JPH10226865A - 耐食性および表面外観の良好な溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼板およびその製造法 - Google Patents
耐食性および表面外観の良好な溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼板およびその製造法Info
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- JPH10226865A JPH10226865A JP36228797A JP36228797A JPH10226865A JP H10226865 A JPH10226865 A JP H10226865A JP 36228797 A JP36228797 A JP 36228797A JP 36228797 A JP36228797 A JP 36228797A JP H10226865 A JPH10226865 A JP H10226865A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 耐食性および表面外観の良好な溶融Ｚｎ−Ａ
ｌ−Ｍｇめっき鋼板を得る。 【解決手段】 Ａｌ：４.０〜１０重量％，Ｍｇ：１.０
〜４.０重量％，残部がＺｎおよび不可避的不純物から
なる溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき層を鋼板表面に形成し
た溶融Ｚｎ基めっき鋼板であって，該めっき層が，〔Ａ
ｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元共晶組織〕の素地中に〔初
晶Ａｌ相〕または〔初晶Ａｌ相〕と〔Ｚｎ単相〕が混在
した金属組織を有する耐食性および表面外観の良好な溶
融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼板。
ｌ−Ｍｇめっき鋼板を得る。 【解決手段】 Ａｌ：４.０〜１０重量％，Ｍｇ：１.０
〜４.０重量％，残部がＺｎおよび不可避的不純物から
なる溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき層を鋼板表面に形成し
た溶融Ｚｎ基めっき鋼板であって，該めっき層が，〔Ａ
ｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元共晶組織〕の素地中に〔初
晶Ａｌ相〕または〔初晶Ａｌ相〕と〔Ｚｎ単相〕が混在
した金属組織を有する耐食性および表面外観の良好な溶
融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼板。
Description
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は，耐食性と表面外観
の良好な溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼板およびその製
造法に関する。
の良好な溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼板およびその製
造法に関する。
【０００２】
【従来の技術】Ｚｎ中にＡｌとＭｇを適量含有させため
っき浴を用いた溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼板は耐食
性に優れるので，従来より種々の開発研究が進められて
きた。しかし，現在のところ工業製品としての商業的成
功例を見ない。
っき浴を用いた溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼板は耐食
性に優れるので，従来より種々の開発研究が進められて
きた。しかし，現在のところ工業製品としての商業的成
功例を見ない。
【０００３】例えば米国特許第3,505,043 号明細書にお
いてＡｌ：３〜１７重量％，Ｍｇ：１〜５％重量％，残
部がＺｎからなる溶融めっき浴を用いた耐食性に優れた
溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼板が提案されて以来，こ
の種の基本浴組成に対して各種の添加元素を配合したり
製造条件を規制することにより，一層の耐食性や製造性
を改善する提案が特公昭６４−８７０２号公報，特公昭
６４−１１１１２号公報，特開平８−６０３２４号公報
等になされている。
いてＡｌ：３〜１７重量％，Ｍｇ：１〜５％重量％，残
部がＺｎからなる溶融めっき浴を用いた耐食性に優れた
溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼板が提案されて以来，こ
の種の基本浴組成に対して各種の添加元素を配合したり
製造条件を規制することにより，一層の耐食性や製造性
を改善する提案が特公昭６４−８７０２号公報，特公昭
６４−１１１１２号公報，特開平８−６０３２４号公報
等になされている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】かような溶融Ｚｎ−Ａ
ｌ−Ｍｇめっき鋼板の工業的な製造にあたっては，得ら
れる溶融めっき鋼板が優れた耐食性を有することはもと
より，耐食性と表面外観が良好な帯成品を製造性よく生
産できることが必要である。すなわち，通常の連続溶融
めっき設備を用いて，耐食性と表面外観の良好な溶融Ｚ
ｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼板が安定して連続生産できるこ
とが必要である。本明細書において，鋼帯を連続溶融め
っき設備に通板して製造される溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめ
っき鋼帯であっても，便宜上，溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめ
っき鋼板と呼ぶことがある。すなわち，めっき鋼板とめ
っき鋼帯は同じものを表すものとする。
ｌ−Ｍｇめっき鋼板の工業的な製造にあたっては，得ら
れる溶融めっき鋼板が優れた耐食性を有することはもと
より，耐食性と表面外観が良好な帯成品を製造性よく生
産できることが必要である。すなわち，通常の連続溶融
めっき設備を用いて，耐食性と表面外観の良好な溶融Ｚ
ｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼板が安定して連続生産できるこ
とが必要である。本明細書において，鋼帯を連続溶融め
っき設備に通板して製造される溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめ
っき鋼帯であっても，便宜上，溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめ
っき鋼板と呼ぶことがある。すなわち，めっき鋼板とめ
っき鋼帯は同じものを表すものとする。
【０００５】Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇの三元平衡状態図上で
は，Ａｌが約４重量％付近でＭｇが約３重量％近傍にお
いて，融点が最も低くなる三元共晶点（融点＝３４３
℃）が見られる。したがって，Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇの三元
合金を基本とした溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼板の製
造にあたっては，一見したところ，この三元共晶点の近
傍の組成とすることが有利である。
は，Ａｌが約４重量％付近でＭｇが約３重量％近傍にお
いて，融点が最も低くなる三元共晶点（融点＝３４３
℃）が見られる。したがって，Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇの三元
合金を基本とした溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼板の製
造にあたっては，一見したところ，この三元共晶点の近
傍の組成とすることが有利である。
【０００６】しかし，この三元共晶点近傍の浴組成を採
用した場合に，めっき層の金属組織中にＺｎ11Ｍｇ2系
の相，実際には，Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ11Ｍｇ2の三元共晶
の素地自体或いは該素地中に〔Ａｌ初晶〕または〔Ａｌ
初晶〕と〔Ｚｎ単相〕が混在してなるＺｎ11Ｍｇ2系の
相が局部的に晶出する現象が起きる。この局部的に晶出
したＺｎ11Ｍｇ2系の相は他の相（Ｚｎ2Ｍｇ系の相）よ
りも変色しやすく，放置しておくと，この部分が非常に
目立った色調となり，表面外観を著しく悪くする。した
がって，溶融めっき鋼板としての製品価値を著しく低下
させる。
用した場合に，めっき層の金属組織中にＺｎ11Ｍｇ2系
の相，実際には，Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ11Ｍｇ2の三元共晶
の素地自体或いは該素地中に〔Ａｌ初晶〕または〔Ａｌ
初晶〕と〔Ｚｎ単相〕が混在してなるＺｎ11Ｍｇ2系の
相が局部的に晶出する現象が起きる。この局部的に晶出
したＺｎ11Ｍｇ2系の相は他の相（Ｚｎ2Ｍｇ系の相）よ
りも変色しやすく，放置しておくと，この部分が非常に
目立った色調となり，表面外観を著しく悪くする。した
がって，溶融めっき鋼板としての製品価値を著しく低下
させる。
【０００７】加えて，本発明者らの経験によると，この
Ｚｎ11Ｍｇ2系の相が局部的に晶出した場合に，このＺ
ｎ11Ｍｇ2系の部分が優先的に腐食される現象が起きる
ことも明らかとなった。
Ｚｎ11Ｍｇ2系の相が局部的に晶出した場合に，このＺ
ｎ11Ｍｇ2系の部分が優先的に腐食される現象が起きる
ことも明らかとなった。
【０００８】したがって，本発明の課題はこのような問
題を解決し，耐食性と表面外観の良好な溶融Ｚｎ−Ａｌ
−Ｍｇめっき鋼板を提供しようとするものである。
題を解決し，耐食性と表面外観の良好な溶融Ｚｎ−Ａｌ
−Ｍｇめっき鋼板を提供しようとするものである。
【０００９】
