TW202334459A - 鍍敷鋼材 - Google Patents

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Abstract

本發明之鍍敷鋼材係具有鋼材與鍍敷層之鍍敷鋼材，鍍敷層之平均化學組成係由下述所構成：Al：0.2~小於4.0%、Mg：大於4.0%~小於12.5%、Ca：0.15%~小於3.00%、Zn：65%以上及不純物，針對鍍敷層中的任意垂直截面(厚度方向)，於掃描型電子顯微鏡觀察視野中進行觀察，此時金屬組織以面積分率計包含：MgZn 2相：10~40%、Al-Zn相：0~15%、Al相(Zn＜10%)相：0~5%、CaZn 13相：1.0~15%、[Al/MgZn 2/Zn三元共晶組織]與[MgZn 2/Zn二元共晶組織]之合計：30%以上。

Description

鍍敷鋼材
本發明涉及鍍敷鋼材。 本案係依據已於2022年2月22日於日本提申之日本特願2022-025405號主張優先權，並於此援引其內容。
實施熔融鍍Zn後之鍍敷鋼材因防蝕性能與經濟性優異，故可廣泛使用於汽車、建材、鋼結構物、家電製品等。此外，近年來，由於有將熔融鍍Zn鋼材應用於嚴苛腐蝕環境中的需求，因此，為了進一步提升耐久性，而開發出例如專利文獻1、專利文獻2所示之於Zn中添加有鋁(Al)及鎂(Mg)之熔融Zn-Al-Mg系鍍敷。熔融Zn-Al-Mg系鍍敷係應用於要求高耐蝕性的用途。
尤其是鋼結構物多半會要求一定的耐蝕性，因此會對大多數鋼結構物進行鍍敷處理。要獲得經鍍敷處理之鋼結構物有2種方法。其中1個方法為：將鋼板等經由成形、熔接等而製成鋼結構物後，再將鋼結構物浸漬於鍍浴中的方法。以下，將該方法稱為浸鍍法。另一個方法則有：藉由將預先於表面形成有鍍敷層之鍍敷鋼板進行成形、熔接等來製造鋼結構物的方法。以下，將該方法稱為預鍍法。
在浸鍍法中會有下述情形：於成形後產生熱應變、及於鍍敷凝固時產生外觀不良，除此之外，為了將鋼結構物直接浸漬於鍍浴中，設備規模會增大，成本會增加。因此，大多數可將鋼結構物之製造自動化的情況採用後者之預鍍方法的情形漸漸增多。
又，於使用鍍敷鋼材之鋼結構物的建築中會伴隨熔接作業。在鋼結構物之熔接可應用各種熔接方式，例如電弧熔接、點熔接及雷射熔接等。在該等之中又以點熔接備受矚目。其理由在於點熔接具有以下特徵：不需熔化劑(solubilizing agent)、熔接速度快、爐渣及煙霧少、不易受到節省人力及作業員之熟練度的影響、因可精準(pinpoint)進行熔接而熔接部周圍之熱影響少、亦可與不同種類的材料接合。惟，在施作點熔接時，必須研討熔接對象材之性質、每個熔接對象材之適當電流值、電極的選定等。
但，鍍敷鋼材之鍍敷層有時會難以進行點熔接。其理由係因為鍍敷層在點熔接時容易熔解。尤其是，當鍍敷鋼材具備厚度大於10µm之鍍敷層時，電傳導及熱傳導會變得不穩定，電流無法穩定而有無法獲得適當熔接熔核直徑的情形。亦即，適當電流範圍之幅度變小。另，於熔接時，當熔接電極接觸鍍敷層之際，鍍敷層所含之Zn或Al等金屬會與熔接電極主成分的Cu反應，因而會使熔接電極損耗而有縮短電極壽命的情形。該等理由會使鍍敷鋼材之點熔接變得困難。
並且，Zn-Al-Mg系鍍敷在點熔接時之連續焊點性低，且熔接時之適當電流範圍窄，因此有熔接性不佳之缺點。此情況會妨礙Zn-Al-Mg系鍍敷鋼材應用於大量使用熔接之用途，例如會妨礙Zn-Al-Mg系鍍敷鋼材應用於鋼結構物。
因此，例如在汽車領域等中，針對合金化鍍Zn鋼板、熔融鍍Zn鋼板等性質參差較少或板厚較小之鍍敷鋼板會使用點熔接，然而當要對其以外的鍍敷材料進行點熔接時，難以設定熔接條件。故而，例如將如專利文獻1、專利文獻2所示之合金系之Zn-Al-Mg系鍍敷鋼板進行點熔接的情況就只能在限定用途上使用。
應用於要求熔接性之用途，可舉例如專利文獻3、專利文獻4之例。然而，在專利文獻3中熔接時之連續焊點性不足，且專利文獻4由於組成之影響而以蒸鍍來製造，因此相較於熔融鍍敷，會有成本提高之傾向。
先前技術文獻 專利文獻 專利文獻1：日本專利特開平10-226865號公報 專利文獻2：日本專利特開2000-104154號公報 專利文獻3：日本專利特表2018-506644號公報 專利文獻4：日本專利特表2020-504781號公報
發明欲解決之課題 本發明係有鑑於上述情況而做成者，其課題在於提供一種熔融鍍敷鋼材，該熔融鍍敷鋼材在點熔接時之連續焊點性優異，且可將點熔接時之適當電流範圍擴大，並且熔接部周圍之耐蝕性優異。
用以解決課題之手段 為了解決上述課題，本發明一態樣採用以下構成。 [1]本發明一態樣之鍍敷鋼材，具有：鋼材、及於前述鋼材表面所具備之鍍敷層；前述鍍敷層之平均化學組成以質量%計係由下述所構成： Al：0.2~小於4.0%、 Mg：大於4.0%~小於12.5%、 Ca：0.15%~小於3.00%、 Sn：0%~小於3.0%、 Bi：0%~小於1.0%、 In：0%~小於1.0%、 Sc：0%~小於0.50%、 Y：0%~小於0.50%、 La：0%~小於0.50%、 Ce：0%~小於0.50%、 Sr：0%~小於0.50%、 Si：0%~小於2.50%、 B：0%~小於0.50%、 P：0%~小於0.50%、 Cr：0%~小於0.25%、 Ti：0%~小於0.25%、 Ni：0%~小於1.0%、 Co：0%~小於0.25%、 V：0%~小於0.25%、 Nb：0%~小於0.25%、 Cu：0%~小於1.0%、 Mn：0%~小於0.25%、 Mo：0%~小於0.25%、 W：0%~小於0.25%、 Zr：0%~小於0.25%、 Fe：0%~小於5.0%、 Ag：0%~小於1.0%、 Li：0%~小於0.50%、 Na：0%~小於0.05%、 K：0%~小於0.05%、 Sb：0%~小於0.5%、 Pb：0%~小於0.5%、 Zn：65%以上及 不純物； 針對前述鍍敷層沿著厚度方向的截面，於掃描型電子顯微鏡觀察視野中進行觀察，此時金屬組織以面積分率計包含： MgZn 2相：10~40%、 Al-Zn相：0~15%、 Al相：0~5%、 CaZn 13相：1.0~15%、 [Al/MgZn 2/Zn三元共晶組織]與[MgZn 2/Zn二元共晶組織]之合計：30%以上。 [2]如上述[1]之鍍敷鋼材，其中，在前述鍍敷層沿著厚度方向的截面中，前述金屬組織的CaZn 13相之中，圓等效直徑大者之前80%之CaZn 13相的平均圓等效直徑亦可為10µm以上。 [3]如上述[1]或[2]之鍍敷鋼材，其中令前述鍍敷層之平均化學組成中之元素X的質量濃度%為[X]時，前述鍍敷層之平均化學組成亦可滿足下述式(1)： 2.5×[Al]+2×[Ca]+[Y]+[Sr]+[La]+[Ce]＞[Mg]…(1)。
發明效果 根據本發明之上述態樣，可提供一種鍍敷鋼材，該鍍敷鋼材在點熔接時之連續焊點性優異，且可將點熔接時之適當電流範圍擴大，並且耐蝕性優異。
用以實施發明之形態 如前述，Zn-Al-Mg系鍍敷層為Zn合金系之鍍敷層，一般係會使點熔接性變差之材料。另一方面，Zn-Al-Mg系鍍敷層之耐蝕性會比通常之Zn鍍敷層的耐蝕性高。因此，具備Zn-Al-Mg系鍍敷層之鍍敷鋼材若能改善鍍敷層之點熔接性，便會成為有希望當作鋼結構物之材料的鍍敷鋼材。
本案發明人為了提升鍍敷鋼材之熔接性與耐蝕性而潛心加以研討。其結果查出，鍍敷層中存在成塊狀之Al相係會使點熔接性不穩定之主要原因。此處所謂的「Al相」係Zn濃度小於10%之Al相。若大量生成Zn濃度小於10%之Al相，會使熔接時之適當電流範圍變窄。並且得知，反之藉由使該Al相減少，適當電流範圍會變廣而成為容易熔接的鍍敷層。
進一步還發現，藉由使鍍敷層中適當含有Mg、Ca等元素，適當電流值會變得更廣。另外還發現，藉由使鍍敷層中含有適量Mg與Ca，該等元素會在點熔接時於Cu電極表面形成Ca-Mg系等之氧化被膜，該氧化被膜會阻礙Cu電極與鍍敷層中之Al的反應，結果會使電極壽命提升。
另外，本實施形態之鍍敷鋼材其熔接部之耐蝕性尤佳。其原因在於鍍敷層中佔大多體積分率之CaZn 13及MgZn 2相的平均結晶粒徑變大，並且面積分率提高，因而在熔接時不易與Cu電極進行反應，藉此，鍍敷層本身變得不易熔解。若鍍敷層本身變得不易熔解，則鍍敷層之熔接部周圍的損傷可為最小限度，而可使鍍敷層之殘存量增加，結果可提升熔接部之耐蝕性。
