TWI654338B - Fused Zn-based plated steel sheet with excellent corrosion resistance after painting - Google Patents

Abstract

一種熔融Zn系鍍敷鋼板，該鋼板表面的至少一部份具有鍍敷層，前述鍍敷層含10~40質量%之Al、0.05~4質量%之Si及0.5~4質量%之Mg，且剩餘部分是由Zn及無法避免之不純物所構成；且鍍敷層在鍍敷層截面中含有以面積分率計為5%以上之層狀Zn相與層狀Al相交互排列而成之片層狀組織，且將含Fe、Mn、Ti、Sn、In、Bi、Pb及B中任1種以上的金屬間化合物之合計存在比率以面積分率計限制在3%以下。

Description

具優異塗裝後耐蝕性之熔融Zn系鍍敷鋼板

本發明是有關一種具優異塗裝後耐蝕性之熔融Zn系鍍敷鋼板。

近年，對於汽車構造構件，由防鏽的觀點看來是使用鍍敷鋼板，且在國內市場主要是應用合金化熔融鍍鋅鋼板。合金化熔融鍍鋅鋼板是在對鋼板施行熔融鍍鋅後進行合金化熱處理，藉由使Fe從鋼板(基底鋼板)擴散至鍍敷層內，而提升熔接性及塗裝後耐蝕性的鋼板。例如，文獻1(日本專利特開2003-253416號公報)所示之鍍敷鋼板，在國內被代表性地使用作為汽車用鍍敷鋼板。

通常，汽車用鍍敷鋼板是在由板狀成形為複雜形狀的狀態下使用，因此許多情況下，會提供予壓製成形。若為合金化熔融鍍鋅鋼板，由於來自基底鋼板之Fe的擴散會導致鍍敷層成為硬質，因此也會有鍍敷層容易剝離、粉碎或剝脫等在鍍敷層為軟質的熔融鍍鋅鋼板中所未見之特有問題存在。

又，具備硬質鍍敷層的鍍敷鋼板會因外壓導致鍍敷層容易破損，且一旦產生裂痕，便會一直傳播到與基底鋼板之界面，因而鍍敷層容易以界面為起點產生剝離、脫落而被視為問題。例如，對於汽車的外板使用合金化鍍鋅鋼板時，由於車輛行駛中石頭彈跳所造成的小石塊之衝撞(敲鑿)，導致鍍敷層與塗裝同時剝離，使得基底鋼板容易暴露出來，而有較具備未合金化之軟質鍍敷層的鍍敷鋼板，前述合金化鍍鋅鋼板的腐蝕變得更加劇烈的情形。並且，由防鏽的觀點來看，合金化熔融鍍鋅鋼板由於在鍍敷層中含有Fe，因此一旦發生上述敲鑿，便容易因鍍敷層之腐蝕而立即產生紅褐色的鏽，而引起汽車外觀上的問題。

作為該等問題點的解決方法，應用鍍敷層具有韌性且不含Fe之鍍敷鋼板是很有效的。例如，作為鍍敷層中不含Fe之汽車用鍍敷鋼板，在北美及歐洲等地主要是使用熔融鍍鋅鋼板。然而，未合金化處理之熔融鍍鋅鋼板，由於不會發生敲鑿且不像合金化熔融鍍鋅鋼板在鍍敷層含有Fe，因此在腐蝕初期不會產生紅鏽，但在已塗裝之狀態下，鍍敷層容易在塗膜下腐蝕而令塗膜隆起(膨脹)，因此決無法說其適合作為汽車用鍍敷鋼板。

作為使鍍敷高耐蝕化的方法，可舉出對Zn添加Al，在建材領域中熔融Al-Zn系鍍敷鋼板作為高耐蝕性鍍敷鋼板而被廣泛實際使用。此種熔融Al-Zn系鍍敷之鍍敷層，是由從熔融狀態最早結晶之枝晶狀α―(Zn, Al)相(Al初晶部：在Al-Zn系二元相圖等中，結晶為初晶之α-(Zn, Al)相。未必一定為富含Al的相，且結晶為Zn及Al之固熔體。)、及形成於枝晶狀Al初晶部的間隙之Zn相與Al相所構成之組織(Zn/Al混相組織)所形成。由於Al初晶部鈍化，且相較於Al初晶部，Zn/Al混相組織之Zn濃度較高，因此腐蝕會集中在Zn/Al混相組織。就結果而言，腐蝕會以蟲蛀狀在Zn/Al混相組織中進展，而腐蝕進展路徑會變得很複雜，因此腐蝕會難以輕易到達基底鋼板。藉此，相較於鍍敷層之厚度相同的熔融鍍鋅鋼板，熔融Al-Zn系鍍敷鋼板具有較優異的耐蝕性。