【課題を解決するための手段】本発明によれば，Ａｌ：
４.０〜１０重量％，Ｍｇ：１.０〜４.０重量％，残部
がＺｎおよび不可避的不純物からなる溶融Ｚｎ−Ａｌ−
Ｍｇめっき層を鋼板表面に形成した溶融Ｚｎ基めっき鋼
板であって，当該めっき層が，〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍ
ｇの三元共晶組織〕の素地中に〔初晶Ａｌ相〕，または
〔初晶Ａｌ相〕と〔Ｚｎ単相〕が混在した金属組織を有
する耐食性および表面外観の良好な溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍ
ｇめっき鋼板を提供する。
４.０〜１０重量％，Ｍｇ：１.０〜４.０重量％，残部
がＺｎおよび不可避的不純物からなる溶融Ｚｎ−Ａｌ−
Ｍｇめっき層を鋼板表面に形成した溶融Ｚｎ基めっき鋼
板であって，当該めっき層が，〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍ
ｇの三元共晶組織〕の素地中に〔初晶Ａｌ相〕，または
〔初晶Ａｌ相〕と〔Ｚｎ単相〕が混在した金属組織を有
する耐食性および表面外観の良好な溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍ
ｇめっき鋼板を提供する。
【００１０】当該めっき層の金属組織は，好ましくは，
〔初晶Ａｌ相〕と〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元共晶
組織〕の合計量：８０容積％以上，〔Ｚｎ単相〕：１５
容積％以下（０容積％を含む）である。
〔初晶Ａｌ相〕と〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元共晶
組織〕の合計量：８０容積％以上，〔Ｚｎ単相〕：１５
容積％以下（０容積％を含む）である。
【００１１】本発明に従う溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき
鋼板のめっき層は，〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ11Ｍｇ2の三元
共晶組織〕を実質的に有しないし，また，〔Ａｌ／Ｚｎ
／Ｚｎ11Ｍｇ2の三元共晶組織〕の素地中に〔初晶Ａｌ
相〕または〔初晶Ａｌ相〕と〔Ｚｎ単相〕が混在した金
属組織を実質的に有しない。
鋼板のめっき層は，〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ11Ｍｇ2の三元
共晶組織〕を実質的に有しないし，また，〔Ａｌ／Ｚｎ
／Ｚｎ11Ｍｇ2の三元共晶組織〕の素地中に〔初晶Ａｌ
相〕または〔初晶Ａｌ相〕と〔Ｚｎ単相〕が混在した金
属組織を実質的に有しない。
【００１２】本発明に従う金属組織のめっき層を有する
溶融めっき鋼板は，連続溶融めっき設備におけるめっき
浴の浴温を融点以上４５０℃以下，好ましくは４７０℃
未満とし且つめっき後の冷却速度を１０℃／秒以上に制
御するか，またはめっき浴の浴温を４７０℃以上で且つ
めっき後の冷却速度を０.５℃／秒以上に制御すること
によって鋼帯の形態で連続的に製造することができる。
溶融めっき鋼板は，連続溶融めっき設備におけるめっき
浴の浴温を融点以上４５０℃以下，好ましくは４７０℃
未満とし且つめっき後の冷却速度を１０℃／秒以上に制
御するか，またはめっき浴の浴温を４７０℃以上で且つ
めっき後の冷却速度を０.５℃／秒以上に制御すること
によって鋼帯の形態で連続的に製造することができる。
【００１３】ここで，〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元
共晶組織〕とは，例えば図２の電子顕微鏡写真にその代
表例を示すように，Ａｌ相と，Ｚｎ相と，金属間化合物
Ｚｎ2Ｍｇ相との三元共晶組織であり，この三元共晶組
織を形成しているＡｌ相は実際にはＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇの
三元系平衡状態図における高温での「Ａｌ”相」（Ｚｎ
を固溶するＡｌ固溶体であり，少量のＭｇを含む）に由
来するものである。この高温でのＡｌ”相は常温では通
常は微細なＡｌ相と微細なＺｎ相に分離して現れる。ま
た，該三元共晶組織中のＺｎ相は少量のＡｌを固溶し，
場合によってはさらに少量のＭｇを固溶したＺｎ固溶体
である。該三元共晶組織中のＺｎ2Ｍｇ相は，Ｚｎ−Ｍ
ｇの二元系平衡状態図のＺｎ：約８４重量％の付近に存
在する金属間化合物相である。この３つの相からなる三
元共晶組織を本明細書では〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの
三元共晶組織〕と表す。
共晶組織〕とは，例えば図２の電子顕微鏡写真にその代
表例を示すように，Ａｌ相と，Ｚｎ相と，金属間化合物
Ｚｎ2Ｍｇ相との三元共晶組織であり，この三元共晶組
織を形成しているＡｌ相は実際にはＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇの
三元系平衡状態図における高温での「Ａｌ”相」（Ｚｎ
を固溶するＡｌ固溶体であり，少量のＭｇを含む）に由
来するものである。この高温でのＡｌ”相は常温では通
常は微細なＡｌ相と微細なＺｎ相に分離して現れる。ま
た，該三元共晶組織中のＺｎ相は少量のＡｌを固溶し，
場合によってはさらに少量のＭｇを固溶したＺｎ固溶体
である。該三元共晶組織中のＺｎ2Ｍｇ相は，Ｚｎ−Ｍ
ｇの二元系平衡状態図のＺｎ：約８４重量％の付近に存
在する金属間化合物相である。この３つの相からなる三
元共晶組織を本明細書では〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの
三元共晶組織〕と表す。
【００１４】また，〔初晶Ａｌ相〕とは，例えば図１の
電子顕微鏡写真にその代表例を示すように，前記の三元
共晶組織の素地中に明瞭な境界をもって島状に見える相
であり，これはＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇの三元系平衡状態図に
おける高温での「Ａｌ”相」( Ｚｎを固溶するＡｌ固溶
体であり，少量のＭｇを含む）に由来するものである。
この高温でのＡｌ”相はめっき浴のＡｌやＭｇ濃度応じ
て固溶するＺｎ量やＭｇ量が相違する。この高温でのＡ
ｌ”相は常温では通常は微細なＡｌ相と微細なＺｎ相に
分離するが，常温で見られる島状の形状は高温でのＡ
ｌ”相の形骸を留めたものであると見てよい。この高温
でのＡｌ”相（Ａｌ初晶と呼ばれる）に由来し且つ形状
的にはＡｌ”相の形骸を留めている相を本明細書では
〔初晶Ａｌ相〕と呼ぶ。この〔初晶Ａｌ相〕は前記の三
元共晶組織を形成しているＡｌ相とは顕微鏡観察におい
て明瞭に区別できる。
電子顕微鏡写真にその代表例を示すように，前記の三元
共晶組織の素地中に明瞭な境界をもって島状に見える相
であり，これはＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇの三元系平衡状態図に
おける高温での「Ａｌ”相」( Ｚｎを固溶するＡｌ固溶
体であり，少量のＭｇを含む）に由来するものである。
この高温でのＡｌ”相はめっき浴のＡｌやＭｇ濃度応じ
て固溶するＺｎ量やＭｇ量が相違する。この高温でのＡ
ｌ”相は常温では通常は微細なＡｌ相と微細なＺｎ相に
分離するが，常温で見られる島状の形状は高温でのＡ
ｌ”相の形骸を留めたものであると見てよい。この高温
でのＡｌ”相（Ａｌ初晶と呼ばれる）に由来し且つ形状
的にはＡｌ”相の形骸を留めている相を本明細書では
〔初晶Ａｌ相〕と呼ぶ。この〔初晶Ａｌ相〕は前記の三
元共晶組織を形成しているＡｌ相とは顕微鏡観察におい
て明瞭に区別できる。
【００１５】また，〔Ｚｎ単相〕とは，例えば図３の電
子顕微鏡写真にその代表例を示すように，前記の三元共
晶組織の素地中に明瞭な境界をもって島状に見える相
（前記の初晶Ａｌ相よりはやや白く見える）であり，実
際には少量のＡｌさらには少量のＭｇを固溶しているこ
ともある。この〔Ｚｎ単相〕は前記の三元共晶組織を形
成しているＺｎ相とは顕微鏡観察において明瞭に区別で
きる。
子顕微鏡写真にその代表例を示すように，前記の三元共
晶組織の素地中に明瞭な境界をもって島状に見える相
（前記の初晶Ａｌ相よりはやや白く見える）であり，実
際には少量のＡｌさらには少量のＭｇを固溶しているこ
ともある。この〔Ｚｎ単相〕は前記の三元共晶組織を形
成しているＺｎ相とは顕微鏡観察において明瞭に区別で
きる。
【００１６】本明細書において〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍ
ｇの三元共晶組織〕の素地中に〔初晶Ａｌ相〕，または
〔初晶Ａｌ相〕と〔Ｚｎ単相〕が混在した金属組織のこ
とを「Ｚｎ2Ｍｇ系の相」と呼ぶことがある。また，本
明細書において「Ｚｎ11Ｍｇ2系の相」と呼ぶものは，
〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ11Ｍｇ2の三元共晶組織〕の素地自
体の金属組織，或いはこの素地中に〔初晶Ａｌ相〕，ま
たは〔初晶Ａｌ相〕と〔Ｚｎ単相〕が混在した金属組織
を表す。後者のＺｎ11Ｍｇ2系の相が目視可能な大きさ
の斑点状として現れると表面外観を著しく悪くし，耐食
性も低下する。本発明に従うめっき層は，目視可能な大
きさの斑点状のＺｎ11Ｍｇ2系の相が実質上存在しない
点に特徴がある。
ｇの三元共晶組織〕の素地中に〔初晶Ａｌ相〕，または
〔初晶Ａｌ相〕と〔Ｚｎ単相〕が混在した金属組織のこ
とを「Ｚｎ2Ｍｇ系の相」と呼ぶことがある。また，本
明細書において「Ｚｎ11Ｍｇ2系の相」と呼ぶものは，
〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ11Ｍｇ2の三元共晶組織〕の素地自
体の金属組織，或いはこの素地中に〔初晶Ａｌ相〕，ま
たは〔初晶Ａｌ相〕と〔Ｚｎ単相〕が混在した金属組織
を表す。後者のＺｎ11Ｍｇ2系の相が目視可能な大きさ
の斑点状として現れると表面外観を著しく悪くし，耐食
性も低下する。本発明に従うめっき層は，目視可能な大
きさの斑点状のＺｎ11Ｍｇ2系の相が実質上存在しない
点に特徴がある。
【００１７】