以下，說明作為本發明實施形態之鍍敷鋼材。 本實施形態之鍍敷鋼材具有：鋼材、及於鋼材表面所具備之鍍敷層；該鍍敷鋼材其鍍敷層之平均化學組成以質量%計係由下述所構成：Al：0.2~小於4.0%、Mg：大於4.0%~小於12.5%、Ca：0.15%~小於3.00%、Sn：0%~小於3.0%、Bi：0%~小於1.0%、In：0%~小於1.0%、Sc：0%~小於0.50%、Y：0%~小於0.50%、La：0%~小於0.50%、Ce：0%~小於0.50%、Sr：0%~小於0.50%、Si：0%~小於2.50%、B：0%~小於0.50%、P：0%~小於0.50%、Cr：0%~小於0.25%、Ti：0%~小於0.25%、Ni：0%~小於1.0%、Co：0%~小於0.25%、V：0%~小於0.25%、Nb：0%~小於0.25%、Cu：0%~小於1.0%、Mn：0%~小於0.25%、Mo：0%~小於0.25%、W：0%~小於0.25%、Zr：0%~小於0.25%、Fe：0%~小於5.0%、Ag：0%~小於1.0%、Li：0%~小於0.50%、Na：0%~小於0.05%、K：0%~小於0.05%、Sb：0%~小於0.5%、Pb：0%~小於0.5%、Zn：65%以上及不純物；針對鍍敷層沿著厚度方向的截面，於掃描型電子顯微鏡觀察視野中進行觀察，此時金屬組織以面積分率計包含：MgZn 2相：10~40%、Al-Zn相：0~15%、Al相(Zn＜10%之相)：0~5%、CaZn 13相：1.0~15.0%、[Al/MgZn 2/Zn三元共晶組織]與[MgZn 2/Zn二元共晶組織]之合計：30.0%以上。 又，在鍍敷層沿著厚度方向的截面中，前述金屬組織其CaZn 13相之中，按圓等效直徑由大至小的順序，前80%之CaZn 13相的平均圓等效直徑宜為10µm以上。 並且，令鍍敷層之平均化學組成中之元素X的質量濃度%為[X]時，鍍敷層之平均化學組成宜滿足下述式(1)。 2.5×[Al]+2×[Ca]+[Y]+[Sr]+[La]+[Ce]＞[Mg]…(1)
在以下說明中，化學組成之各元素含量之「%」標記意指「質量%」。又，使用「~」表示之數值範圍意指包含「~」前後所記載之數值作為下限值及上限值之範圍。此外，「~」前後所記載之數值標註有「大於」或「小於」時之數值範圍，意指不包含該等數值作為下限值或上限值之範圍。
所謂的「耐蝕性」係表示鍍敷層本身不易腐蝕之性質。由於Zn系鍍敷層對於鋼材具有犧牲性防蝕作用，因此，鍍敷鋼材之腐蝕過程係在鋼材腐蝕之前，鍍敷層會腐蝕且白鏽化，經白鏽化的鍍敷層消滅後，鋼材就會腐蝕且產生紅鏽。
所謂的「適當電流範圍」係熔接用語，其為例如下述兩個電流值的差值：令鍍敷鋼材的厚度為t(mm)時，經實施點熔接後的兩片重疊鋼材，其等中央部所形成的熔核直徑為4×√t時的電流值；以及直到發生飛散的電流值。適當電流範圍越大，可評估為越容易熔接的材料，又，適當電流範圍越窄，越無法形成適當尺寸的熔核，因而會評估為不易熔接的材料。適當電流範圍係從所謂的可熔接電流區域(weld lobe)曲線來判斷。
所謂點熔接中的「連續焊點性」係熔接性指標之一，其係在一定的熔接條件下，以不小於預定熔核直徑的焊點數進行評估。具體而言，在不交換電極下，連續進行將適當電流範圍之中央值設為熔接電流之熔接時，直到無法獲得預定熔核直徑之熔接次數越多，評估為連續焊點性越優異。連續焊點性優異之鍍敷鋼材在製造成本上較有利。
鋼材形狀並無特別限制，鋼材除了為鋼板之外，還可列舉鋼管、土木/建築材料(柵渠、波紋鋼管、排水溝蓋、防飛砂板、螺栓、鐵絲網、護欄、截水牆等)、屋頂材料、家電構件(空調之室外機的殼體等)、汽車外板、零件(底盤構件等)等。
鋼材材質並無特別限制。鋼材可應用各種鋼材，例如一般鋼、鋁脫氧鋼、極低碳鋼、高碳鋼、各種高張力鋼及一部分的高合金鋼(含Ni、Cr等強化元素之鋼等)等。又，關於鋼材，鋼材之製造方法、鋼板之製造方法(熱軋延方法、酸洗方法、冷軋方法等)等條件亦無特別限制。此外，鋼材亦可使用形成有Zn、Ni、Sn或該等之合金系等之小於1µm之金屬膜或合金膜的鋼材。
接著，說明鍍敷層。 本實施形態之鍍敷層係由Zn-Al-Mg系合金層所構成。又，鍍敷層中亦可包含Al-Fe合金層。Zn-Al-Mg系合金層具有與Zn鍍敷層同等以上的耐蝕性。因此，本實施形態之鍍敷層也具備與Zn鍍敷層同等以上的耐蝕性。
Al-Fe合金層係位於鋼材與Zn-Al-Mg合金層之間的界面合金層。亦即，本實施形態之鍍敷層可為Zn-Al-Mg合金層之單層結構，亦可為包含Zn-Al-Mg合金層與Al-Fe合金層之積層結構。又，於鍍敷層之最表面，雖以小於1µm左右的厚度形成有鍍敷層構成元素之氧化被膜，但該氧化被膜相對於整個鍍敷層厚度為較薄，故從鍍敷層主體來看可忽視該氧化被膜。
整個鍍敷層厚度宜設為5~80µm。一般而言，鍍敷層厚度在點熔接中係會影響熔接性之項目，20µm以上之鍍敷層通常不適合熔接。但，本實施形態之鍍敷鋼材可將點熔接時之適當電流範圍擴大，因此即便鍍敷層厚度最大為80µm仍可進行熔接。由此，鍍敷層厚度宜設為80µm以下。又，若鍍敷層厚度小於5µm，則耐蝕性會降低，故鍍敷層宜為5µm以上。
於鍍敷層中包含Al-Fe合金層時，Al-Fe合金層厚度為數10nm~5µm上下，其係小於上層之Zn-Al-Mg合金層厚度之1/10左右的厚度。Al-Fe合金層會與鋼材和Zn-Al-Mg系合金層結合，而提升鍍敷層之耐剝離性。界面合金層之厚度可藉由在製造鍍敷鋼材時之鍍浴溫度或鍍浴浸漬時間等各種條件來控制。相較於上層之Zn-Al-Mg系合金層之熔點，界面合金層之熔點通常較高，因此對熔接性整體造成的影響較小，形成具有該程度之厚度的Al-Fe合金層並無任何問題。 由於整個鍍敷層厚度會受到鍍敷條件的影響，故整個鍍敷層厚度並不一定限定於5~80µm之範圍。在一般熔融鍍敷法中，整個鍍敷層厚度會受到鍍浴之黏性及比重所影響。而且，可藉由鋼材(鍍敷原板)的抽出速度及擦拭(wiping)的強弱來調整鍍敷層厚度。
Al-Fe合金層係形成於鋼材表面(具體而言為鋼材與Zn-Al-Mg合金層之間)且作為組織以Al 5Fe相為主相之層。Al-Fe合金層係藉由基鐵(鋼材)及鍍浴之相互原子擴散而形成。當採用熔融鍍敷法作為製法時，在含有Al元素之鍍敷層中易形成Al-Fe合金層。由於鍍浴中含有一定濃度以上之Al，故Al 5Fe 2相會形成最多。然而，原子擴散需要時間，而且在靠近基鐵之部分亦會有Fe濃度升高之部分。因此，Al-Fe合金層有時也會局部包含少量AlFe相、Al 3Fe相、Al 5Fe相等。又，由於鍍浴中亦含有一定濃度之Zn，故於Al-Fe合金層中也會含有少量Zn。
當於鍍敷層中含有Si時，Si尤其易被組入Al-Fe合金層中，有時會形成Al-Fe-Si金屬間化合物相。作為可辨識之金屬間化合物相會有AlFeSi相，且作為異構物會存在α-AlFeSi相、β-AlFeSi相、q1-AlFeSi相及q2-AlFeSi相等。因此，Al-Fe合金層有時會檢測出該等AlFeSi相等。包含該等AlFeSi相等之Al-Fe合金層亦稱為Al-Fe-Si合金層。
接著，說明整個鍍敷層之平均化學組成。 此外，當鍍敷層為Zn-Al-Mg合金層之單層結構時，「整個鍍敷層之平均化學組成」為Zn-Al-Mg合金層之平均化學組成。又，當鍍敷層為Al-Fe合金層及Zn-Al-Mg合金層之積層結構時，「整個鍍敷層之平均化學組成」為Al-Fe合金層及Zn-Al-Mg合金層之合計的平均化學組成。
通常以熔融鍍敷法而言，鍍敷層之形成反應幾乎都會在鍍浴內完成，故Zn-Al-Mg合金層之化學組成大致等同於鍍浴之化學組成。又，在熔融鍍敷法中，Al-Fe合金層在浸漬於鍍浴後，會立即瞬間形成並成長。然後，Al-Fe合金層之形成反應會在鍍浴內完成，其厚度相對於Zn-Al-Mg合金層多半也夠小。因此，在鍍敷後，只要不進行加熱合金化處理等的特別熱處理，整個鍍敷層之平均化學組成實質上會等於Zn-Al-Mg合金層之化學組成，可忽視Al-Fe合金層等之成分。
以下，說明鍍敷層所含之元素。
Zn：65%以上 Zn為低熔點金屬，會成為鍍敷層之主相存在於鋼材上。與不具鍍敷層之鋼材相比，鍍敷鋼材之熔接性變差的理由在於：Zn會與電極進行反應而造成電極與鍍敷層之通電狀態產生變化。通常，點熔接之電極多半使用銅製電極，但Zn與銅(Cu)一旦曝露在高溫下便會起反應。若與Cu和Al之情況作比較，該Zn與銅之反應性小。可推測這與Al-Cu會形成共晶組成有關。另一方面，Zn會確保耐蝕性，係用以獲得對於鋼材之犧牲性防蝕作用的必要元素。若Zn含量小於65%，則犧牲性防蝕性會不足。因此，Zn含量設為65%以上。較宜設為70%以上。此外，Zn含量上限為Zn除外之元素及不純物以外之剩餘部分的量。
Al：0.2%~小於4.0% Al與Zn同樣為構成鍍敷層主體之元素。Al所具有之犧牲性防蝕作用小，但藉由於鍍敷層中含有Al，便會提升平面部耐蝕性及熔接部之耐蝕性。又，若於鍍敷層中不存在Al，則無法將Mg穩定的維持在鍍浴中。因此，Al係作為在製造上不可或缺的元素添加於鍍浴中。