將此種熔融Al-Zn系鍍敷鋼板作為汽車外板面板使用時，一般來說該鍍敷鋼板是在以連續式熔融鍍敷設備施行至鍍敷後的狀態下提供給汽車製造商等，然後加工為面板零件形狀後進行化學轉化處理，進而施行電沉積塗裝、中間塗裝及表塗塗裝之汽車用綜合塗裝。然而，使用熔融Al-Zn系鍍敷鋼板之外板面板在塗膜產生損傷時，會因由上述之Al初晶部及Zn/Al混相組織的二相所構成之獨特的鍍敷相構造，而導致Zn之優先溶解(Zn/Al混相組織之選擇腐蝕)會以傷部為起點而在塗膜/鍍敷界面上發生。已知其朝向塗裝健全部之深處進展而引起較大之塗膜膨脹的結果，會有無法確保充分之耐蝕性(塗裝後耐蝕性)的課題。

以提升耐蝕性為目的，也研討了對Al-Zn系鍍敷添加Mg。例如，文獻2(國際公開案第00/71773號)、文獻3(日本專利特開2001-329383號公報)中揭示有一種熔融Zn-Al-Mg系鍍敷鋼板，是將Mg添加於鍍敷組成，於鍍敷層中形成含有MgZn ₂等Mg化合物的Zn/Al/MgZn ₂三元共晶組織，以提升耐蝕性。然而，推測文獻2所揭示之熔融Al-Zn系鍍敷鋼板依然會形成具有鈍化皮膜之Al初晶部，而認為在施行塗裝後，塗膜產生損傷時之耐蝕性(塗裝後耐蝕性)的課題並未消除。

又，文獻4(日本專利特開2015-214749號公報)中揭示有一種藉由添加Bi來破壞Al初晶部之鈍化以提升塗裝後耐蝕性的熔融Al-Zn系鍍敷鋼板，但推測以規定之製造程序而形成之鍍敷層中含有之Al初晶部，相較於周圍之Zn/Al/MgZn ₂三元共晶組織依然具有較貴之電位，而認為作為汽車用鍍敷鋼板，其塗裝後耐蝕性仍無法達到滿足的程度。甚至，Bi之添加還會有造成化學轉化處理性降低及製造成本增加的可能性。

因此，迄今並未開發出塗裝後耐蝕性優異之熔融Zn系鍍敷鋼板，尤其是適合作為汽車用途之熔融Zn系鍍敷鋼板並不存在。

本發明欲解決之課題為提供一種塗裝後耐蝕性優異之熔融Zn系鍍敷鋼板。

本發明人等研討鍍敷鋼板之汽車用途，並對塗裝後耐蝕性優異之鍍敷層進行精闢研討的結果，發現在鍍敷層中含有以面積分率之合計值計為5%以上之層狀Zn相與層狀Al相交互排列而成之片層狀組織(以下，也稱作「組織I」)時，可抑制已塗裝之狀態下的塗膜膨脹。

組織I是無法以通常之熔融鍍敷的製造方法獲得的組織，且組織I在鍍敷層中之面積分率愈高，鍍敷層之塗裝後耐蝕性愈會提升。

由以上之知識見解，發現到能夠提供可抑制已塗裝之狀態下的塗膜下腐蝕之熔融Zn系鍍敷鋼板，尤其是汽車用熔融Zn系鍍敷鋼板的手段。

本發明之特徵如以下所述。 (1)一種熔融Zn系鍍敷鋼板，其特徵在於鋼板表面的至少一部分具有鍍敷層，前述鍍敷層含10~40質量%之Al、0.05~4質量%之Si及0.5~4質量%之Mg，且剩餘部分是由Zn及無法避免之不純物所構成；且 前述鍍敷層在鍍敷層截面中含有以面積分率計為5%以上之層狀Zn相與層狀Al相交互排列而成之片層狀組織，且將含Fe、Mn、Ti、Sn、In、Bi、Pb及B中任1種以上的金屬間化合物之合計存在比率以面積分率計限制在3%以下。