【発明の実施の形態】本発明に従う溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍ
ｇめっき鋼板は，そのめっき層の組成がＡｌ：４.０〜
１０重量％，Ｍｇ：１.０〜４.０重量％，残部がＺｎお
よび不可避的不純物からなる。そして，該鋼板のめっき
層が，〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元共晶組織〕の素
地中に〔初晶Ａｌ相〕が混在した金属組織，または該素
地中に〔初晶Ａｌ相〕および〔Ｚｎ単相〕が混在した金
属組織から実質的になる点に特徴があり，これにより，
耐食性，表面外観および製造性を同時に改善したもので
ある。
ｇめっき鋼板は，そのめっき層の組成がＡｌ：４.０〜
１０重量％，Ｍｇ：１.０〜４.０重量％，残部がＺｎお
よび不可避的不純物からなる。そして，該鋼板のめっき
層が，〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元共晶組織〕の素
地中に〔初晶Ａｌ相〕が混在した金属組織，または該素
地中に〔初晶Ａｌ相〕および〔Ｚｎ単相〕が混在した金
属組織から実質的になる点に特徴があり，これにより，
耐食性，表面外観および製造性を同時に改善したもので
ある。
【００１８】このように，本発明に従う溶融Ｚｎ−Ａｌ
−Ｍｇめっき鋼板は特定の金属組織を有する点に特徴が
あるが，まず，当該めっき鋼板の基本的なめっき組成か
ら説明する。
−Ｍｇめっき鋼板は特定の金属組織を有する点に特徴が
あるが，まず，当該めっき鋼板の基本的なめっき組成か
ら説明する。
【００１９】めっき層中のＡｌは，当該めっき鋼板の耐
食性の向上と当該めっき鋼板製造時のドロス発生を抑制
する作用を供する。Ａｌ含有量が４.０重量％未満では
耐食性向上効果が十分ではなく，またＭｇ酸化物系のド
ロス発生を抑制する効果も低い。他方，Ａｌ含有量が１
０重量％を越えると，めっき層と母材鋼板との界面でＦ
ｅ−Ａｌ合金層の成長が著しくなり，めっき密着性が悪
くなる。好ましいＡｌ含有量は４.０〜９.０重量％，更
に好ましいＡｌ含有量は５.０〜８.５重量％，一層好ま
しいＡｌ含有量は５.０〜７.０重量％である。
食性の向上と当該めっき鋼板製造時のドロス発生を抑制
する作用を供する。Ａｌ含有量が４.０重量％未満では
耐食性向上効果が十分ではなく，またＭｇ酸化物系のド
ロス発生を抑制する効果も低い。他方，Ａｌ含有量が１
０重量％を越えると，めっき層と母材鋼板との界面でＦ
ｅ−Ａｌ合金層の成長が著しくなり，めっき密着性が悪
くなる。好ましいＡｌ含有量は４.０〜９.０重量％，更
に好ましいＡｌ含有量は５.０〜８.５重量％，一層好ま
しいＡｌ含有量は５.０〜７.０重量％である。
【００２０】めっき層中のＭｇは，めっき層表面に均一
な腐食生成物を生成させて当該めっき鋼板の耐食性を著
しく高める作用を供する。Ｍｇ含有量が１.０％未満で
はかような腐食生成物を均一に生成させる作用が十分で
はなく，他方，Ｍｇ含有量が４.０％を越えてもＭｇに
よる耐食性向上効果は飽和し，かえってＭｇ酸化物系の
ドロスが発生しやすくなるので，Ｍｇ含有量は１.０〜
４.０％とする。好ましいＭｇ含有量は１.５〜４.０重
量％，さらに好ましいＭｇ含有量は２.０〜３.５重量
％，一層好ましいＭｇ含有量は２.５〜３.５重量％であ
る。
な腐食生成物を生成させて当該めっき鋼板の耐食性を著
しく高める作用を供する。Ｍｇ含有量が１.０％未満で
はかような腐食生成物を均一に生成させる作用が十分で
はなく，他方，Ｍｇ含有量が４.０％を越えてもＭｇに
よる耐食性向上効果は飽和し，かえってＭｇ酸化物系の
ドロスが発生しやすくなるので，Ｍｇ含有量は１.０〜
４.０％とする。好ましいＭｇ含有量は１.５〜４.０重
量％，さらに好ましいＭｇ含有量は２.０〜３.５重量
％，一層好ましいＭｇ含有量は２.５〜３.５重量％であ
る。
【００２１】このようなＡｌ量とＭｇ量をＺｎ中に含む
Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇの三元組成において，Ｚｎ11Ｍｇ2系
の相が晶出すると前記したように表面外観を悪くすると
共に耐食性も悪くすることがわかった。他方，めっき層
の組織を，〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元共晶組織〕
の素地中に〔初晶Ａｌ相〕，または〔初晶Ａｌ相〕と
〔Ｚｎ単相〕が混在した金属組織としたものでは，表面
外観が極めて良好で且つ耐食性にも優れることがわかっ
た。
Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇの三元組成において，Ｚｎ11Ｍｇ2系
の相が晶出すると前記したように表面外観を悪くすると
共に耐食性も悪くすることがわかった。他方，めっき層
の組織を，〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元共晶組織〕
の素地中に〔初晶Ａｌ相〕，または〔初晶Ａｌ相〕と
〔Ｚｎ単相〕が混在した金属組織としたものでは，表面
外観が極めて良好で且つ耐食性にも優れることがわかっ
た。
【００２２】ここで〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元共
晶組織〕の素地中に〔初晶Ａｌ相〕が混在した組織と
は，めっき層断面をミクロ的に観察したときに，〔Ａｌ
／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元共晶組織〕の素地中に最初に
析出した〔初晶Ａｌ相〕が混在した金属組織である。こ
の金属組織の代表的なものを図１に示した。
晶組織〕の素地中に〔初晶Ａｌ相〕が混在した組織と
は，めっき層断面をミクロ的に観察したときに，〔Ａｌ
／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元共晶組織〕の素地中に最初に
析出した〔初晶Ａｌ相〕が混在した金属組織である。こ
の金属組織の代表的なものを図１に示した。
【００２３】図１は，本発明に従って得られた代表的な
金属組織を示すめっき層断面の電子顕微鏡２次電子像
（倍率：２０００倍）であり，下方の鋼板母材（やや黒
っぽく見える部分）の表面に溶融めっきされためっき層
の組成は６Ａｌ−３Ｍｇ−Ｚｎ（Ａｌほぼ６重量％，Ｍ
ｇほぼ３重量％，残部Ｚｎ）である。図１の写真の組織
を描写し，組織中の相を解説した図を右側に示したが，
同図に示すように〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元共晶
組織〕の素地中に独立した島状の〔初晶Ａｌ相〕が混在
した状態にある。
金属組織を示すめっき層断面の電子顕微鏡２次電子像
（倍率：２０００倍）であり，下方の鋼板母材（やや黒
っぽく見える部分）の表面に溶融めっきされためっき層
の組成は６Ａｌ−３Ｍｇ−Ｚｎ（Ａｌほぼ６重量％，Ｍ
ｇほぼ３重量％，残部Ｚｎ）である。図１の写真の組織
を描写し，組織中の相を解説した図を右側に示したが，
同図に示すように〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元共晶
組織〕の素地中に独立した島状の〔初晶Ａｌ相〕が混在
した状態にある。
【００２４】図２は，図１における〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ
2Ｍｇの三元共晶組織〕の素地部分を拡大した電子顕微
鏡２次電子像の写真（倍率：１００００倍）であり，同
右の描写解説図に示したように，この素地は，Ｚｎ（縞
状にほぼ平行に延びる白色部）とＡｌ（やや黒っぽく粒
状に見える部分）とＺｎ2Ｍｇ（Ｚｎの縞の間に存在す
る部分であってＡｌ以外の部分）とからなる三元共晶組
織を有している。
2Ｍｇの三元共晶組織〕の素地部分を拡大した電子顕微
鏡２次電子像の写真（倍率：１００００倍）であり，同
右の描写解説図に示したように，この素地は，Ｚｎ（縞
状にほぼ平行に延びる白色部）とＡｌ（やや黒っぽく粒
状に見える部分）とＺｎ2Ｍｇ（Ｚｎの縞の間に存在す
る部分であってＡｌ以外の部分）とからなる三元共晶組
織を有している。
【００２５】また〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元共晶
組織〕の素地中に〔初晶Ａｌ相〕と〔Ｚｎ単相〕が混在
した組織とは，めっき層断面をミクロ的に観察したとき
に，〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元共晶組織〕の素地
中に〔初晶Ａｌ相〕と〔Ｚｎ単相〕が混在した金属組織
である。すなわち，少量の〔Ｚｎ単相〕が晶出している
以外は前者の金属組織と変わりはなく，この〔Ｚｎ単
相〕が少量晶出していても耐食性や外観は前者の組織と
実質的に同様に優れている。この金属組織の代表的なも
のを図３に示した。
組織〕の素地中に〔初晶Ａｌ相〕と〔Ｚｎ単相〕が混在
した組織とは，めっき層断面をミクロ的に観察したとき
に，〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元共晶組織〕の素地
中に〔初晶Ａｌ相〕と〔Ｚｎ単相〕が混在した金属組織
である。すなわち，少量の〔Ｚｎ単相〕が晶出している
以外は前者の金属組織と変わりはなく，この〔Ｚｎ単
相〕が少量晶出していても耐食性や外観は前者の組織と
実質的に同様に優れている。この金属組織の代表的なも
のを図３に示した。
【００２６】図３は，本発明に従って得られた代表的な
金属組織を示すめっき層断面の電子顕微鏡２次電子像
（倍率：２０００倍）であり，めっき層の組成は６Ａｌ
−３Ｍｇ−Ｚｎ（Ａｌほぼ６重量％，Ｍｇほぼ３重量
％，残部Ｚｎ）である。図３に見られるように，〔Ａｌ
／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元共晶組織〕の素地中に独立し
た島状の〔初晶Ａｌ相〕が混在している点は図１のもの
と同じであるが，さらに島状の独立した〔Ｚｎ単相〕
（初晶Ａｌ相よりやや薄い灰色をした部分）が存在して
いる。
金属組織を示すめっき層断面の電子顕微鏡２次電子像
（倍率：２０００倍）であり，めっき層の組成は６Ａｌ
−３Ｍｇ−Ｚｎ（Ａｌほぼ６重量％，Ｍｇほぼ３重量