鍍敷層中所含有之Al，在點熔接時會與銅電極進行反應。反應物會成為Al-Cu系金屬間化合物，使傳導性變差且使電極壽命縮短。在本實施形態中，使較多Zn固溶於鍍敷層之金屬組織中的Al相中來製成Al-Zn相、以及將CaZn 13相之結晶粒徑增大，以此作為用以使Al之影響落在最小限度內之手段，藉此實現與銅電極之反應性的降低。詳細內容將於後續說明。
將Al含量設為0.2%以上，該Al含量係為了大量含有後述Mg所需之含量，若為該含量以下，則作為鍍浴之建浴會變得困難。亦即，若將含有Mg之浴維持在熔融狀態下，則會與空氣中的氧進行反應而形成大量的MgO系氧化物，而難以作為鍍浴使用。Al會在浴表面形成緻密的Al 2O 3被膜，而具有可抑制Mg氧化的效果。因此，於含有Mg之鍍浴中，宜添加Al。另外，Al亦為有助於提升熔接部之耐蝕性的元素。在鍍敷層中之Al含量若過少，則會有熔接部之耐蝕性變差的情形。因此，Al含量設為0.2%以上。
將Al含量設為小於4.0%之原因在於若為其以上之含量，則容易在鍍敷層中大量析出Al相。若析出大量Al相，則點熔接性及連續焊點性會降低，或導電度、熱傳導率會上升。此外，若Al含量過多，則會導致Al 2O 3容易形成於鍍敷層表面，且在點熔接時，與電極之反應性會變得活躍，而造成電流值變得不穩定且適當電流範圍變窄。又，若Al含量過多，則會優先形成Al-Ca-Si金屬間化合物層，而有無法確保所期望之量的Ca-Zn系合金相、尤其是CaZn 13相的情形。後續將會詳細說明，藉由形成預定量之CaZn 13相，可實現擴大適當電流範圍及增加連續焊點數。因此，考量在點熔接時與電極的反應及確保CaZn 13相之析出量，將Al含量上限設為小於4.0%。較佳之Al含量為大於1.5%且3.5%以下，亦可為大於2.0%且3.0%以下。
又，作為與Al同樣可抑制Mg氧化之元素，有Ca、Y、La、Ce、Sr。因此，在令[X]為各元素X之質量濃度(%)時，可藉由滿足下述式(1)來抑制Mg在鍍浴中氧化。其結果，鍍敷層之平均化學組成不會落在目標組成之外，而且可在鍍敷層中形成大量MgZn 2相，而能提升鍍敷層之耐蝕性，並且能擴大點熔接時之適當電流範圍。
2.5×[Al]+2×[Ca]+[Y]+[Sr]+[La]+[Ce]＞[Mg]…(1)
Mg：大於4.0%~小於12.5% Mg具有犧牲性防蝕效果，係可提高鍍敷層之耐蝕性的元素。於鍍敷層中含有一定量以上之Mg，藉此可於鍍敷層中形成MgZn 2相。鍍敷層中之Mg含量越高，會形成越多的MgZn 2相，進而耐蝕性提升。又，MgZn 2相之熔點係較Zn相之熔點更高溫，若鍍敷層中含有大量MgZn 2相，則Zn與電極之反應性會變得不佳。亦即，已與Mg鍵結之Zn其熔點會提高，因此與電極之反應性會相應地降低，而可達成電極之長壽化。又，Mg容易氧化，因此，在點熔接時，僅稍微熔融之Mg會立即氧化而形成一定厚度之MgO氧化物。所述Mg之氧化傾向會比Al、Zn更大。因此，若對於含有適量Mg之鍍敷層實施數個焊點的點熔接，則電極表面會被薄的Mg氧化被膜覆蓋，以致鍍敷層表面與電極之間的狀態恆常穩定，且電流值穩定。又，該Mg氧化被膜會成為電極與鍍敷層之反應性的熔附及反應之障壁，而可大幅提升銅電極壽命。
將Mg含量設為大於4.0%係為了充分確保耐蝕性。另外，當Mg含量為4.0%以下時，Zn與銅電極的反應性會變得活躍，且適當電流值會變窄。另一方面，若Mg含量過多，則難以製造鍍敷鋼材、於加工時會產生鍍敷層之粉化，因此其上限為小於12.5%。較佳之Mg含量為大於5.0%且10.0%以下，亦可為大於5.0%且8.0%以下。
Ca：0.15%~小於3.00% Ca係可最大幅有助於點熔接性之元素。Ca係在大氣中最容易氧化之元素，與Mg同樣地，在鍍敷層中少量熔融之Ca會立即形成氧化被膜，覆蓋銅電極表面，而有成為電極與Zn相及電極與Al相之反應障壁的作用。亦即，藉由使鍍敷層中含有Ca，可做成適當電流範圍變廣且連續焊點數也增加的傾向。又，如先前所述，Ca具有可抑制鍍浴中之Mg氧化而可提高鍍浴之穩定性的效果。 又，當在鍍敷層中含有Ca時，會形成Zn-Ca系或Al-Ca-Si系之化合物。該等化合物會成為鍍敷層凝固時之初晶、成為MgZn 2相成長的起點而可促進形成粗大MgZn 2相。
將Ca含量設為0.15%以上，該Ca含量係在確保適當電流值以及連續焊點上所需之含量，若Ca濃度小於0.15%，則Zn與銅電極之反應性會變得活躍，以致適當電流值變窄，連續焊點數也降低。又，若Ca含量過少，則有上述Zn-Ca系化合物、尤其CaZn 13相之形成量變得不足之情形。另一方面，若Ca含量超過上限，則會有鍍浴之建浴變得困難的傾向。又，若Ca含量過多，則有浮渣等之附著增加，熔接性亦變差的傾向，還會有適當電流值變窄且連續焊點數降低之情形。由此，Ca設為0.15%以上~小於3.00%，宜設為0.20%以上且小於2.00%，較宜設為0.20%以上且小於1.50%。
元素群A Sn：0%~小於3.0%、 Bi：0%~小於1.0%、 In：0%~小於1.0% 於鍍敷層中亦可含有元素群A中之任1種或2種以上。作為元素群A之Sn、Bi及In在點熔接時的效果不大。另一方面，該等元素具有可使犧牲性防蝕作用提升之功用。惟，該等元素具有強烈的較Zn更會與Mg鍵結的傾向，會造成所含有之Mg其效果變小，因此該等元素之含量有上限。若Sn、Bi及In之各含量超過上限，則有浮渣等之附著增加，熔接性亦皆變差的傾向，還會有適當電流值變窄且連續焊點數降低之情形。因此，Sn設為0~小於3.0%，較宜設為大於0%且小於3.0%。Bi設為0%~小於1.0%，較宜設為大於0%且小於1.0%。In設為0%~小於1.00%，較宜設為大於0%且小於1.00%。Sn設為0~小於3.0%，較宜設為大於0%且小於3.0%。Bi設為0%~小於1.0%，較宜設為大於0%且小於1.0%。In設為0%~小於1.0%，較宜設為大於0%且小於1.0%。
元素群B Sc：0%~小於0.50%、 Y：0%~小於0.50%、 La：0%~小於0.50%、 Ce：0%~小於0.50%、 Sr：0%~小於0.50% 於鍍敷層中亦可含有元素群B中之任1種或2種以上。作為元素群B之Sc、Y、La、Ce、Sr係有助於點熔接性能之元素。Sc、Y、La、Ce、Sr亦與Ca同樣會在大氣中氧化，而有成為Cu電極與Zn相、Al相之反應障壁的效果。又，該等元素具有可抑制鍍浴中之Mg氧化而可提高鍍浴之穩定性的效果。為了適宜發揮所述效果，該等元素之含量設為大於0%，較宜設為0.01%以上。惟，各元素之含量有上限。Sc、Y、La、Ce、Sr分別設為0%~小於0.50%，且宜設為大於0%且小於0.50%，較宜設為0.01%以上且小於0.50%。
元素群C Si：0%~小於2.50%、 B：0%~小於0.50%、 P：0%~小於0.50% 於鍍敷層中亦可含有元素群C中之任1種或2種以上。作為元素群C之Si、B及P係屬於半金屬之元素。一般而言，該等元素也會在鍍敷層中形成含Zn、Al之金屬間化合物，結果鍍敷層變得不易熔融，而鍍敷層與電極之反應性降低。亦即，藉由在鍍敷層中含有元素群C，會有適當電流範圍變廣的傾向。惟，於元素群C不具有如Mg、Ca這般會在電極表面形成被膜的效果。各元素之含量有上限，若超過含量上限，則有浮渣等之附著增加，熔接性亦皆變差的傾向。由此，Si設為0%~小於2.50%，且宜設為大於0%且小於1.00%，B及P分別設為0%~小於0.50%，且宜設為大於0%且小於0.50%。
元素群D Cr：0%~小於0.25%、 Ti：0%~小於0.25%、 Ni：0%~小於1.0%、 Co：0%~小於0.25%、 V：0%~小於0.25%、 Nb：0%~小於0.25%、 Cu：0%~小於1.0%、 Mn：0%~小於0.25%、 Mo：0%~小於0.25%、 W：0%~小於0.25%、 Zr：0%~小於0.25%、 Fe：0%~小於5.0%、 Ag：0%~小於1.0% 於鍍敷層中亦可含有元素群D中之任1種或2種以上。作為元素群D之Cr、Ti、Ni、Co、V、Nb、Cu、Mn、Mo、W、Zr、Ag及Fe為金屬元素，藉由將該等元素組入鍍敷層中，可製作取代固溶體或新的高熔點金屬間化合物。藉此，鍍敷層變得不易熔融，而鍍敷層與銅電極的反應性降低。亦即，藉由在鍍敷層中含有元素群D，會有適當電流範圍變廣的傾向。惟，於元素群D不具有如Mg、Ca這般會在電極表面形成被膜的效果，若與該等Mg、Ca相比，元素群D之點熔接性之改善效果小。尤其，當存在元素群B中之至少1種以上元素時，有時無法確認到元素群D所帶來之明顯效果。另一方面，若併用元素群B、元素群C及元素群D，則於點熔接時之適當電流範圍會進一步擴大。元素群D之各元素之含量有上限，若超過含量上限，則有浮渣等之附著增加，熔接性亦皆變差的傾向。因此，Cr、Ti、Co、V、Nb、Mn、Mo、W及Zr分別設為0%~小於0.25%，宜設為大於0%且小於0.25%。Ni、Cu分別設為0%~小於1.0%，宜設為大於0%且小於1.0%。Ag設為0%~小於1.0%。又，Fe有時會無法避免地含有於鍍敷層中。其原因在於在鍍敷製造時，Fe有時會從基鐵擴散至鍍敷層中。由此，Fe含量為0%~小於5.00%，亦可為大於0%且小於5.0%。
