
評点「ＡＡ」：評価値９５％以上
「Ａ」：評価値８５％以上９５％未満
「Ｂ」：評価値８５％未満
得られた試験片の耐ＬＭＥ性については、熱間引張試験により評価を行った。
より詳細には、得られた試験片と、めっきを施していない鋼板と、の双方について、昇温速度１００℃／秒で８００℃まで昇温し、８００℃で１秒保持した後、ストローク速度５０ｍｍ／秒で引張試験を実施した。これにより、めっきを施していない鋼板と、試験片の双方とで、応力－ストローク曲線を取得した。その後、得られた応力－ストローク曲線から、それぞれ、応力×ストローク値（応力－ストローク曲線の面積）を算出し、評価値（％）＝｛（試験片の応力×ストローク値）／（めっきを施していない鋼板の応力×ストローク値）×１００｝について、以下の評価基準に基づき、評価を行った。
≪評価基準≫
評点「ＡＡ」：評価値９５％以上
「Ａ」：評価値８５％以上９５％未満
「Ｂ」：評価値８５％未満
得られた結果を、以下の表１にまとめて示した。
上記表１から明らかなように、本発明の実施例に該当する例では、ＬＭＥ及び塗膜膨れを抑制できているのに対し、本発明の比較例に該当する例では、ＬＭＥ又は塗膜膨れの少なくとも何れかにおいて、十分な性能を発現できていないことがわかる。
例えば、めっき層のＡｌ含有量が本発明の範囲外であったＮｏ．２７は、τ相がα相よりも先に晶出してしまい、α／τラメラ組織として凝固しないために、α／τラメラ組織の存在量が不足し、ＬＭＥ及び塗膜膨れを抑制することができなかった。めっき層のＡｌ含有量が本発明の範囲外であったＮｏ．２８は、α相がτ相よりも先に晶出してしまい、α／τラメラ組織として凝固しないために、α／τラメラ組織の存在量が不足し、ＬＭＥ及び塗膜膨れを抑制することができなかった。
めっき層のＭｇ含有量が本発明の範囲外であったＮｏ．２９は、α相がτ相よりも先に晶出してしまい、α／τラメラ組織として凝固しないために、α／τラメラ組織の存在量が不足し、ＬＭＥ及び塗膜膨れを抑制することができなかった。めっき層のＭｇ含有量が本発明の範囲外であったＮｏ．２９は、τ相がα相よりも先に晶出してしまい、α／τラメラ組織として凝固しないために、α／τラメラ組織の存在量が不足し、塗膜膨れを抑制することができなかった。
第１冷却工程の冷却制御を実施しなかったＮｏ．３１は、金属組織の配向性が不足しており、塗膜膨れを抑制することができなかった。第１冷却工程の平均冷却速度が本発明の範囲外であったＮｏ．３２と、第１冷却工程の冷却媒体の流量が本発明の範囲外であったＮｏ．３３は、金属組織の配向性が不足しており、塗膜膨れを抑制することができなかった。
第２冷却工程の平均冷却速度が本発明の範囲外であったＮｏ．３４と、第２冷却工程の冷却媒体の流量が本発明の範囲外であったＮｏ．３５は、金属組織の配向性が不足しており、塗膜膨れを抑制することができなかった。
鋼板へのひずみ付与を実施しなかったＮｏ．３６は、金属組織の配向性が不足しており、塗膜膨れを抑制することができなかった。
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。
今回開示された実施形態は、全ての点で例示であって制限的なものではない。上記の実施形態は、添付の特許請求の範囲、後述するような本発明の技術的範囲に属する構成及びその主旨を逸脱することなく、様々な形態で省略、置換、変更されてもよい。例えば、上記実施形態の構成要件は、その効果を損なわない範囲内で、任意に組み合わせることが可能である。また、当該任意の組み合せからは、組み合わせにかかるそれぞれの構成要件についての作用及び効果が当然に得られるとともに、本明細書の記載から当業者には明らかな他の作用及び他の効果が得られる。
また、本明細書に記載された効果は、あくまで説明的又は例示的なものであって、限定的ではない。つまり、本発明に係る技術は、上記の効果とともに、又は、上記の効果に代えて、本明細書の記載から当業者には明らかな他の効果を奏しうる。