％，残部Ｚｎ）である。図３に見られるように，〔Ａｌ
／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元共晶組織〕の素地中に独立し
た島状の〔初晶Ａｌ相〕が混在している点は図１のもの
と同じであるが，さらに島状の独立した〔Ｚｎ単相〕
（初晶Ａｌ相よりやや薄い灰色をした部分）が存在して
いる。
【００２７】図４は，図３のものより，溶融めっき後の
冷却速度を速くした場合に得られた金属組織のめっき層
断面の電子顕微鏡２次電子像の写真（倍率：２０００
倍）であり，めっき層の組成は図３のものと同じであ
る。図４の組織では，図３のものよりも〔初晶Ａｌ相〕
がやや小さくなり，その近傍に〔Ｚｎ単相〕が存在して
いるが，〔初晶Ａｌ相〕と〔Ｚｎ単相〕が〔Ａｌ／Ｚｎ
／Ｚｎ2Ｍｇの三元共晶組織〕の素地中に混在している
点では変わりはない。
冷却速度を速くした場合に得られた金属組織のめっき層
断面の電子顕微鏡２次電子像の写真（倍率：２０００
倍）であり，めっき層の組成は図３のものと同じであ
る。図４の組織では，図３のものよりも〔初晶Ａｌ相〕
がやや小さくなり，その近傍に〔Ｚｎ単相〕が存在して
いるが，〔初晶Ａｌ相〕と〔Ｚｎ単相〕が〔Ａｌ／Ｚｎ
／Ｚｎ2Ｍｇの三元共晶組織〕の素地中に混在している
点では変わりはない。
【００２８】めっき層全体に占めるこれらの組織の割合
は，前者のもの，すなわち〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの
三元共晶組織〕の素地中に最初に析出した〔初晶Ａｌ
相〕が点在した金属組織では，〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍ
ｇの三元共晶組織〕＋〔初晶Ａｌ相〕の合計量が８０容
積％以上，好ましくは９０容積％以上，さらに好ましく
は９５容積％以上であり，Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの二元共晶
またはＺｎ2Ｍｇが少量混在してしてもよい。
は，前者のもの，すなわち〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの
三元共晶組織〕の素地中に最初に析出した〔初晶Ａｌ
相〕が点在した金属組織では，〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍ
ｇの三元共晶組織〕＋〔初晶Ａｌ相〕の合計量が８０容
積％以上，好ましくは９０容積％以上，さらに好ましく
は９５容積％以上であり，Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの二元共晶
またはＺｎ2Ｍｇが少量混在してしてもよい。
【００２９】後者のもの，すなわち，〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚ
ｎ2Ｍｇの三元共晶組織〕の素地中に〔初晶Ａｌ相〕が
点在し且つ〔Ｚｎ単相〕が晶出した金属組織では，〔Ａ
ｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元共晶組織〕＋〔初晶Ａｌ
相〕の合計量が８０容積％以上で，〔Ｚｎ単相〕が１５
容積％以下であり，Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの二元共晶または
Ｚｎ2Ｍｇが少量混在していてもよい。
ｎ2Ｍｇの三元共晶組織〕の素地中に〔初晶Ａｌ相〕が
点在し且つ〔Ｚｎ単相〕が晶出した金属組織では，〔Ａ
ｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元共晶組織〕＋〔初晶Ａｌ
相〕の合計量が８０容積％以上で，〔Ｚｎ単相〕が１５
容積％以下であり，Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの二元共晶または
Ｚｎ2Ｍｇが少量混在していてもよい。
【００３０】前者および後者の両組織とも，Ｚｎ11Ｍｇ
2系の相は実質的に存在しないことが望ましい。このＺ
ｎ11Ｍｇ2系の相は，本発明に従うめっき組成範囲で
は，通常の連続溶融めっき設備で連続的にめっき鋼板を
製造しようとすると，〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ11Ｍｇ2の三
元共晶組織〕の素地中に〔Ａｌ初晶〕または〔Ａｌ初
晶〕と〔Ｚｎ単相〕が混在した金属組織の相として“斑
点状”に現れやすくなることがわかった。
2系の相は実質的に存在しないことが望ましい。このＺ
ｎ11Ｍｇ2系の相は，本発明に従うめっき組成範囲で
は，通常の連続溶融めっき設備で連続的にめっき鋼板を
製造しようとすると，〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ11Ｍｇ2の三
元共晶組織〕の素地中に〔Ａｌ初晶〕または〔Ａｌ初
晶〕と〔Ｚｎ単相〕が混在した金属組織の相として“斑
点状”に現れやすくなることがわかった。
【００３１】図５はＺｎ11Ｍｇ2系の相が斑点状に現れ
ためっき鋼板（後記実施例３の表３中のNo.１３のも
の）の表面外観を写した写真である。図５に見られるよ
うに，半径が約２〜７ｍｍの斑点（青く変色したもの）
が母相中に点々と現れている。この斑点の大きさは浴温
と溶融めっき層の冷却速度に依存して異なってくる。
ためっき鋼板（後記実施例３の表３中のNo.１３のも
の）の表面外観を写した写真である。図５に見られるよ
うに，半径が約２〜７ｍｍの斑点（青く変色したもの）
が母相中に点々と現れている。この斑点の大きさは浴温
と溶融めっき層の冷却速度に依存して異なってくる。
【００３２】図６は，図５に現れた斑点部分を通るよう
に試料を剪断し，その断面を見た電子顕微鏡２次電子像
（倍率：２０００倍）である。図６に見られるように，
この斑点部分の組織は，〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ11Ｍｇ2の
三元共晶組織〕の素地中に〔Ａｌ初晶〕が混在したもの
である。なお試料によっては，該素地中に〔Ａｌ初晶〕
と〔Ｚｎ単相〕が混在することもある。
に試料を剪断し，その断面を見た電子顕微鏡２次電子像
（倍率：２０００倍）である。図６に見られるように，
この斑点部分の組織は，〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ11Ｍｇ2の
三元共晶組織〕の素地中に〔Ａｌ初晶〕が混在したもの
である。なお試料によっては，該素地中に〔Ａｌ初晶〕
と〔Ｚｎ単相〕が混在することもある。
【００３３】図７は，図６の素地部分（Ａｌ初晶を含ま
ない部分）だけを倍率を上げて見た電子顕微鏡２次電子
像（倍率：１００００倍）であり，白っぽく縞状に伸び
るＺｎの間にＺｎ11Ｍｇ2とＡｌ（やや黒っぽく粒状に
見える部分）が存在した三元共晶組織すなわち〔Ａｌ／
Ｚｎ／Ｚｎ11Ｍｇ2の三元共晶組織〕が明瞭に現れてい
る。
ない部分）だけを倍率を上げて見た電子顕微鏡２次電子
像（倍率：１００００倍）であり，白っぽく縞状に伸び
るＺｎの間にＺｎ11Ｍｇ2とＡｌ（やや黒っぽく粒状に
見える部分）が存在した三元共晶組織すなわち〔Ａｌ／
Ｚｎ／Ｚｎ11Ｍｇ2の三元共晶組織〕が明瞭に現れてい
る。
【００３４】図８は，図５のように現れた斑点部分につ
いて，母相と斑点相の境界部分を見た電子顕微鏡２次電
子像（倍率：１００００倍）であり，図８の写真におい
て左半分は母相部分，右半分は斑点相である。左半分の
母相部分は，図２のものと同様の〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2
Ｍｇの三元共晶組織〕であり，右半分は図７と同様の
〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ11Ｍｇ2の三元共晶組織〕が写って
いる。両者の金属間化合物の部分だけを比較すると，Ｚ
ｎ11Ｍｇ2はＺｎ2Ｍｇよりもやや腐食している状況が理
解される得る。
いて，母相と斑点相の境界部分を見た電子顕微鏡２次電
子像（倍率：１００００倍）であり，図８の写真におい
て左半分は母相部分，右半分は斑点相である。左半分の
母相部分は，図２のものと同様の〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2
Ｍｇの三元共晶組織〕であり，右半分は図７と同様の
〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ11Ｍｇ2の三元共晶組織〕が写って
いる。両者の金属間化合物の部分だけを比較すると，Ｚ
ｎ11Ｍｇ2はＺｎ2Ｍｇよりもやや腐食している状況が理
解される得る。
【００３５】これらの図５〜図８から，斑点状のＺｎ11
Ｍｇ2系の相は，実際には〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ11Ｍｇ2の
三元共晶組織〕の素地中に〔Ａｌ初晶〕または〔Ａｌ初
晶〕と〔Ｚｎ単相〕が混在した金属組織を有するもので
あること，そして，このＺｎ11Ｍｇ2系の相は，Ｚｎ2Ｍ
ｇ系の相の母地中に，すなわち〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍ
ｇの三元共晶組織〕の素地中に〔初晶Ａｌ相〕または
〔初晶Ａｌ相〕と〔Ｚｎ単相〕が混在した金属組織の母
地中に，目視可能な大きさの斑点として点々と出現する
ことがわかる。
Ｍｇ2系の相は，実際には〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ11Ｍｇ2の
三元共晶組織〕の素地中に〔Ａｌ初晶〕または〔Ａｌ初
晶〕と〔Ｚｎ単相〕が混在した金属組織を有するもので
あること，そして，このＺｎ11Ｍｇ2系の相は，Ｚｎ2Ｍ
ｇ系の相の母地中に，すなわち〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍ
ｇの三元共晶組織〕の素地中に〔初晶Ａｌ相〕または
〔初晶Ａｌ相〕と〔Ｚｎ単相〕が混在した金属組織の母
地中に，目視可能な大きさの斑点として点々と出現する
ことがわかる。
【００３６】図９は，前記のような金属組織を特定する
根拠となったＸ線回折の代表例を示したものである。図