元素群E Sb：0%~小於0.5%、 Pb：0%~小於0.5% 作為元素群E之Sb及Pb係與Zn性質相仿之元素。因此，藉由含有該等元素，雖然在點熔接性方面不會發揮特別效果，但在鍍敷外觀上會有容易形成鋅花紋樣等的效果。惟，若含有過多Sb及Pb，則會有點熔接後之耐蝕性降低的情形。因此，Sb及Pb分別設為0%~小於0.5%。
元素群F Li：0%~小於0.5%、 Na：0%~小於0.05%、 K：0%~小於0.05% 作為元素群F之Li、Na及K係屬於鹼金屬之元素。該等元素具有非常容易氧化之性質，但幾乎不會在點熔接中發揮特別效果。惟，若大量含有該等元素，則該等元素會在鍍浴表面氧化形成浮渣，以致難以建浴。因此，Li設為0%~小於0.5%，Na、K分別設為0%~小於0.05%。
剩餘部分：65%以上之Zn及不純物 在剩餘部分之中，Zn係如先前所述。又，鍍敷層中之不純物係指原材料所含之成分或在製造步驟中混入之成分，而非刻意含有之成分。例如，於鍍敷層中有時會因鋼材(基鐵)與鍍浴之相互原子擴散而作為不純物亦混入微量的Fe以外之成分。
鍍敷層之平均化學組成的辨識可依以下方法實施。 首先，獲得利用酸將鍍敷層剝離溶解後之酸溶液，該酸含有可抑制基鐵(鋼材)腐蝕之抑制劑。接著，利用ICP發光分光分析法或ICP-MS法測定所得之酸溶液。藉此可獲得鍍敷層之平均化學組成。關於酸種類，若為可溶解鍍敷層之酸則無特別限制。若預先測定剝離前後之面積與重量，也能同時獲得鍍敷附著量(g/m 2)。
接著，說明鍍敷層之組織形態。 鍍敷層中含有之相的佔有比率及其大小會大幅影響鍍敷層之點熔接性。即便為相同成分組成之鍍敷層，依製法之不同，其金屬組織中所含之相或組織會變化而成為性質不同者。關於鍍敷層之金屬組織的確認，利用附能量分散型X射線分析裝置之掃描型電子顯微鏡(SEM-EDS)可容易進行確認。具體而言，在加工成鏡面後之鍍敷層截面中獲得譬如反射電子影像，藉此可確認鍍敷層之大致的金屬組織狀態。此處所謂的「鍍敷層截面」係指鍍敷層其沿著厚度方向的截面，且係指垂直鍍敷層表面的截面。 本實施形態之鍍敷層厚度為5~80µm左右，故在SEM下宜在500~5000倍之視野中確認該金屬組織。例如，在2000倍之倍率下確認厚度25µm之鍍敷層截面時，每一視野可確認25µm(鍍敷厚度)×40µm(SEM視野寬度)=1000µm 2之區域的鍍敷層截面。若為本實施形態，由於針對鍍敷層之SEM視野設定可能會觀察局部之視野，因此為了獲得關於鍍敷層之組織形態的平均資訊，只要從任意截面選出25點之視野並做成平均資訊即可。亦即，觀察合計25000µm 2之視野中之金屬組織，並決定構成鍍敷層之金屬組織的相或組織面積率、及尺寸即可。
在可簡單判別鍍敷層所含之相或組織的觀點上，係以藉由SEM所得之反射電子影像為佳。譬如Al這種原子序號小的元素會被成像為黑色，譬如Zn這種原子序號大的元素會被拍攝成白色，因而可簡單讀取該等組織的比率。
在鍍敷層中之各相的確認方面，係在EDS分析中精準確認相之組成，並從元素分佈圖等讀取大致同等的成分相來特定出相即可。可使用EDS分析者可藉由獲得元素分佈影像來判別組成大致相同之相。若能特定出組成大致相同之相，便可得知在觀察視野中之該結晶相的面積。若掌握面積，則可藉由計算來求算等效圓直徑，從而可算出平均結晶粒徑。 「等效圓直徑」之求算方式採用以下方法。首先，使用市售影像處理軟體對EDS元素分佈影像實施二值化影像處理，僅提取出欲求算等效圓直徑之相。在去除雜訊後，計測各結晶相之面積。透過計算來求算具有面積等於所計測之面積的圓，藉此可求算等效圓直徑。可藉由算術平均從各結晶相的等效圓直徑導出平均結晶粒徑。
又，可從在觀察視野中之各相面積求算在鍍敷層之相比率。此外，在本實施形態中，係將特定相於鍍敷層中所佔之面積率視為該相在鍍敷層中之體積率。 各相面積採用以下方法。首先，使用市售影像處理軟體，藉由二值化影像處理從EDS元素分佈影像提取出同組成之相。在去除雜訊後，藉由計測所提取之相的面積，可求算同組成之相的面積。此外，本實施形態之界面合金層會形成於鍍敷層與鋼材之境界，且該界面合金層為Al-Fe系之層。因此，在EDS元素分佈影像中，可作為於鋼材上Al與Fe重疊之區域來進行提取。又，在界面合金相之辨識中，亦可使用藉由SEM所得之反射電子影像作為輔助，此時，由於Al為輕元素，因而界面合金層可作為於鋼材上之暗區來確認。
以下，說明鍍敷層所含之相及組織。 圖1係藉由SEM所得之實施例22之鍍敷層截面其金屬組織之反射電子影像的一例。在圖1中，符號1表示MgZn 2相，符號2表示CaZn 13相，符號3表示Al-Zn相，符號4表示共晶組織，符號5表示界面合金層。
關於本實施形態之鍍敷層，在藉由SEM對其金屬組織觀察合計25000µm 2之視野時，其包含：10~40面積%之MgZn 2相、0~15面積%之Zn含有率為10%以上的Al-Zn相、0~5面積%之Zn含有率小於10%的Al相、1~15面積%之CaZn 13相、30面積%以上之共晶組織([Al/MgZn 2/Zn三元共晶組織]與[MgZn 2/Zn二元共晶組織]之合計)。上述之相及組織以鍍敷層之面積分率計宜為90%以上。
MgZn 2相 本實施形態之MgZn 2相係在鍍敷層中Mg濃度為16%(±5%)且Zn濃度為84(±5%)之區域。MgZn 2相在SEM反射電子影像中多半係被拍攝為Al與Zn之中間色的灰色。在SEM反射電子影像中，可從Al-Zn相、Al相、[Al/MgZn 2/Zn三元共晶組織]、[MgZn 2/Zn二元共晶組織]等明確區別出MgZn 2相。
在本實施形態之鍍敷層的成分組成中，會生成大量的塊狀MgZn 2相。藉由在鍍敷層中存在大量MgZn 2相，於點熔接時之適當電流範圍會有增大的傾向。又，藉由在鍍敷層中存在大量MgZn 2相，可使[Al/MgZn 2/Zn三元共晶組織]、[MgZn 2/Zn二元共晶組織]所含之Zn相的比率相對減少，而可減少鍍敷層與點熔接機之電極的反應性。又，在點熔接時，MgZn 2相中的少量會熔解，Mg在大氣中氧化而在銅電極表面形成Mg系氧化物被膜。該Mg系氧化物被膜多半會在電極的最初10焊點以內形成，由於存在該Mg系氧化物被膜，後續之適當電流值也會穩定化，以致電極之反應不易進行。
在鍍敷層中，MgZn 2相的面積率為10%以上。在鍍敷層中Mg含量上升的同時，MgZn 2相之體積率也會增加，而可改善點熔接性。該MgZn 2相之面積率宜為15%以上，較宜為20%以上，或以30%以上更佳。MgZn 2相之面積率上限設為40%以下。以定為本實施形態之對象的鍍敷層其平均化學組成範圍而言，難以將MgZn 2相面積率做成大於40%。此外，在本實施形態中，[Al/MgZn 2/Zn三元共晶組織]及[MgZn 2/Zn二元共晶組織]所含之MgZn 2不包含於MgZn 2相之面積率中。
藉由使鍍敷層中之MgZn 2相的粒徑大幅成長而提高其面積率，會變得不易因點熔接之熱輸入而熔解且不易與電極進行反應。亦即，可進一步改善連續焊點性。又，在點熔接後，具優異耐蝕性之相也會殘留，因此耐蝕性亦會提升。為了使MgZn 2相成長以提高其面積率，宜含有選自Ca及元素群B中之1種以上元素。
Al相 本實施形態之Al相係在鍍敷層中Al濃度為90質量%以上之區域。在該Al相中可包含Zn，但此時，Al相中之Zn濃度係小於10%。可根據該Zn濃度之差異來與Al-Zn相作區別。Al相在SEM反射電子影像中可與其他相及組織明確區別。亦即，在SEM反射電子影像中，Al相多半呈現最黑的顏色。在本實施形態中，Al相在任意截面中具有各種形態，會有以塊狀或圓形、扁平形等樹狀之截面出現的情況等。欲算出Al相面積率時，作為對象之Al相係設為結晶粒徑為1µm以上之Al相。亦即，在本實施形態中，係將結晶粒徑1µm以上之Al相視為「Al相」，結晶粒徑小於1µm之Al相不包含於Al相面積率中。
Al相會使點熔接性降低。若Al相出現在鍍敷層表面，則會形成Al 2O 3等的薄膜之絕緣性被膜，以致適當電流範圍會縮小，除此以外，還會與銅電極進行反應，在與電極之間會形成Al-Cu系金屬間化合物，而使電極壽命大幅降低，並使連續焊點性降低。若使Al相面積率為5%以下，則會有在點熔接中電極壽命增長的傾向。因此，Al相設為5面積%以下，宜設為0面積%。