１ めっき鋼板
１０ 鋼板
２０ めっき層
１０ 鋼板
２０ めっき層
Claims (13)
- 鋼板の表面の少なくとも一部に、質量％で、
Ａｌ：３０．００～７０．００％
Ｍｇ：７．００～２０．００％
Ｆｅ：０．０１～１５．００％
を含有し、選択的に、下記元素群Ａ、元素群Ｂ、元素群Ｃ、元素群Ｄ、元素群Ｅ、元素群Ｆ、及び、元素群Ｇからなる群より選択される１種又は２種以上の元素を含有し、残部が、５．００質量％以上のＺｎと、不純物と、からなる化学組成を有するめっき層を有し、
前記めっき層の表面組織において、棒状α相がτ母相に分散した金属組織であるα／τラメラ組織の平均面積率が、３０％以上９５％以下であり、
前記めっき層をＸ線回折法により測定することで得られる測定結果において、α相の（１１１）面に対応するピークの強度Ｉ１１１に対する、α相の（２２０）面に対応するピークの強度Ｉ２２０の強度比Ｉ２２０／Ｉ１１１が、０．２５以上である、めっき鋼板。
［元素群Ａ］：Ｓｉ：０％超１０．００％以下、及び、Ｃａ：０％超４．００％以下からなる群より選択される１種又は２種
［元素群Ｂ］：Ｓｂ：０％超０．５０００％以下、Ｐｂ：０％超０．５０００％以下、及び、Ｓｒ：０％超０．５０００％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
［元素群Ｃ］：Ｃｕ：０％超１．００００％以下、Ｔｉ：０％超１．００００％以下、Ｃｒ：０％超１．００００％以下、Ｎｂ：０％超１．００００％以下、Ｎｉ：０％超１．００００％以下、Ｍｎ：０％超１．００００％以下、Ｍｏ：０％超１．００００％以下、Ｃｏ：０％超１．００００％以下、及び、Ｖ：０％超１．００００％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
［元素群Ｄ］：Ｓｎ：０％超１．００００％以下、Ｉｎ：０％超１．００００％以下、及び、Ｂｉ：０％超１．００００％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
［元素群Ｅ］：Ｚｒ：０％超１．００００％以下、Ａｇ：０％超１．００００％以下、及び、Ｌｉ：０％超１．００００％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
［元素群Ｆ］：Ｌａ：０％超０．５０００％以下、Ｃｅ：０％超０．５０００％以下、及び、Ｙ：０％超０．５０００％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
［元素群Ｇ］：Ｂ：０％超０．５０００％以下 - 前記元素群Ａを含有する化学組成を有する、請求項１に記載のめっき鋼板。
- 前記元素群Ｂを含有する化学組成を有する、請求項１に記載のめっき鋼板。
- 前記元素群Ｃを含有する化学組成を有する、請求項１に記載のめっき鋼板。
- 前記元素群Ｄを含有する化学組成を有する、請求項１に記載のめっき鋼板。
- 前記元素群Ｅを含有する化学組成を有する、請求項１に記載のめっき鋼板。
- 前記元素群Ｆを含有する化学組成を有する、請求項１に記載のめっき鋼板。
- 前記元素群Ｇを含有する化学組成を有する、請求項１に記載のめっき鋼板。
- 前記めっき層は、Ｍｇを９．００質量％以上含有する、請求項１～８の何れか１項に記載のめっき鋼板。
- 前記強度比Ｉ２２０／Ｉ１１１が、０．５０以上である、請求項１～８の何れか１項に記載のめっき鋼板。
- 前記強度比Ｉ２２０／Ｉ１１１が、０．５０以上である、請求項９に記載のめっき鋼板。
- 前記強度比Ｉ２２０／Ｉ１１１が、１．００以上である、請求項１０に記載のめっき鋼板。
- 前記強度比Ｉ２２０／Ｉ１１１が、１．００以上である、請求項１１に記載のめっき鋼板。
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