中の○印のピークはＺｎ2Ｍｇ金属間化合物のもの，×
印のピークはＺｎ11Ｍｇ2金属間化合物のものである。
いずれのＸ線回折も，１７ｍｍ×１７ｍｍの方形のめっ
き層サンプルを採取し，この方形サンプル表面にＣｕ−
Ｋα管球，管電圧１５０Ｋｖ，管電流４０ｍＡの条件で
Ｘ線を照射して行ったものである。
根拠となったＸ線回折の代表例を示したものである。図
中の○印のピークはＺｎ2Ｍｇ金属間化合物のもの，×
印のピークはＺｎ11Ｍｇ2金属間化合物のものである。
いずれのＸ線回折も，１７ｍｍ×１７ｍｍの方形のめっ
き層サンプルを採取し，この方形サンプル表面にＣｕ−
Ｋα管球，管電圧１５０Ｋｖ，管電流４０ｍＡの条件で
Ｘ線を照射して行ったものである。
【００３７】図９の上段のチャートは後記実施例３の表
３中のNo.3のもの，中段と下段のチャートは同表３中の
No.14 のものであり，中段と下段のものは，Ｚｎ11Ｍｇ
2系の相の斑点が試料面積中に一部含まれるようにして
サンプルを採取したものである。採取サンプル面積内の
斑点面積の割合は目視観察で，中段のものは約１５％，
下段のものは約７０％である。これらのＸ線回折から，
図２に見られる三元共晶組織は〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍ
ｇの三元共晶組織〕であること，図７に見られる三元共
晶組織は〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ11Ｍｇ2〕であることが明
らかである。
３中のNo.3のもの，中段と下段のチャートは同表３中の
No.14 のものであり，中段と下段のものは，Ｚｎ11Ｍｇ
2系の相の斑点が試料面積中に一部含まれるようにして
サンプルを採取したものである。採取サンプル面積内の
斑点面積の割合は目視観察で，中段のものは約１５％，
下段のものは約７０％である。これらのＸ線回折から，
図２に見られる三元共晶組織は〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍ
ｇの三元共晶組織〕であること，図７に見られる三元共
晶組織は〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ11Ｍｇ2〕であることが明
らかである。
【００３８】このような金属組織上の観点から，後記の
実施例の表３〜表１１更には後述の図１０において，Ｚ
ｎ11Ｍｇ2系の相が実質上存在しない本発明に従うめっ
き層は「Ｚｎ2Ｍｇ」と表示し，Ｚｎ2Ｍｇ系の相の母地
中に目視可能な大きさの斑点状のＺｎ11Ｍｇ2系の相が
現れたものは「Ｚｎ2Ｍｇ＋Ｚｎ11Ｍｇ2」として表示し
ている。このような斑点状のＺｎ11Ｍｇ2系の相が現れ
ると耐食性を劣化させると共に表面外観を著しく低下さ
せる。したがって，本発明に従うめっき層は，目視観察
できるような大きさのＺｎ11Ｍｇ2系の相が実質的に存
在しない金属組織，すなわち実質上Ｚｎ2Ｍｇ系の相か
らなることことが望ましい。
実施例の表３〜表１１更には後述の図１０において，Ｚ
ｎ11Ｍｇ2系の相が実質上存在しない本発明に従うめっ
き層は「Ｚｎ2Ｍｇ」と表示し，Ｚｎ2Ｍｇ系の相の母地
中に目視可能な大きさの斑点状のＺｎ11Ｍｇ2系の相が
現れたものは「Ｚｎ2Ｍｇ＋Ｚｎ11Ｍｇ2」として表示し
ている。このような斑点状のＺｎ11Ｍｇ2系の相が現れ
ると耐食性を劣化させると共に表面外観を著しく低下さ
せる。したがって，本発明に従うめっき層は，目視観察
できるような大きさのＺｎ11Ｍｇ2系の相が実質的に存
在しない金属組織，すなわち実質上Ｚｎ2Ｍｇ系の相か
らなることことが望ましい。
【００３９】より具体的には，本発明に従う前記範囲の
組成をもつ溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼板のめっき層
は，〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元共晶組織〕の素地
が５０容積％以上１００容積％未満の範囲で存在し，こ
の共晶組織の素地中に島状の〔初晶Ａｌ相〕が０容積％
を超え５０容積％以下の範囲で存在し，場合によって
は，さらに島状の〔Ｚｎ単相〕が０〜１５容積％存在し
たものであって，めっき層の表面を肉眼で観察したとき
に，斑点状に現れるＺｎ11Ｍｇ2系の相（Ａｌ／Ｚｎ／
Ｚｎ11Ｍｇ2の三元共晶組織の素地をもつ相）は，目視
可能な大きさでは存在しないものである。すなわち，当
該めっき層の金属組織は， 〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元共晶組織〕の素地：５
０〜１００容積％未満， 〔初晶Ａｌ相〕：０を超え〜５０容積％以下，および 〔Ｚｎ単相〕：０〜１５容積％ から実質的になる。
組成をもつ溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼板のめっき層
は，〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元共晶組織〕の素地
が５０容積％以上１００容積％未満の範囲で存在し，こ
の共晶組織の素地中に島状の〔初晶Ａｌ相〕が０容積％
を超え５０容積％以下の範囲で存在し，場合によって
は，さらに島状の〔Ｚｎ単相〕が０〜１５容積％存在し
たものであって，めっき層の表面を肉眼で観察したとき
に，斑点状に現れるＺｎ11Ｍｇ2系の相（Ａｌ／Ｚｎ／
Ｚｎ11Ｍｇ2の三元共晶組織の素地をもつ相）は，目視
可能な大きさでは存在しないものである。すなわち，当
該めっき層の金属組織は， 〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元共晶組織〕の素地：５
０〜１００容積％未満， 〔初晶Ａｌ相〕：０を超え〜５０容積％以下，および 〔Ｚｎ単相〕：０〜１５容積％ から実質的になる。
【００４０】ここで，“実質的になる”とは，他の相，
代表的には斑点状のＺｎ11Ｍｇ2系の相が外観に影響を
与えるような量では存在しないということであり，目視
観察で判別できないような少量のＺｎ11Ｍｇ2系の相は
存在していても，このような少量である限り，耐食性お
よび表面外観に特に影響を及ぼさないので許容され得
る。すなわち，Ｚｎ11Ｍｇ2系の相が肉眼で斑点状に観
察されるような量で存在する場合には，外観と耐食性に
悪い影響を与えるので，本発明の範囲外である。また，
Ｚｎ2Ｍｇ系の二元共晶やＺｎ11Ｍｇ2系の二元共晶など
も，肉眼で目視観察では判別できないような微量で存在
することも許容され得る。
代表的には斑点状のＺｎ11Ｍｇ2系の相が外観に影響を
与えるような量では存在しないということであり，目視
観察で判別できないような少量のＺｎ11Ｍｇ2系の相は
存在していても，このような少量である限り，耐食性お
よび表面外観に特に影響を及ぼさないので許容され得
る。すなわち，Ｚｎ11Ｍｇ2系の相が肉眼で斑点状に観
察されるような量で存在する場合には，外観と耐食性に
悪い影響を与えるので，本発明の範囲外である。また，
Ｚｎ2Ｍｇ系の二元共晶やＺｎ11Ｍｇ2系の二元共晶など
も，肉眼で目視観察では判別できないような微量で存在
することも許容され得る。
【００４１】本発明に従う金属組織の溶融Ｚｎ−Ａｌ−
Ｍｇめっき鋼板を製造するには，前記組成の溶融めっき
浴の浴温とめっき後の冷却速度を代表的には図１０に示
した斜線域の範囲に制御すればよいことがわかった。
Ｍｇめっき鋼板を製造するには，前記組成の溶融めっき
浴の浴温とめっき後の冷却速度を代表的には図１０に示
した斜線域の範囲に制御すればよいことがわかった。
【００４２】すなわち，図１０に見られるように，また
後記の実施例で示すように，浴温が４７０℃より低く且
つ冷却速度が１０℃／秒より遅いと，前記のＺｎ11Ｍｇ
2系の相が斑点状に現れ，本発明の目的が達成できない
のである。このようなＺｎ11Ｍｇ2系の相が現れること
自体は，Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ三元平衡状態図上における三
元共晶点近傍の平衡相を見れば或る程度は理解できる。
後記の実施例で示すように，浴温が４７０℃より低く且
つ冷却速度が１０℃／秒より遅いと，前記のＺｎ11Ｍｇ
2系の相が斑点状に現れ，本発明の目的が達成できない
のである。このようなＺｎ11Ｍｇ2系の相が現れること
自体は，Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ三元平衡状態図上における三
元共晶点近傍の平衡相を見れば或る程度は理解できる。
【００４３】ところが，浴温が４５０℃を越えると，さ
らに好ましくは４７０℃以上となると，冷却速度の影響
は少なくなり，前記のＺｎ11Ｍｇ2系の相は現れず，本
発明で規定する金属組織が得られることがわかった。同
様に，浴温が４５０℃以下でも，さらに好ましくは４７
０℃以下でも冷却速度を１０℃／秒以上，さらに好まし
くは１２℃／以上とした場合には，本発明で規定する金
属組織が得られることがわかった。これは，Ｚｎ−Ａｌ
−Ｍｇの三元平衡状態図からは予期できない組織状態で
あり，平衡論的には説明できない現象である。
らに好ましくは４７０℃以上となると，冷却速度の影響
は少なくなり，前記のＺｎ11Ｍｇ2系の相は現れず，本
発明で規定する金属組織が得られることがわかった。同
様に，浴温が４５０℃以下でも，さらに好ましくは４７
０℃以下でも冷却速度を１０℃／秒以上，さらに好まし
くは１２℃／以上とした場合には，本発明で規定する金
属組織が得られることがわかった。これは，Ｚｎ−Ａｌ
−Ｍｇの三元平衡状態図からは予期できない組織状態で
あり，平衡論的には説明できない現象である。
【００４４】この現象を利用すると，インライン焼鈍型
の溶融めっき設備において，Ａｌ：４.０〜１０重量
％，Ｍｇ：１.０〜４.０重量％，残部がＺｎおよび不可
避的不純物からなる溶融めっき浴とし，このめっき浴の
浴温を融点以上４５０℃以下好ましくは４７０℃未満と
し且つめっき後の冷却速度を１０℃／秒以上好ましくは
１２℃／秒以上に制御して鋼板表面に溶融めっきを施せ
ば，或いは，めっき浴の浴温を４７０℃以上とし且つめ
っき後の冷却速度を任意として（実操業上の下限値であ
る０.５℃／秒以上として）鋼板表面に溶融めっきを施
せば，前記した本発明に従う金属組織のめっき層をもつ