Al-Zn相 在本實施形態之Al-Zn相係包含10質量%以上之Zn與Al的相。Al-Zn相係粒徑1µm左右之微細Zn相(以下稱為微細Zn相)與粒徑小於1µm之微細Al相(以下稱為微細Al相)的集合體。在熔融狀態之鍍敷層中，Al會形成具有與室溫時之結晶結構不同的結構，可固溶大量Zn相，而作為含有50%左右之Zn的高溫穩定相來存在。另一方面，在室溫下，於該高溫穩定相中Zn固溶量會極度減少，Al與Zn會平衡分離，而變成是作為包含微細Al相及微細Zn相之Al-Zn相的形態存在。亦即，Al-Zn相係以10~80質量%的比率含有微細Zn相之相。由於該Al-Zn相也與鍍敷層所含之Al相及Zn相的性質不同，故在反射電子SEM影像或廣角X射線繞射上可加以區別。在廣角X射線繞射上，Al-Zn相例如係作為Al 0.403Zn 0.597(JCPDS card # 00-052-0856，JCPDS：粉末繞射標準聯合委員會(Joint Committee on Powder Diffraction Standards))、或Al 0.71Zn 0.29(PDF card#00-019-0057，PDF：粉末繞射檔案(Powder Diffraction File))等而具有固有繞射峰。因此，在本實施形態中係將Al濃度為90~20質量%且Zn濃度為10~80質量%之相定為Al-Zn相。藉由將Al-Zn相之區域包圍在封閉空間中，也可定義Al-Zn相之結晶尺寸。
Al相對於熔接電極的反應性極高，會使熔接性明顯不穩定。另一方面，由於Al-Zn相係作為微細Al相與微細Zn相一同包含於相中，因此Al-Zn相與電極之反應性會比前述Al相與電極之反應性更低。並且，不會在鍍敷層表面形成Al 2O 3氧化被膜等會對熔接性造成不良影響的薄被膜，以結果而言可改善熔接性。
在本實施形態中，鍍敷層中含有一定濃度以上之Al，因此依製造條件之不同，會形成0~15面積%之Al相。然而，藉由嚴格選擇製法，可抑制塊狀或樹狀Al相之形成且使較多Al作為Al-Zn相存在。亦即，Al-Zn相越增加，越可使Al相減少。又，Al-Zn相也較Al相更不易與銅電極等進行反應，且會有擴大適當電流範圍的傾向。因此，關於Al，從熔接性的觀點來看，相較於作為Al相存在於鍍敷層中，盡可能使Zn組入Al相中而使其作為Al-Zn相存在會更理想。
在鍍敷層中，Al-Zn相的面積率設為0~15面積%之範圍。如前所述，就本實施形態之鍍敷層的平均化學組成範圍而言，將Al-Zn相的面積率做成大於15%是困難的，因此將Al-Zn相之面積率的上限設為15面積%以下。
CaZn 13相 本實施形態之CaZn 13相係在鍍敷層中Ca濃度為5%(±3%)且Zn濃度為95(±3%)之區域。CaZn 13相在SEM反射電子影像中多半以白色表示，故在拍攝影像之狀態下難以判別CaZn 13相與Zn相。因此，可藉由取得EDS影像來判別CaZn 13相與其他構成相。CaZn 13相於熔接時會少量熔解，已熔解之Ca會立即形成氧化被膜，並覆蓋銅電極表面，因而具有成為對於Zn相、Al相與銅電極之反應之障壁的作用。因此，藉由在鍍敷層中含有CaZn 13相，會有適當電流範圍變廣且連續焊點數也增加的傾向。又，CaZn 13相會在鍍敷凝固時作為初晶析出，並作為前述MgZn 2相之凝固核發揮作用，而具有在鍍敷凝固時促進MgZn 2相成長之效果。經粗大化之MgZn 2相可提升熔接性。
由此，CaZn 13相設為1.0~15面積%之範圍。以鍍敷層之平均化學組成範圍而言，難以將CaZn 13相面積率做成大於15%，因此將CaZn 13相面積率上限設為15面積%以下。又，藉由將CaZn 13相設為1.0面積%以上，適當電流範圍會變廣且連續焊點數也會增加。
又，藉由使鍍敷層中之CaZn 13相的粒徑大幅成長，便不易因點熔接之熱輸入而熔解，且不易與電極進行反應。亦即，可進一步改善連續焊點性。因此，在CaZn 13相之中，按圓等效直徑由大至小的順序，前80%為止之CaZn 13相的平均圓等效直徑宜為10µm以上。例如，若觀察視野內有100個CaZn 13相，則按圓等效直徑由大至小的順序求出前80個CaZn 13相之圓等效直徑的平均即可。此外，將鍍敷層截面中合計25000µm 2之視野設為CaZn 13相之觀察視野。亦即，將鍍敷層截面中合計25000µm 2視野中之金屬組織其CaZn 13相之圓等效直徑分別求出，並按圓等效直徑由大至小的順序求出前80%之CaZn 13相之圓等效直徑的平均即可。
Ca作為與Zn之化合物除了會形成CaZn 13相以外，亦會形成CaZn 11相、CaZn 5相，但以本實施形態之浴組成而言，CaZn 13相以外的比率很小，因此幾乎不會影響熔接性及耐蝕性。Ca作為與Al之代表性化合物會有形成Al 2CaZn 2相之情形，但其在本實施形態中之形成比率也很小，因此幾乎不會影響熔接性及耐蝕性。可在廣角X射線繞射上區別CaZn 13相、及CaZn 13相以外之相。
又，Ca作為與Al及Si之化合物會形成Al 2CaSi 2相。Al 2CaSi 2相與CaZn 13相同樣會在熔接時少量熔解並覆蓋電極，因而具有改善熔接性之效果。但，Al 2CaSi 2相會有析出至鍍敷層與鋼材之界面的傾向，因此相較於CaZn 13相，Al 2CaSi 2相之熔接性的改善效果不佳。亦即，以CaZn 13相之形態析出會比以Al 2CaSi 2相之形態析出更佳。
[共晶組織] 在本實施形態之成分組成中，藉由共晶反應會形成[Al/MgZn 2/Zn三元共晶組織]以及[MgZn 2/Zn二元共晶組織]。該等共晶組織中之Zn相與Al相進行比較時，該Zn相之影響程度較小，但在點熔接時，該Zn相會與銅電極進行反應而對連續焊點壽命造成不良影響。 共晶組織在SEM影像中可作為層片狀組織來觀察，故能與其他組織明確區別。
[Al/MgZn 2/Zn三元共晶組織] [Al/MgZn 2/Zn三元共晶組織]係由Al相、MgZn 2相及Zn相所構成之共晶組織，其在反射電子SEM影像中可與MgZn 2相及上述Al相明確區別。
於[Al/MgZn 2/Zn三元共晶組織]中包含Zn相。該Zn相係Zn濃度為95質量%以上且Ca濃度小於2%之區域。[Al/MgZn 2/Zn三元共晶組織]中之Zn相在SEM反射電子影像中多半會被拍攝成最白的顏色。[Al/MgZn 2/Zn三元共晶組織]所含之Al相係作為微細Al相而與MgZn 2相及Zn相一同包含。因此，其與電極之反應性會較前述Al相更低，而且，不會在鍍敷層表面形成Al 2O 3氧化被膜等會對熔接性造成不良影響的薄被膜，以結果而言可改善熔接性。
[MgZn 2/Zn二元共晶組織] [MgZn 2/Zn二元共晶組織]係由MgZn 2相及Zn相所構成之共晶組織，其在反射電子SEM影像中可與MgZn 2相、Al相、[Al/MgZn 2/Zn三元共晶組織]明確區別。
於[MgZn 2/Zn二元共晶組織]中包含Zn相。該Zn相係Zn濃度為95質量%以上且Ca濃度小於2%之區域。[MgZn 2/Zn三元共晶組織]中之Zn相在SEM反射電子影像中多半會被拍攝成最白的顏色。於[MgZn 2/Zn二元共晶組織]中不包含Al相。因此，[MgZn 2/Zn二元共晶組織]對於連續焊點性所帶來之不良影響會比[Al/MgZn 2/Zn三元共晶組織]更小。
另一方面，若[Al/MgZn 2/Zn三元共晶組織]與[MgZn 2/Zn二元共晶組織]之合計面積率小於30.0面積%，則隨著面積率減少，Zn相也會變少，鍍敷層之犧牲性防蝕性降低，以致無法維持耐蝕性。因此，有效作法係[Al/MgZn 2/Zn三元共晶組織]與[MgZn 2/Zn二元共晶組織]之合計面積率設為30.0面積%以上。亦即，使包含Zn相之[Al/MgZn 2/Zn三元共晶組織]及[MgZn 2/Zn二元共晶組織]某個程度存在於鍍敷層中，藉此可確保犧牲性防蝕性並提升熔接部周圍之耐蝕性。又，盡可能使鍍敷層中之Al組入[Al/MgZn 2/Zn三元共晶組織]中，來使不包含於[Al/MgZn 2/Zn三元共晶組織]中之Al相其面積率降低，藉此可提升連續焊點性。[Al/MgZn 2/Zn三元共晶組織]與[MgZn 2/Zn二元共晶組織]之面積率上限無特別限制，可設為85.0面積%以下，可設為80.0面積%以下，可設為75.0面積%以下，可設為70.0面積%以下，亦可設為65.0面積%以下。
另一方面，藉由於鍍敷層中含有Zn、Mg及Al以外之元素，有時會形成其他金屬相。例如，Si會形成Mg 2Si相等。雖然在其他金屬相中對於提升熔接性及耐蝕性會有效果，但其影響並不明顯。從本實施形態之鍍敷層組成看來，難以將其他金屬相之面積率合計做成大於10面積%，因此其他金屬相之面積率宜為10面積%以下。
接著，說明藉由熔融鍍敷法製造本實施形態之鍍敷鋼材的情況。本實施形態之鍍敷鋼材可以浸漬式鍍敷法(分批式)、連續式鍍敷法中之任一者來製造。
作為鍍敷對象之鋼材其大小、形狀、表面形態等無特別限制。若為鋼材，則通常的鋼材、高張力鋼、不鏽鋼等亦可應用。最宜為一般結構用鋼的鋼帶。可事先利用噴珠、研磨刷等進行表面精加工，在使Ni、Fe、Zn、Sn、鍍敷等1µm以下之金屬膜或合金膜附著於表面之後再進行鍍敷也無妨。又，作為鋼材之事先處理，宜以脫脂、酸洗將鋼材充分洗淨。
在藉由H 2等還原性氣體將鋼材表面充分加熱及還原之後，使鋼材浸漬於已調合為預定成分之鍍浴中。高張力鋼等一般也會將退火時的氣體環境加濕，利用內部氧化法等對於高Si、Mn鋼等確保鍍敷密著性，藉由進行所述處理，通常可將未鍍、外觀不良很少的鍍敷鋼材以與一般鋼材相同的方式進行鍍敷。所述鋼材雖然會在基鐵側觀察到晶粒系的細微鋼材表面或內部氧化被膜層，但並不影響本發明性能。
關於鍍敷層成分，當為熔融鍍敷法時，可藉由所建浴之鍍浴成分來控制鍍敷層成分。鍍浴之建浴係藉由混合預定量之純金屬，並利用譬如在非活性氣體環境下之熔解法來製作鍍浴成分之合金。當為本實施形態時，鍍浴成分設為與欲製造之鍍敷層的化學成分大致相同即可。
藉由將表面經還原之鋼材浸漬於維持在預定濃度之鍍浴中，會形成成分大致等同於鍍浴成分之鍍敷層。在浸漬時間之長時間化或是凝固完成為止需要長時間的情況下，界面合金層之形成會變得活躍，因此鍍敷層中之Fe濃度有時也會升高。在此種情況下，可藉由降低浴溫來抑制鍍敷層中之Fe含量。具體而言，可藉由令浴溫低於500℃來使其與鍍敷層之反應急速變慢，因此即便在活躍地形成界面合金層方面有疑慮的情況下，於鍍敷層中所含有之Fe含量也通常會落在小於5.0%。
為了形成熔融鍍敷層，宜將鍍浴保溫在450℃~550℃。而且，宜將還原後之鋼材浸漬於該鍍浴中數秒。在還原後之鋼材表面，會有Fe擴散至鍍浴中與鍍浴進行反應，而在鍍敷層與鋼材界面形成界面合金層(主要為Al-Fe系金屬間化合物層)的情況。當形成界面合金層時，界面合金層下方的鋼材與上方的鍍敷層會在金屬化學方面更牢固地結合。
在將鋼材浸漬於鍍浴中預定時間之後，將鋼材從鍍浴取出，在附著於表面之金屬呈熔融狀態時進行N 2擦拭，藉此將鍍敷層調整為預定厚度。鍍敷層厚度宜調整為3~80µm。若換算成鍍敷層之附著量，則每面為20~500g/m 2。又，鍍敷層厚度亦可調整為5~70µm。若換算成附著量，則每面為約30~400g/m 2。
在調整鍍敷層之附著量後，使已附著之熔融金屬凝固而形成鍍敷層。關於鍍敷層凝固時之冷卻手段，可藉由吹送氮、空氣、或氫及氦之混合氣體來進行，亦可為噴霧冷卻，亦可浸水。宜為噴霧冷卻，且較宜為使氮中包含水之噴霧冷卻。鍍敷層凝固時之冷卻速度可藉由含水比率來調整。
已知在通常作業條件之鍍敷凝固條件下，有時無法進行所期望之組織控制，故而會有無法滿足預定性能的情況。因此，於以下說明可獲得本實施形態之鍍敷層的冷卻步驟。
浴溫~400℃之間的平均冷卻速度：低於20℃/秒 浴溫~400℃之溫度區係可活躍形成CaZn 13及MgZn 2相之溫度區。在該溫度區中，鍍敷層會逐漸開始凝固。當為本實施形態之鍍敷層的平均化學組成時，從熔融鍍敷層最先凝固的核，除了微量的金屬間化合物相以外，就是CaZn 13，而CaZn 13通常會成為初晶。在CaZn 13析出後，會接著析出MgZn 2相，且在380℃附近MgZn 2相會成為主相。 又，在浴溫~400℃之溫度區中，作為其他相之Al-Zn相、Al相及Zn相皆幾乎不會形成。另一方面，當浴溫~400℃之溫度區的平均冷卻速度快時，凝固係以非平衡之方式進行，因此即使為本實施形態之鍍敷組成，有時仍會形成少量Al-Zn相或Zn濃度小於10質量%之Al相。如先前所述，尤其當鍍浴之Al含有率高時會有形成Al相之傾向，若Al相過多則會損及熔接性。又，Al-Zn相及Al相雖僅為些許但仍會將Ca固溶。因此，若形成Al-Zn相、Al相，則會有CaZn 13相減少之傾向。因此，浴溫~400℃之間的平均冷卻速度設為低於20℃/秒。
若以20℃/秒以上的平均冷卻速度在浴溫~400℃之間進行冷卻，則會因非平衡凝固而產生Al相，CaZn 13相會減少，以致鍍敷層之熔接性變差。另一方面，當以低於20℃/秒冷卻至400℃時，鍍敷凝固會接近平衡凝固，Al會作為Al-Zn相析出，因而變得不會產生由非平衡凝固所致之Al相。
又，若將浴溫~400℃之間的平均冷卻速度以大於10℃/秒進行冷卻，則CaZn 13之粒徑會變小，而有連續焊點性之提升變得不充分的情況。因此，為了將前80%之CaZn 13相的圓等效粒徑做成10µm以上，宜將浴溫~400℃之間的平均冷卻速度設為10℃/秒以下，較宜為5℃/秒以下。又，若浴溫~400℃之間的平均冷卻速度設為大於10℃/秒，則MgZn 2相不會成長，而共晶組織所含有之MgZn 2相的比率增加，以致有點熔接性變差的情況。因此，浴溫~400℃之間的平均冷卻速度宜為10℃/秒以下。為了提升點熔接性，如先前所述宜使MgZn 2相成長。因此，宜盡可能降低浴溫~400℃之間的平均冷卻速度。
400~380℃之間的平均冷卻速度：2℃/秒以下 又，若將鍍敷層溫度為400~380℃之溫度區的冷卻速度設為大於2℃/秒，則有鍍敷層中之MgZn 2相變得粗大的情況，因此宜將從400℃降至380℃之溫度區的平均冷卻速度設為2℃/秒以下。又，在400~380℃之間的冷卻中，對鍍敷層表面吹送包含直徑0.5µm以下之ZnO或Al 2O 3等微粒子之高溫氣體，而形成MgZn 2之凝固核位置，藉此可促進MgZn 2相成長。
380℃~300℃之間的平均冷卻速度：大於20℃/秒 以本實施形態之鍍浴的平均浴組成而言，380℃~300℃之間的溫度區係容易從Zn相釋放Al之溫度區。若從Zn相釋放Al，則作為高溫穩定相之Al-Zn相所佔之體積分率會提高，而有Zn-Al-MgZn 2相之三元共晶體積率減少之傾向。因此，為了進一步提高耐蝕性，有效作法係使380℃~300℃之間之溫度區的平均冷卻速度加快，以抑制從Zn相釋放Al。具體而言，將380℃~300℃之間之溫度區的平均冷卻速度設為大於20℃/秒。理想上宜設為30℃/秒以上，更宜設為50℃/秒以上。
300℃~150℃之間的平均冷卻速度：大於20℃/秒 300℃~150℃之間的溫度區係Al相穩定之區域。亦即，若鍍敷層被保持在300℃~150℃之間的溫度區，則被組入Al-Zn相中之微細Zn相恐會被急遽地從Al-Zn相排出。又，共晶組織中之微細Al相恐會成長。由於溫度越高，原子移動越活躍，因此宜在該溫度區中迅速冷卻。若300~150℃之間的平均冷卻速度為20℃/秒以下，則Al-Zn相會分離為微細Al相及微細Zn相。尤其，Al濃度越高，該傾向就越強。為了抑制從微細Al相產生塊狀或樹狀Al相且將Zn濃度小於10質量%之Al相其面積分率做成5%以下，有效作法係將300℃~150℃之間的平均冷卻速度設為大於20℃/秒。宜設為30℃/秒以上，較宜設為50℃/秒以上。
低於150℃之溫度區 在凝固過程中，低於150℃之溫度區的冷卻速度多半不會大幅影響鍍敷層內之構成相。因此，無須限定低於150℃之溫度區的冷卻條件，亦可為自然放冷。
在鍍敷層之冷卻後，亦可進行各種化學轉化處理或塗裝處理。又，為了進一步提高防蝕性，亦可在熔接部、加工部等實施修補用之補漆塗覆、熔射處理等。
於本實施形態之鍍敷鋼材中，亦可在鍍敷層上形成被膜。被膜可形成1層或2層以上。作為鍍敷層正上方之被膜種類，可舉例如鉻酸鹽被膜、磷酸鹽被膜及無鉻酸鹽被膜。用以形成該等被膜之鉻酸鹽處理、磷酸鹽處理、無鉻酸鹽處理可藉由已知方法來進行。惟，鉻酸鹽處理多半會有在鍍敷層表面使熔接性變差的情況。因此，為了充分引出鍍敷層中之熔接性改善效果，鉻酸鹽被膜之厚度宜預先做成小於1µm。
鉻酸鹽處理有下述處理：藉由電解來形成鉻酸鹽被膜之電解鉻酸鹽處理；利用與素材之反應來形成被膜，然後洗掉多餘的處理液之反應型鉻酸鹽處理；以及，將處理液塗佈於被塗物後，不水洗就將之乾燥來形成被膜之塗佈型鉻酸鹽處理。在本實施形態中進行鉻酸鹽處理時，可採用任一種處理。
作為電解鉻酸鹽處理，可例示使用下述之電解鉻酸鹽處理：鉻酸、氧化矽溶膠、樹脂(磷酸、丙烯酸樹脂、乙烯酯樹脂、乙酸乙烯酯丙烯酸乳液、羧基化苯乙烯丁二烯乳膠、二異丙醇胺改質環氧樹脂等)及硬質氧化矽。
作為磷酸鹽處理，可例示譬如磷酸鋅處理、磷酸鋅鈣處理、磷酸錳處理。