耐食性および表面外観の良好な溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめ
っき鋼板を工業的に製造することができる。
の溶融めっき設備において，Ａｌ：４.０〜１０重量
％，Ｍｇ：１.０〜４.０重量％，残部がＺｎおよび不可
避的不純物からなる溶融めっき浴とし，このめっき浴の
浴温を融点以上４５０℃以下好ましくは４７０℃未満と
し且つめっき後の冷却速度を１０℃／秒以上好ましくは
１２℃／秒以上に制御して鋼板表面に溶融めっきを施せ
ば，或いは，めっき浴の浴温を４７０℃以上とし且つめ
っき後の冷却速度を任意として（実操業上の下限値であ
る０.５℃／秒以上として）鋼板表面に溶融めっきを施
せば，前記した本発明に従う金属組織のめっき層をもつ
耐食性および表面外観の良好な溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめ
っき鋼板を工業的に製造することができる。
【００４５】なお，浴組成を三元共晶組成（三元平衡状
態図上では，Ａｌ＝４重量％，Ｍｇ＝３重量％，Ｚｎ＝
９３重量％）に完全に一致させたものにすると，融点が
最低となるので有利となると考えられたが，実際には最
終凝固部が引けて凹凸のある表面状態となり，外観が悪
くなるので，完全三元共晶組成は避けた方がよい。また
Ａｌの組成に関しては亜共晶側の組成では一層Ｚｎ11Ｍ
ｇ2が晶出しやすくなるので，前記の組成範囲において
過共晶側の組成とするのがよい。
態図上では，Ａｌ＝４重量％，Ｍｇ＝３重量％，Ｚｎ＝
９３重量％）に完全に一致させたものにすると，融点が
最低となるので有利となると考えられたが，実際には最
終凝固部が引けて凹凸のある表面状態となり，外観が悪
くなるので，完全三元共晶組成は避けた方がよい。また
Ａｌの組成に関しては亜共晶側の組成では一層Ｚｎ11Ｍ
ｇ2が晶出しやすくなるので，前記の組成範囲において
過共晶側の組成とするのがよい。
【００４６】また，浴温については，あまり高くなると
めっき密着性が低下するので，後記実施例に示したよう
に本発明の浴組成においては浴温の上限は５５０℃と
し，これ以下の浴温で溶融めっきするのがよい。
めっき密着性が低下するので，後記実施例に示したよう
に本発明の浴組成においては浴温の上限は５５０℃と
し，これ以下の浴温で溶融めっきするのがよい。
【００４７】前記したように，本発明で規定する浴組成
の範囲においては，浴温とめっき後の冷却速度が三元共
晶としてのＺｎ11Ｍｇ2やＺｎ2Ｍｇの生成・消失の挙動
に大きく影響するが，その理由については現在のところ
明確ではないが，およそ次のように考えられる。
の範囲においては，浴温とめっき後の冷却速度が三元共
晶としてのＺｎ11Ｍｇ2やＺｎ2Ｍｇの生成・消失の挙動
に大きく影響するが，その理由については現在のところ
明確ではないが，およそ次のように考えられる。
【００４８】浴温を上げるに従ってＺｎ11Ｍｇ2の晶出
する数が減少し，４７０℃以上では消滅するから，浴温
はＺｎ11Ｍｇ2相の核の生成に直接関係していると見ら
れるが，その理由は，断定はできないものの，めっき浴
と鋼板の反応層（合金層）の物性が影響しているのでは
ないかと推測される。当該合金層がめっき層の主要な凝
固開始位置であると考えられるからである。
する数が減少し，４７０℃以上では消滅するから，浴温
はＺｎ11Ｍｇ2相の核の生成に直接関係していると見ら
れるが，その理由は，断定はできないものの，めっき浴
と鋼板の反応層（合金層）の物性が影響しているのでは
ないかと推測される。当該合金層がめっき層の主要な凝
固開始位置であると考えられるからである。
【００４９】また，めっき後の冷却速度が速くなるに従
って，Ｚｎ11Ｍｇ2系の斑点状の相，すなわち〔Ａｌ／
Ｚｎ／Ｚｎ11Ｍｇ2の三元共晶組織〕の素地中に〔Ａｌ
初晶〕または〔Ａｌ初晶〕と〔Ｚｎ単相〕が混在した斑
点状の相，の大きさが徐々に目視での観察が困難になる
ほど小さくなる。そして，やがて１０℃／秒以上の冷却
速度のものでは目視では判別不可能となるまで，そのサ
イズが縮小する。すなわち，冷却速度が速くなる従っ
て，このＺｎ11Ｍｇ2系の相の成長が阻止されるものと
考えられる。
って，Ｚｎ11Ｍｇ2系の斑点状の相，すなわち〔Ａｌ／
Ｚｎ／Ｚｎ11Ｍｇ2の三元共晶組織〕の素地中に〔Ａｌ
初晶〕または〔Ａｌ初晶〕と〔Ｚｎ単相〕が混在した斑
点状の相，の大きさが徐々に目視での観察が困難になる
ほど小さくなる。そして，やがて１０℃／秒以上の冷却
速度のものでは目視では判別不可能となるまで，そのサ
イズが縮小する。すなわち，冷却速度が速くなる従っ
て，このＺｎ11Ｍｇ2系の相の成長が阻止されるものと
考えられる。
【００５０】以下に，実施例によって前記のめっき層の
組成，組織およびめっき条件が溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめ
っき鋼板の耐食性，密着性および表面外観に及ぼす作用
効果を具体的に示す。
組成，組織およびめっき条件が溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめ
っき鋼板の耐食性，密着性および表面外観に及ぼす作用
効果を具体的に示す。
【００５１】
〔実施例１〕組成（特にＭｇ量）が耐食性および製造性
に及ぼす関係について。
に及ぼす関係について。
【００５２】処理設備：ゼンジマータイプの連続溶融め
っきライン（試験機） 処理鋼板：中炭素鋼の熱延鋼板（厚み：３.２ｍｍ） 還元炉最高到達板温：６００℃，露点：−４０℃ めっき浴組成：Ａｌ＝4.0〜9.2重量％，Ｍｇ＝０〜5.2
重量％，残部＝Ｚｎ めっき浴温：４５５℃ 浸漬時間：３秒 めっき後の冷却速度：空冷方式で３℃／秒または１２℃
／秒 （冷却速度はめっき浴温からめっき層凝固温度までの平
均値）
っきライン（試験機） 処理鋼板：中炭素鋼の熱延鋼板（厚み：３.２ｍｍ） 還元炉最高到達板温：６００℃，露点：−４０℃ めっき浴組成：Ａｌ＝4.0〜9.2重量％，Ｍｇ＝０〜5.2
重量％，残部＝Ｚｎ めっき浴温：４５５℃ 浸漬時間：３秒 めっき後の冷却速度：空冷方式で３℃／秒または１２℃
／秒 （冷却速度はめっき浴温からめっき層凝固温度までの平
均値）
【００５３】以上の条件で溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき
鋼板を製造し，その際の浴表面の酸化物（ドロス）の発
生量を観察すると共に，得られた溶融めっき鋼板の耐食
性試験を行った。耐食性はＳＳＴ（ＪＩＳ−Ｚ−２３７
１に従う塩水噴霧試験）を８００時間行った後の腐食減
量（g/m2) で評価した。またドロスの発生量は目視によ
り多いものを×, やや多いものを△, 少ないものを◎で
評価した。それらの結果を表１に示した。
鋼板を製造し，その際の浴表面の酸化物（ドロス）の発
生量を観察すると共に，得られた溶融めっき鋼板の耐食
性試験を行った。耐食性はＳＳＴ（ＪＩＳ−Ｚ−２３７
１に従う塩水噴霧試験）を８００時間行った後の腐食減
量（g/m2) で評価した。またドロスの発生量は目視によ
り多いものを×, やや多いものを△, 少ないものを◎で
評価した。それらの結果を表１に示した。
【００５４】
【表１】
【００５５】表１の結果から，Ｍｇ量が１％以上となる
と急激に耐食性が向上すること，しかし，４％を越えて
添加しても耐食性は飽和することがわかる。また，４％
を越えるＭｇ量ではＡｌを含有していても浴表面の酸化
物（ドロス）が増加することがわかる。なお，冷却速度
が３℃／秒ではＺｎ11Ｍｇ2が晶出し，この部分が優先
腐食している。
と急激に耐食性が向上すること，しかし，４％を越えて
添加しても耐食性は飽和することがわかる。また，４％
を越えるＭｇ量ではＡｌを含有していても浴表面の酸化
物（ドロス）が増加することがわかる。なお，冷却速度
が３℃／秒ではＺｎ11Ｍｇ2が晶出し，この部分が優先
腐食している。
【００５６】〔実施例２〕組成（特にＡｌ量）が耐食性
および密着性に及ぼす関係について。
および密着性に及ぼす関係について。
【００５７】処理設備：ゼンジマータイプの連続溶融め
っきライン（試験機） 処理鋼板：中炭素鋼の熱延鋼板（厚み：１.６ｍｍ） 還元炉最高到達板温：６００℃，露点：−４０℃ めっき浴組成：Ａｌ＝0.15〜13.0重量％，Ｍｇ＝3.0重
量％，残部＝Ｚｎ めっき浴温：４６０℃ 浸漬時間：３秒 めっき後の冷却速度：空冷方式で１２℃／秒（冷却速度
はめっき浴温からめっき層凝固温度までの平均値）
っきライン（試験機） 処理鋼板：中炭素鋼の熱延鋼板（厚み：１.６ｍｍ） 還元炉最高到達板温：６００℃，露点：−４０℃ めっき浴組成：Ａｌ＝0.15〜13.0重量％，Ｍｇ＝3.0重
量％，残部＝Ｚｎ めっき浴温：４６０℃ 浸漬時間：３秒 めっき後の冷却速度：空冷方式で１２℃／秒（冷却速度
はめっき浴温からめっき層凝固温度までの平均値）
【００５８】以上の条件で溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき
鋼板を製造し，得られた溶融めっき鋼板の耐食性試験と
密着性試験を行った。耐食性は実施例１と同じくＳＳＴ
による８００時間後の腐食減量（g/m2) で評価し，密着
性は試片を密着曲げし，曲げ部のセロテープ剥離テスト
により，剥離なしを◎，剥離量５％未満を△，剥離量５
％以上を×で評価した。その結果を表２に示した。
鋼板を製造し，得られた溶融めっき鋼板の耐食性試験と
密着性試験を行った。耐食性は実施例１と同じくＳＳＴ
による８００時間後の腐食減量（g/m2) で評価し，密着
性は試片を密着曲げし，曲げ部のセロテープ剥離テスト
により，剥離なしを◎，剥離量５％未満を△，剥離量５
％以上を×で評価した。その結果を表２に示した。
【００５９】
【表２】
【００６０】表２の結果に見られるように，Ａｌ量が
４.０％以上で耐食性に優れるようになるが，１０％を
越えると密着性不良が生じる。これは合金層（Ｆｅ−Ａ
ｌ合金層）の異常発達によるものである。またＭｇ量が
一定でもＡｌ量が増加するにつれてＳＳＴ腐食減量が小
さくなっており，耐食性が向上している。このことは本
発明に従う金属組織中の〔初晶Ａｌ相〕の量が相対的に
増加しても耐食性を向上させることを意味している。
４.０％以上で耐食性に優れるようになるが，１０％を
越えると密着性不良が生じる。これは合金層（Ｆｅ−Ａ
ｌ合金層）の異常発達によるものである。またＭｇ量が
一定でもＡｌ量が増加するにつれてＳＳＴ腐食減量が小
さくなっており，耐食性が向上している。このことは本
発明に従う金属組織中の〔初晶Ａｌ相〕の量が相対的に
増加しても耐食性を向上させることを意味している。
【００６１】〔実施例３〕浴温と冷却速度が組織に及ぼ
す関係と，組織と表面外観との関係について。
す関係と，組織と表面外観との関係について。
【００６２】処理設備：ゼンジマータイプの連続溶融め
っきライン（試験機） 処理鋼板：弱脱酸鋼の熱延鋼板（インラインで酸洗，厚
み：２.３ｍｍ） 還元炉最高到達板温：５８０℃，露点：−３０℃ めっき浴組成：Ａｌ＝4.8〜9.6重量％，Ｍｇ＝1.1〜3.9
重量％，残部＝Ｚｎ めっき浴温：３９０〜５３５℃ 浸漬時間：８秒以内 めっき後の冷却速度：空冷方式で３〜１１℃／秒（冷却
速度はめっき浴温からめっき層凝固温度までの平均値）
っきライン（試験機） 処理鋼板：弱脱酸鋼の熱延鋼板（インラインで酸洗，厚
み：２.３ｍｍ） 還元炉最高到達板温：５８０℃，露点：−３０℃ めっき浴組成：Ａｌ＝4.8〜9.6重量％，Ｍｇ＝1.1〜3.9
重量％，残部＝Ｚｎ めっき浴温：３９０〜５３５℃ 浸漬時間：８秒以内 めっき後の冷却速度：空冷方式で３〜１１℃／秒（冷却
速度はめっき浴温からめっき層凝固温度までの平均値）
【００６３】以上の条件で，先ずＺｎ−6.2%Ａｌ−3.0%
Ｍｇの浴組成としたものについて，よっき浴温とめっき
後の冷却速度を変化させて溶融めっき鋼板を製造し，得
られためっき鋼板のめっき層の組織と表面外観を調べ,
その結果を表３に示した。
Ｍｇの浴組成としたものについて，よっき浴温とめっき
後の冷却速度を変化させて溶融めっき鋼板を製造し，得
られためっき鋼板のめっき層の組織と表面外観を調べ,
その結果を表３に示した。
【００６４】表３のめっき層組織の表示において〔Ｚｎ
2Ｍｇ〕と表示したものは，本発明で規定する金属組
織，すなわち〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元共晶組
織〕の素地中に〔初晶Ａｌ相〕または〔初晶Ａｌ相〕と
〔Ｚｎ単相〕が混在した金属組織を有するものであり，
実際には，〔初晶Ａｌ相〕と〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇ
の三元共晶組織〕との合計が８０容積％以上，〔Ｚｎ単
相〕が１５容積％以下のものである。
2Ｍｇ〕と表示したものは，本発明で規定する金属組
織，すなわち〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元共晶組
織〕の素地中に〔初晶Ａｌ相〕または〔初晶Ａｌ相〕と
〔Ｚｎ単相〕が混在した金属組織を有するものであり，
実際には，〔初晶Ａｌ相〕と〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇ
の三元共晶組織〕との合計が８０容積％以上，〔Ｚｎ単
相〕が１５容積％以下のものである。
【００６５】また〔Ｚｎ2Ｍｇ＋Ｚｎ11Ｍｇ2〕と表示し
たものは，前記の〔Ｚｎ2Ｍｇ〕系組織の中に，斑点状
のＺｎ11Ｍｇ2系の相が目視判断できるような大きさに
現れたものである。この斑点状のＺｎ11Ｍｇ2系の相と
は，本文で説明したように，〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ11Ｍｇ
2の三元共晶組織〕の素地中に〔Ａｌ初晶〕または〔Ａ
ｌ初晶〕と〔Ｚｎ単相〕が混在した斑点状の相である。
このＺｎ11Ｍｇ2系の相はその周囲のものよりも光沢が
あるため目立った模様となり，かつこの部分は室内で２
４時間程度放置しておくと他の部分より先に酸化されて
薄い茶色に変色するので更に目立つようになる。したが
って，表３における外観の評価は，めっき直後とめっき
後２４時間経過後の表面を目視観察し，このＺｎ11Ｍｇ
2系の相が晶出した斑点の有無で評価し，この斑点が目
視で観察されるものを不均一，目視で観察されないもの
を均一とした。
たものは，前記の〔Ｚｎ2Ｍｇ〕系組織の中に，斑点状
のＺｎ11Ｍｇ2系の相が目視判断できるような大きさに
現れたものである。この斑点状のＺｎ11Ｍｇ2系の相と
は，本文で説明したように，〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ11Ｍｇ
2の三元共晶組織〕の素地中に〔Ａｌ初晶〕または〔Ａ
ｌ初晶〕と〔Ｚｎ単相〕が混在した斑点状の相である。
このＺｎ11Ｍｇ2系の相はその周囲のものよりも光沢が
あるため目立った模様となり，かつこの部分は室内で２
４時間程度放置しておくと他の部分より先に酸化されて
薄い茶色に変色するので更に目立つようになる。したが
って，表３における外観の評価は，めっき直後とめっき
後２４時間経過後の表面を目視観察し，このＺｎ11Ｍｇ
2系の相が晶出した斑点の有無で評価し，この斑点が目
視で観察されるものを不均一，目視で観察されないもの
を均一とした。
【００６６】
【表３】
【００６７】表３の結果から，浴温が４７０℃より低い
場合には冷却速度が低い（１０℃／秒未満である）と，
Ｚｎ11Ｍｇ2系の相が現れ，外観が不均一になることが
わかる。他方，浴温が４７０℃より低くても，冷却速度
を高くすると（１０℃／秒以上とすると），実質的に
〔初晶Ａｌ相〕と〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元共晶
組織〕となり，均一な外観を呈するようになる。また浴
温が４７０℃以上では冷却速度が低くても，同様に，実
質的に〔初晶Ａｌ相〕と〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三
元共晶組織〕となり，均一な外観を呈するようになる。
場合には冷却速度が低い（１０℃／秒未満である）と，
Ｚｎ11Ｍｇ2系の相が現れ，外観が不均一になることが
わかる。他方，浴温が４７０℃より低くても，冷却速度
を高くすると（１０℃／秒以上とすると），実質的に
〔初晶Ａｌ相〕と〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元共晶
組織〕となり，均一な外観を呈するようになる。また浴
温が４７０℃以上では冷却速度が低くても，同様に，実
質的に〔初晶Ａｌ相〕と〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三
元共晶組織〕となり，均一な外観を呈するようになる。
【００６８】ついで，浴組成をＺｎ−4.3%Ａｌ−1.2%Ｍ
ｇ，Ｚｎ−4.3%Ａｌ−2.6%ＭｇまたはＺｎ−4.3%Ａｌ−
3.8%Ｍｇとした以外は，同様に浴温と冷却速度を変えて
溶融めっき鋼板を製造し，得られためっき鋼板のめっき
層の組織と表面外観を前例と同様に調べ, その結果を,
それぞれ表４，表５および表６に示した。
ｇ，Ｚｎ−4.3%Ａｌ−2.6%ＭｇまたはＺｎ−4.3%Ａｌ−
3.8%Ｍｇとした以外は，同様に浴温と冷却速度を変えて
溶融めっき鋼板を製造し，得られためっき鋼板のめっき
層の組織と表面外観を前例と同様に調べ, その結果を,
それぞれ表４，表５および表６に示した。
【００６９】
【表４】
【００７０】
【表５】
【００７１】
【表６】 これら表４〜６の結果からも，表３と同様の結果が得ら
れたことがわかる。
れたことがわかる。
【００７２】さらに，浴組成をＺｎ−6.2%Ａｌ−1.5%Ｍ
ｇまたはＺｎ−6.2%Ａｌ−3.8%Ｍｇとした以外は，同様
に浴温と冷却速度を変えて溶融めっき鋼板を製造し，得
られためっき鋼板のめっき層の組織と表面外観を前例と
同様に調べ, その結果を, それぞれ表７および表８に示
した。
ｇまたはＺｎ−6.2%Ａｌ−3.8%Ｍｇとした以外は，同様
に浴温と冷却速度を変えて溶融めっき鋼板を製造し，得
られためっき鋼板のめっき層の組織と表面外観を前例と
同様に調べ, その結果を, それぞれ表７および表８に示
した。
【００７３】
【表７】
【００７４】
【表８】
【００７５】これら表７〜８の結果からも，表３と同様
の結果が得られたことがわかる。
の結果が得られたことがわかる。
【００７６】さらに，浴組成をＺｎ−9.6%Ａｌ−1.1%Ｍ
ｇ，Ｚｎ−9.6%Ａｌ−3.0%ＭｇまたはＺｎ−9.6%Ａｌ−
3.9%Ｍｇとした以外は，同様に浴温と冷却速度を変えて
溶融めっき鋼板を製造し，得られためっき鋼板のめっき
層の組織と表面外観を前例と同様に調べ, その結果を,
それぞれ表９，表１０および表１１に示した。
ｇ，Ｚｎ−9.6%Ａｌ−3.0%ＭｇまたはＺｎ−9.6%Ａｌ−
3.9%Ｍｇとした以外は，同様に浴温と冷却速度を変えて
溶融めっき鋼板を製造し，得られためっき鋼板のめっき
層の組織と表面外観を前例と同様に調べ, その結果を,
それぞれ表９，表１０および表１１に示した。
【００７７】
【表９】
【００７８】
【表１０】
【００７９】
【表１１】
【００８０】これら表９〜１１の結果からも，表３と同
様の結果が得られたことがわかる。そして，これら表３
〜表１１の結果をまとめると，図１０に示すような斜線
域の浴温と冷却速度を採用すれば，本発明に従う浴組成
において，実質的に〔初晶Ａｌ相〕と〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚ
ｎ2Ｍｇの三元共晶組織〕からなるか，またはこれに少
量の〔Ｚｎ単相〕が加わった金属組織のめっき層が得ら
れ，この結果，耐食性と表面外観の優れためっき層の溶
融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼板を得ることができる。
様の結果が得られたことがわかる。そして，これら表３
〜表１１の結果をまとめると，図１０に示すような斜線
域の浴温と冷却速度を採用すれば，本発明に従う浴組成
において，実質的に〔初晶Ａｌ相〕と〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚ
ｎ2Ｍｇの三元共晶組織〕からなるか，またはこれに少
量の〔Ｚｎ単相〕が加わった金属組織のめっき層が得ら
れ，この結果，耐食性と表面外観の優れためっき層の溶
融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼板を得ることができる。