無鉻酸鹽處理有下述處理：藉由電解來形成無鉻酸鹽被膜之電解型無鉻酸鹽處理；利用與素材之反應來形成被膜，然後洗掉多餘的處理液之反應型無鉻酸鹽處理；將處理液塗佈於被塗物後，不水洗就將之乾燥來形成被膜之塗佈型無鉻酸鹽處理。可採用任一種處理。
鍍敷層上之被膜若有某個程度的厚度，則可藉由元素分佈圖確認於鍍敷層上各處理之主成分元素濃化的態樣，且可與鍍敷層區別。又，由於在截面SEM反射電子影像中可作為與鍍敷層上對比不同之被膜來與鍍敷層區別，因此亦可輔助性地使用SEM反射電子影像。 鍍敷層上之被膜比鍍敷層薄，因此即使將鍍敷層連同被膜一起進行酸溶解並實施成分分析，鍍敷層之組成也不會大幅改變。又，作為去除被膜後之鍍敷層的組成分析方法，有將下述鍍敷鋼材當作分析對象的方法，該鍍敷鋼材係藉由磨削將鍍敷鋼材表面削除1µm後之鍍敷鋼材、亦即藉由磨削去除被膜後之鍍敷鋼材。具體而言，係獲得利用酸將鍍敷層剝離溶解後之酸溶液，該酸含有可抑制鋼材(基鐵)腐蝕之抑制劑。接著，利用ICP發光分光分析法或ICP-MS法測定所得之酸溶液，藉此可獲得鍍敷層之化學組成。
進一步，亦可在鍍敷層正上方之被膜上具有1層或2層以上的有機樹脂被膜。有機樹脂不限於特定種類，可舉例如聚酯樹脂、聚胺甲酸酯樹脂、環氧樹脂、丙烯酸樹脂、聚烯烴樹脂或該等樹脂之改質物等。此處所謂的改質物，係指使該等樹脂之結構中所含反應性官能基與其他化合物(單體或交聯劑等)進行反應而得之樹脂，該其他化合物係於結構中包含可與該官能基進行反應之官能基者。
所述有機樹脂可使用1種或混合2種以上的有機樹脂(未經改質者)來使用，亦可在至少1種有機樹脂的存在下將至少1種的其他有機樹脂進行改質，使用1種或混合2種以上的藉此獲得之有機樹脂來使用。又，有機樹脂被膜中亦可包含任意的著色顏料、防鏽顏料。亦可使用藉由溶解或分散於水中而水系化之物。 該等有機樹脂被膜係C、O等輕元素為主體，且在截面SEM反射電子影像上看起來較鍍敷層更暗，故可容易與鍍敷層區別。 附有機樹脂被膜之鍍敷鋼材其鍍敷層之成分分析有將下述鍍敷鋼材當作分析對象的方法，該鍍敷鋼材係在利用剝離劑去除有機樹脂被膜後，藉由磨削將鍍敷鋼材表面削除1µm後之鍍敷鋼材、亦即藉由磨削去除被膜後之鍍敷鋼材。具體而言，係獲得利用酸將鍍敷層剝離溶解後之酸溶液，該酸含有可抑制鋼材(基鐵)腐蝕之抑制劑。接著，利用ICP發光分光分析法或ICP-MS法測定所得之酸溶液，藉此可獲得化學組成。
說明鍍敷鋼材之點熔接性的評估方法及點熔接部周圍之耐蝕性的評估方法。
＜適當電流範圍之評估＞ 點熔接之熔接電流之適當電流範圍的評估係準備複數個試驗片來實施。試驗片例如可為將板厚0.8mm之軟鋼板當作鋼材之鍍敷鋼材。於鍍敷層表面若形成有化學轉化處理被膜，則以砂紙等研磨熔接預定位置來剝離化學轉化處理被膜。各試樣中之鍍敷層附著量或厚度宜為一定，當鍍敷層厚度為20µm上下時，會有點熔接性最容易產生差異之傾向，因此鍍敷層厚度係設為20µm。試料係使用於鋼板兩面形成有鍍敷層之物。從鍍敷鋼材裁切出30×50mm尺寸之試驗片作為試料。
接著，利用點熔接機來探尋推薦之熔接條件。電極材質設為Cu-Cr系合金。電極形狀設為圓頂型。調整熔接時間、加壓力、冷卻能力、Sq.time、Up.time、Down.time等，在各試料中進行調整，探尋可進行點熔接之熔接基本條件。熔接基本條件宜盡可能探尋會維持一定的熔接條件，即便鍍敷鋼板改變。若找到了熔接基本條件，最初為了使電極表面狀態維持一定，而在實施10焊點之暫焊後，一邊使熔接電流值從低側往高側變動一邊實施熔接。電流值宜按0.1kA單位持續上升。在以各熔接電流進行點熔接後，將疊合試驗片埋入樹脂中，並測定點熔接部中央的熔核直徑。將滿足規定值、4×√t(t=所使用之鍍敷鋼板板厚)之熔核直徑的電流值設為適當電流範圍之下限值。又，將發生飛散之電流值設為適當電流範圍之上限值。上限值與下限值之差為適當電流範圍。適當電流範圍越大之鍍敷鋼板越容易實施點熔接，反之，適當電流範圍窄者難以進行點熔接。
＜連續焊點性之評估＞ 點熔接電極之壽命亦會受到鍍敷鋼材的影響。亦即，若在適當電流範圍內之電流值下，不交換電極表面便可進行數量較多之點熔接，則可減少製造成本、製造時間，而可謂其為較佳之鍍敷鋼材。具體而言，係將適當電流範圍之中央值定為熔接電流來連續進行點熔接。若反覆進行點熔接，則鍍敷層表面之金屬元素Ca、Mg、Al、Zn等會與電極進行反應而使電極形狀逐漸改變。電極形狀可於點熔接時以感壓紙等簡易進行計測。隨著點熔接次數增加，點熔接的熔核直徑會逐漸減少。當熔核直徑為小於2×√t(t為鋼材板厚)的情況連續3次時，將此時的焊點數定為連續焊點次數。該值越大則電極損耗越少，而越稱得上是連續焊點性優異之鍍敷鋼材。
＜點熔接部周圍之耐蝕性＞ 製作70×150mm尺寸與30×75mm尺寸的2片鍍敷鋼板，並疊合各中央部，在距離中央部20mm之位置形成2個點熔接部。熔核直徑係調整為4√t以上(T為鋼材板厚)。依上述方式進行而製作出疊合試驗片。僅在70×150mm尺寸之鍍敷鋼板的端面部分利用環氧系樹脂塗料實施修補處理，然後直接投入腐蝕試驗機中。在腐蝕試驗機內經過預定時間後，由於疊合部分的腐蝕最容易進行，因此將其切開來確認產生紅鏽的狀況。產生紅鏽為止的期間越長者，熔接部周圍之耐蝕性越高，而判斷為適合作為點熔接材料。
接著，說明鍍浴之穩定性的評估方法。
＜鍍浴之穩定性＞ 作為Zn-Al-Mg系鍍浴具有足以進行作業之浴穩定性的條件，可舉如在浴中Mg不會產生異常氧化。亦即，當浴中Mg產生了異常氧化時，在浴表面會生成黑色氧化物以致難以操作。另一方面，由於Zn系氧化物為白色系，因此在外觀上可與因Mg之異常氧化所致之黑色氧化物明確區別。 浴穩定性可藉由將熔融狀態之鍍浴在大氣中靜置來評估。具體而言，以已調整為預定浴組成之鍍浴的浴量為10kg之方式將母金屬熔解。所使用之母金屬若為已知組成則無限制，可使用例如Zn母金屬、Al母金屬、Mg母金屬及Al-Ca合金母金屬等。熔解後之鍍浴係以較其熔點高30℃之浴溫在大氣中靜置24小時。觀察靜置後之浴面，若有生成黑色氧化物，則判斷鍍浴不穩定。另一方面，若無生成黑色氧化物，則判斷具有足以進行作業之浴穩定性。
實施例 如表1A~表3C所示，製造No.1~57之鍍敷鋼材並評估性能。
在調合鍍浴上，係調合純金屬而進行建浴。關於鍍敷合金之成分，係在建浴之後，添加Fe粉而使Fe濃度在試驗中不會上升。關於鍍浴成分，將鍍浴凝固而得的金屬片溶解於酸中，並利用ICP發光分光分析來分析溶液。又，鍍敷層成分係以添加有抑制劑之鹽酸將鍍敷層剝離，並實施鍍敷剝離後之成分分析而確認。除了Fe成分之外，幾乎所有鍍敷層成分都與鍍浴成分值在±0.5%之範圍內一致。此外，鍍敷層之Zn含量皆為65%以上。
鍍敷鋼材之原板係從厚度0.8mm之冷軋鋼板以180mm×100mm之尺寸裁切而得者。其等皆為SS400(一般鋼)。 接著，使用分批式熔融鍍敷模擬器(RHESCA CO.,LTD.製)，於鋼板之一部分安裝K熱電偶，且在包含5%之H 2的N 2還原氣體環境中，在800℃下進行退火而使鋼板表面充分還原。然後，將退火後之鍍敷原板浸漬於鍍浴中3秒，之後將之取出，再以N 2氣體擦拭將鍍敷厚度調整為20µm(±1µm)。原板表面之鍍敷層厚度在任一面皆相同。在將鍍敷原板從鍍浴取出後，以下述A~F之各種冷卻條件製造出鍍敷鋼材。
條件A：在從鍍浴取出鋼材後，將浴溫~400℃之間的平均冷卻速度設為10℃/秒，將400℃~380℃之間的平均冷卻速度設為2℃/秒，並將380℃~300℃及300℃~150℃之間的平均冷卻速度分別設為25℃/秒。低於150℃設為自然放冷。
條件A-2：在從鍍浴取出鋼材後，將浴溫~400℃之間的平均冷卻速度設為5℃/秒，將400℃~380℃之間的平均冷卻速度設為2℃/秒，並將380℃~300℃及300℃~150℃之間的平均冷卻速度分別設為50℃/秒。低於150℃設為自然放冷。
條件A-3：在從鍍浴取出鋼材後，將浴溫~400℃之間的平均冷卻速度設為5℃/秒，將400℃~380℃之間的平均冷卻速度設為2℃/秒，將380℃~300℃之平均冷卻速度設為30℃/秒，並將300℃~150℃之間的平均冷卻速度設為50℃/秒。低於150℃設為自然放冷。
條件A-4：在從鍍浴取出鋼材後，將浴溫~400℃之間的平均冷卻速度設為5℃/秒，將400℃~380℃之間的平均冷卻速度設為2℃/秒，將380℃~300℃之平均冷卻速度設為50℃/秒，並將300℃~150℃之間的平均冷卻速度設為30℃/秒。低於150℃設為自然放冷。
條件A-5：在從鍍浴取出鋼材後，將浴溫~400℃之間的平均冷卻速度設為5℃/秒，將400℃~380℃之間的平均冷卻速度設為2℃/秒，且在400~380℃之冷卻期間吹送包含φ0.5µm之Al 2O 3的高溫氣體。將380℃~300℃及300℃~150℃之間的平均冷卻速度分別設為50℃/秒。低於150℃設為自然放冷。