【００８１】〔実施例４〕浴温と冷却速度がめっき密着
性に及ぼす関係について。
性に及ぼす関係について。
【００８２】処理設備：ＮＯＦタイプの連続溶融めっき
ライン（試験機） 処理鋼板：弱脱酸鋼の冷延鋼板（厚み：０.８ｍｍ） 還元炉最高到達板温：７８０℃，露点：−２５℃ めっき浴組成：Ａｌ＝4.5〜9.5重量％，Ｍｇ＝1.5〜3.9
重量％，残部＝Ｚｎ めっき浴温：４００〜５９０℃ 浸漬時間：３秒 めっき後の冷却速度：空冷方式で３℃／秒または１２℃
／秒（冷却速度はめっき浴温からめっき層凝固温度まで
の平均値）
ライン（試験機） 処理鋼板：弱脱酸鋼の冷延鋼板（厚み：０.８ｍｍ） 還元炉最高到達板温：７８０℃，露点：−２５℃ めっき浴組成：Ａｌ＝4.5〜9.5重量％，Ｍｇ＝1.5〜3.9
重量％，残部＝Ｚｎ めっき浴温：４００〜５９０℃ 浸漬時間：３秒 めっき後の冷却速度：空冷方式で３℃／秒または１２℃
／秒（冷却速度はめっき浴温からめっき層凝固温度まで
の平均値）
【００８３】以上の条件で，溶融めっき鋼板を製造し，
得られためっき鋼板のめっき密着性を調べ, その結果を
表１２に示した。めっき密着性の評価は実施例２と同様
にして行った。
得られためっき鋼板のめっき密着性を調べ, その結果を
表１２に示した。めっき密着性の評価は実施例２と同様
にして行った。
【００８４】
【表１２】
【００８５】表１２の結果から，浴温が５５０℃を越え
ると，冷却速度の如何に係わらず本発明の浴組成範囲に
おいてめっき密着性が悪くなることがわかる。
ると，冷却速度の如何に係わらず本発明の浴組成範囲に
おいてめっき密着性が悪くなることがわかる。
【００８６】
【発明の効果】以上説明したように，本発明によると，
耐食性と表面外観に優れた溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき
鋼板とその有利な製造法を提供でき，その優れた耐食性
ゆえに従来の溶融Ｚｎ基めっき鋼板のものではなし得な
かった新たな分野への用途の拡大ができる。
耐食性と表面外観に優れた溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき
鋼板とその有利な製造法を提供でき，その優れた耐食性
ゆえに従来の溶融Ｚｎ基めっき鋼板のものではなし得な
かった新たな分野への用途の拡大ができる。
【図１】本発明に従う溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼板
のめっき層の断面の金属組織を示す電子顕微鏡２次電子
像の写真とその説明図である。
のめっき層の断面の金属組織を示す電子顕微鏡２次電子
像の写真とその説明図である。
【図２】図１の金属組織のうちの〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2
Ｍｇの三元共晶組織〕からなる素地部分を拡大した電子
顕微鏡２次電子像の写真とその説明図である。
Ｍｇの三元共晶組織〕からなる素地部分を拡大した電子
顕微鏡２次電子像の写真とその説明図である。
【図３】本発明に従う溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼板
のめっき層の断面の金属組織（Ｚｎ単相を含む以外は図
１のものと同じ組織）を示す電子顕微鏡２次電子像の写
真とその説明図である。
のめっき層の断面の金属組織（Ｚｎ単相を含む以外は図
１のものと同じ組織）を示す電子顕微鏡２次電子像の写
真とその説明図である。
【図４】本発明に従う溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼板
のめっき層の断面の金属組織（Ｚｎ単相を含む以外は図
１のものと同じ組織であり，図３よりも初晶Ａｌ相が小
さい組織）を示す電子顕微鏡２次電子像の写真とその説
明図である。
のめっき層の断面の金属組織（Ｚｎ単相を含む以外は図
１のものと同じ組織であり，図３よりも初晶Ａｌ相が小
さい組織）を示す電子顕微鏡２次電子像の写真とその説
明図である。
【図５】目視可能な大きさの斑点状のＺｎ11Ｍｇ2系の
相が点々と現れた溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼板の金
属組織を写した写真である。
相が点々と現れた溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼板の金
属組織を写した写真である。
【図６】図５の斑点の部分を裁断した断面の金属組織を
示す電子顕微鏡２次電子像写真（倍率２０００倍）であ
る。
示す電子顕微鏡２次電子像写真（倍率２０００倍）であ
る。
【図７】図６の組織のうち三元共晶部分を拡大して写し
た金属組織を示す電子顕微鏡２次電子像写真（倍率１０
０００倍）である。
た金属組織を示す電子顕微鏡２次電子像写真（倍率１０
０００倍）である。
【図８】図５の斑点の境界部分の金属組織を示す電子顕
微鏡２次電子像写真（倍率１００００倍）であり，左半
分はＺｎ2Ｍｇ系の相の素地部分，右半分は斑点部分の
Ｚｎ11Ｍｇ2系の相の素地部分である。
微鏡２次電子像写真（倍率１００００倍）であり，左半
分はＺｎ2Ｍｇ系の相の素地部分，右半分は斑点部分の
Ｚｎ11Ｍｇ2系の相の素地部分である。
【図９】実施例３の表３中のNo.３とNo.１４のめっき鋼
板から１７ｍｍ×１７ｍｍのサンプルを採取して測定し
たＸ線回折図であり，図９の上段のチャートは該No.３
のもの，また，中段と下段のものは該No.１４のＺｎ11
Ｍｇ2系の相の斑点が試料面積中に一部含まれるように
してサンプルを採取したものである。
板から１７ｍｍ×１７ｍｍのサンプルを採取して測定し
たＸ線回折図であり，図９の上段のチャートは該No.３
のもの，また，中段と下段のものは該No.１４のＺｎ11
Ｍｇ2系の相の斑点が試料面積中に一部含まれるように
してサンプルを採取したものである。
【図１０】本発明の溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼板の
有利な製造条件の範囲を示す図である。
有利な製造条件の範囲を示す図である。
フロントページの続き (72)発明者 橘高 敏晴 大阪府堺市石津西町５番地 日新製鋼株式 会社技術研究所内
Claims (8)
- 【請求項１】 Ａｌ：４.０〜１０重量％，Ｍｇ：１.０
〜４.０重量％，残部がＺｎおよび不可避的不純物から
なる溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき層を鋼板表面に形成し
た溶融Ｚｎ基めっき鋼板であって，当該めっき層が，
〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元共晶組織〕の素地中に
〔初晶Ａｌ相〕が混在した金属組織を有する耐食性およ
び表面外観の良好な溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼板。 - 【請求項２】 Ａｌ：４.０〜１０重量％，Ｍｇ：１.０
〜４.０重量％，残部がＺｎおよび不可避的不純物から
なる溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき層を鋼板表面に形成し
た溶融Ｚｎ基めっき鋼板であって，当該めっき層が，
〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元共晶組織〕の素地中に
〔初晶Ａｌ相〕と〔Ｚｎ単相〕が混在した金属組織を有
する耐食性および表面外観の良好な溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍ
ｇめっき鋼板。 - 【請求項３】 めっき層の金属組織は，〔初晶Ａｌ相〕
と〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元共晶組織〕の合計
量：８０容積％以上，〔Ｚｎ単相〕：１５容積％以下
（０容積％を含む）である請求項１または２に記載の溶
融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼板。 - 【請求項４】 めっき層の金属組織は，〔Ａｌ／Ｚｎ／
Ｚｎ11Ｍｇ2の三元共晶組織〕の素地自体或いは該素地
中に〔Ａｌ初晶〕または〔Ａｌ初晶〕と〔Ｚｎ単相〕が
混在してなるＺｎ11Ｍｇ2系の相を実質上含まないもの
である請求項１，２または３に記載の溶融Ｚｎ−Ａｌ−
Ｍｇめっき鋼板。 - 【請求項５】 Ａｌ：４.０〜１０重量％，Ｍｇ：１.０
〜４.０重量％，残部がＺｎおよび不可避的不純物から
なる溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼板の製造法におい
て，該めっき浴の浴温を融点以上４５０℃以下とし且つ
めっき後の冷却速度を１０℃／秒以上に制御することを
特徴とする耐食性および表面外観の良好な溶融Ｚｎ−Ａ
ｌ−Ｍｇめっき鋼板の製造法。 - 【請求項６】 該めっき浴の浴温が融点以上４７０℃未
満，めっき後の冷却速度が１０℃／秒以上である請求項
５に記載の溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼板の製造法。 - 【請求項７】 Ａｌ：４.０〜１０重量％，Ｍｇ：１.０
〜４.０重量％，残部がＺｎおよび不可避的不純物から
なる溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼板の製造法におい
て，該めっき浴の浴温を４７０℃以上としめっき後の冷
却速度を０.５℃／秒以上に制御することを特徴とする
耐食性および表面外観の良好な溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめ
っき鋼板の製造法。 - 【請求項８】 めっき鋼板のめっき層が，〔Ａｌ／Ｚｎ
／Ｚｎ2Ｍｇの三元共晶組織〕の素地中に〔初晶Ａｌ
相〕，または〔初晶Ａｌ相〕と〔Ｚｎ単相〕が混在した
金属組織を有する請求項５，６または７に記載の溶融Ｚ
ｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼板の製造法。
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