條件B(比較條件)：在從鍍浴取出鋼材後，將浴溫~150℃之間的平均冷卻速度設為20℃/秒。低於150℃設為自然放冷。
條件C(比較條件)：在從鍍浴取出鋼材後，將浴溫~150℃之間的平均冷卻速度設為2℃/秒。低於150℃設為自然放冷。
條件D(比較條件)：在從鍍浴取出鋼材後，將浴溫~150℃之間的平均冷卻速度設為10℃/秒。低於150℃設為自然放冷。
條件E(比較條件)：在從鍍浴取出鋼材後，將浴溫~400℃之間的平均冷卻速度設為10℃/秒，將400℃~380℃之間的平均冷卻速度設為15℃/秒，並將380℃~300℃及300℃~150℃之間的平均冷卻速度分別設為15℃/秒。低於150℃設為自然放冷。
條件F(比較條件)：在從鍍浴取出鋼材後，將浴溫~400℃之間的平均冷卻速度設為30℃/秒，將400℃~380℃之間的平均冷卻速度設為2℃/秒，並將380℃~300℃及300℃~150℃之間的平均冷卻速度分別設為30℃/秒。低於150℃設為自然放冷。
條件G(實施例條件)：在從鍍浴取出鋼材後，將浴溫~400℃之間的平均冷卻速度設為15℃/秒，將400℃~380℃之間的平均冷卻速度設為15℃/秒，並將380℃~300℃及300℃~150℃之間的平均冷卻速度分別設為30℃/秒。低於150℃設為自然放冷。
從分別製成之鍍敷鋼板裁切出點熔接評估用試樣及點熔接後腐蝕試驗用試樣。
(點熔接條件) 使用伺服加壓式之定置式點熔接機(空氣加壓式)。電源設為單相交流類型，電源頻率設為50Hz。電極係使用圓頂型鉻銅40R(φ6mm)。基本條件設為：加壓力250kg，擠壓時間(squeeze time)30循環，上升斜率(up slope)10循環，通電時間10循環，維持時間10循環，冷卻水流量15公升/分鐘。視需求將各循環數以±10循環進行設定變更。必須按0.2kA單位繪製出可熔接電流區域曲線。最初為了使電極表面狀態維持一定，預先以10kA實行了10點暫焊。
(適當電流範圍) 在熔接基本條件下實施10焊點之暫焊後，一邊使熔接電流值從低側往高側變動一邊實施熔接。電流值係按0.1kA單位上升。在以各熔接電流進行點熔接後，將疊合試驗片埋入樹脂中，進行研磨並以3%硝太蝕劑進行蝕刻，之後將所得試樣利用光學顯微鏡觀察截面並測定熔核直徑。從熔接部之熔核直徑為4×√t=3.58以上的電流值至發生飛散的電流值之幅度設為適當電流範圍。適當電流範圍之評估如下述。「B」定為不合格，且「A」~「S」定為合格。將結果列示於表3A~3C。
小於1.2kA者：「B」 1.2~小於1.5kA者：「A」 1.5~小於1.7kA者：「AA」 1.7~小於1.9kA者：「AAA」 1.9kA以上者：「S」
(點熔接連續焊點性) 電流值係採用適當電流範圍之中央值，疊合2片試樣並連續實施點熔接。每隔50點就裁切疊合板之熔接部並將其埋入樹脂，然後進行研磨並以3%硝太蝕劑進行蝕刻，之後將所得試樣利用光學顯微鏡觀察截面並確認熔核直徑。當熔核直徑小於2×√t的水準連續3次時，將連續之3個水準當中熔核直徑開始小於2×√t的焊點數定為連續焊點次數。「B」定為不合格，且「A」~「S」定為合格。將結果列示於表3A~3C。
小於150點：「B」 150~小於250點：「A」 250~小於500點：「AA」 500~小於750點：「AAA」 750點以上：「S」
(點熔接部周圍耐蝕性評估) 製作70×150mm、30×75mm之2片鍍敷鋼板，在中央部分疊合，並在距離中央20mm進行2焊點(熔核直徑為4√t以上)的點熔接，而製作出疊合試驗片。將之投入複合循環腐蝕試驗機中，且供於依據JA/秒O、M609-91之腐蝕試驗。從150循環起，每隔30循環就剝離疊合部，確認產生紅鏽的狀況(以1%以上之紅鏽面積率產生紅鏽)。 耐蝕性之評估係如下述。「B」定為不合格，且「A」~「S」定為合格。將結果列示於表3A~3C。
在小於150循環中觀察到產生紅鏽者：「B」 在150、180循環中產生紅鏽者：「A」 在210、240循環中產生紅鏽者：「AA」 在270、300循環中產生紅鏽者：「AAA」 在300循環中未產生紅鏽者：「S」
(鍍浴之穩定性) 在大氣中，以浴量為10kg的方式在石墨坩堝中熔解母金屬，而製成預定組成之鍍浴。在製成鍍浴後，將鍍浴溫度設定為比熔點高30℃之高溫。浴溫係使插入有K熱電偶之氧化鋁保護管浸漬於鍍浴中來進行計測。浴溫穩定在由設定溫度起算±5℃後，刮去浴面之浮渣，並在大氣中靜置24小時。於靜置24小時後觀察浴面，確認黑色氧化物的生成狀況。浴穩定性之評估如下述。「B」定為不合格，「A」定為合格。將結果列示於表3A~3C。
有確認到黑色氧化物：「B」 無確認到黑色氧化物：「A」
如表1A~表3C所示，No.10~48、57在製造時之冷卻條件適當，而且鍍敷層之平均化學組成與金屬組織滿足本發明範圍，因此在點熔接時之連續焊點性優異，點熔接時之適當電流範圍很廣，且點熔接部之耐蝕性優異。另外，表3A~3C之共晶組織為[Al/MgZn 2/Zn三元共晶組織]與[MgZn 2/Zn二元共晶組織]之合計。又，表3A~3C之Zn 2Mg相為MgZn 2相。
如表1A~表3C所示，No.1~9之鍍敷層的平均化學組成落在發明範圍外，並且在一部分鍍敷鋼材中，金屬組織落在本發明範圍外。因此，在點熔接時之連續焊點性降低，點熔接時之適當電流範圍變窄，且點熔接部之耐蝕性亦降低。
如表1A~表3C所示，No.49~53在製造時之冷卻條件不適當，故金屬組織落在本發明範圍外。因此，在點熔接時之連續焊點性降低，點熔接時之適當電流範圍變窄，且點熔接部之耐蝕性亦降低。
如表1A~表3C所示，No.54~55、56在製造時之冷卻條件不適當，鍍敷層之平均化學組成落在發明範圍外，且鍍敷層之金屬組織落在本發明範圍外。因此，在點熔接時之連續焊點性降低，點熔接時之適當電流範圍變窄，且點熔接部之耐蝕性亦降低。
[表1A]
[表1B]
[表1C]
[表2A]
[表2B]
[表2C]
[表3A]
[表3B]
[表3C]
產業上之可利用性 根據本發明，可抑制在成形時產生表面凹凸，並且可獲得高強度之鋼板。
1:MgZn 2相 2:CaZn 13相 3:Al-Zn相 4:共晶組織 5:界面合金層
圖1係實施例22之鍍敷層截面中之金屬組織的反射電子影像。
(無)

Claims (3)

  1. 一種鍍敷鋼材，具有：鋼材、及於前述鋼材表面所具備之鍍敷層； 該鍍敷鋼材之特徵在於： 前述鍍敷層之平均化學組成以質量%計係由下述所構成： Al：0.2%~小於4.0%、 Mg：大於4.0%~小於12.5%、 Ca：0.15%~小於3.00%、 Sn：0%~小於3.0%、 Bi：0%~小於1.0%、 In：0%~小於1.0%、 Sc：0%~小於0.50%、 Y：0%~小於0.50%、 La：0%~小於0.50%、 Ce：0%~小於0.50%、 Sr：0%~小於0.50%、 Si：0%~小於2.50%、 B：0%~小於0.50%、 P：0%~小於0.50%、 Cr：0%~小於0.25%、 Ti：0%~小於0.25%、 Ni：0%~小於1.0%、 Co：0%~小於0.25%、 V：0%~小於0.25%、 Nb：0%~小於0.25%、 Cu：0%~小於1.0%、 Mn：0%~小於0.25%、 Mo：0%~小於0.25%、 W：0%~小於0.25%、 Zr：0%~小於0.25%、 Fe：0%~小於5.0%、 Ag：0%~小於1.0%、 Li：0%~小於0.50%、 Na：0%~小於0.05%、 K：0%~小於0.05%、 Sb：0%~小於0.5%、 Pb：0%~小於0.5%、 Zn：65%以上及 不純物； 針對前述鍍敷層沿著厚度方向的截面，於掃描型電子顯微鏡觀察視野中進行觀察，此時金屬組織以面積分率計包含： MgZn 2相：10~40%、 Al-Zn相：0~15%、 Al相：0~5%、 CaZn 13相：1.0~15.0%、 [Al/MgZn 2/Zn三元共晶組織]與[MgZn 2/Zn二元共晶組織]之合計：30.0%以上。
  2. 如請求項1之鍍敷鋼材，其中，在前述鍍敷層沿著厚度方向的截面中，前述金屬組織的CaZn 13相中，按圓等效直徑由大至小的順序，前80%之CaZn 13相的平均圓等效直徑為10µm以上。
  3. 如請求項1或請求項2之鍍敷鋼材，其中令前述鍍敷層之平均化學組成中之元素X的質量濃度%為[X]時，前述鍍敷層之平均化學組成滿足下述式(1)： 2.5×[Al]+2×[Ca]+[Y]+[Sr]+[La]+[Ce]＞[Mg]…(1)。
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