(2)本發明之熔融Zn系鍍敷鋼板，其中前述鍍敷層含10~30質量%之Al、0.05~2.5質量%之Si及2~4質量%之Mg。

(3)本發明之熔融Zn系鍍敷鋼板，其中前述鍍敷層含有以面積分率計為20~80%之前述片層狀組織。

(4)本發明之熔融Zn系鍍敷鋼板，其中前述鍍敷層含有以面積分率計為40~50%之前述片層狀組織。

(5)本發明之熔融Zn系鍍敷鋼板，其中前述鍍敷層含有以面積分率計為20~90%之由Zn相、Al相及MgZn ₂相所構成之Zn/Al/MgZn ₂三元共晶組織。

(6)本發明之熔融Zn系鍍敷鋼板，其在前述鍍敷層與前述鋼板之界面具有厚度為100nm~2μm之界面合金層，且前述界面合金層是由Al-Fe系金屬間化合物所構成。

本發明之熔融Zn系鍍敷鋼板，因塗裝後耐蝕性優異且耐敲鑿性優異，故可藉由實現塗裝鍍敷鋼板之長壽化而有助於產業之發展。

以下，詳細說明本發明之塗裝後耐蝕性優異之熔融Zn系鍍敷鋼板。

首先，在開發鍍敷鋼板之領域中，對於定義鍍敷層之組成通常是使用質量%標示。本發明也遵循此規則，只要無特別說明，%標示意指質量%標示。

本發明之熔融Zn系鍍敷鋼板含有Zn、Al、Mg及Si作為鍍敷層之必要構成元素。

Al是用以提升鍍敷層之塗裝後耐蝕性並提升耐敲鑿性之必要元素。組織I之詳細內容將於後說明，但形成於Al初晶部內部的組織I之比率愈高，塗裝後耐蝕性愈提升，耐敲鑿性也愈提升。由於組織I之形成所需之最低Al濃度為10%，因此將Al濃度下限設為10%。

又，若Al濃度高於40%會變得無法形成組織I，因此將Al濃度上限設為40%。且若考慮到組織I之形成，則Al濃度以10~30%更佳。而且，由操作上的觀點來看，鍍敷層之熔點低，因此鍍敷浴溫以較低為佳，理想的鍍敷浴溫為低於480℃，而此時之Al濃度為10~20%。此外，在將汽車用鋼板壓製加工之際，當鍍敷層之熔點低時會有鍍敷層中之金屬燒黏於壓製模具的問題，但當Al組成成為10%以上時，鍍敷層之熔點會變得比熔融Zn鍍敷之熔點更高，因此會提高耐燒黏性。由於Al組成愈高，鍍敷層之熔點就會變得愈高，因此Al組成愈高，耐燒黏性就愈提升。

Mg也是用以對鍍敷層賦予塗裝後耐蝕性之必要元素。Mg在被添加至鍍敷層中後，會作為金屬間化合物即MgZn ₂或Mg ₂Si而存在。當其存在為MgZn ₂時，幾乎都是作為Zn/Al/MgZn ₂三元共晶組織而存在於鍍敷層中。

此種Mg系金屬間化合物在腐蝕環境下會作為Mg離子溶出至腐蝕環境中。Mg離子藉由將Zn系之腐蝕生成物絕緣被膜化並將鏽障壁被膜化，而抑制腐蝕因子侵入鍍敷層中及塗膜下，藉此可有助於提升耐蝕性。由於對鍍敷賦予優異之塗裝後耐蝕性所需之最低Mg濃度為0.5%，因此將Mg濃度下限設為0.5%。而為了獲得更加優異之塗裝後耐蝕性，Mg濃度宜為2%以上。另一方面，若Mg濃度高於4%便會阻礙後述之組織I形成，而無法形成以面積分率計為5%以上之組織I，因此將其上限值設為4%。

接著說明鍍敷層中所含有之Si。本發明中，Si為鍍敷層之必要構成元素。若鍍敷浴中含有Si，便會抑制鍍敷浴中所含有之Zn及Al與鍍敷原板(基鐵)中之Fe元素的反應性。亦即，Si是用以藉由控制鍍敷層與基鐵之反應性，來控制由Al-Fe系金屬間化合物所構成之界面合金層(特別是Al-Zn-Fe化合物)的形成行為所必要的元素，且前述Al-Fe系金屬間化合物會對鍍敷層之密著性及加工性產生影響。

為抑制該界面合金層所需之最低限度的添加濃度為0.05%，若低於0.05%則在浸漬後界面合金層會立即成長，對鍍敷層之延展性已然成為不可能，而且因基鐵與鍍敷層合金化，Fe-Zn系金屬間化合物及Al-Fe系金屬間化合物會在鍍敷層中形成，而組織I無法充分形成，因此也成為加工性及耐蝕性降低的原因。另一方面，若Si濃度高於4%，電位較貴之Si相會殘存於鍍敷層中作為腐蝕之陰極部而起作用，結果便造成塗裝後耐蝕性降低，因此要將其上限濃度設為4%。此外，當Si相生成過剩時，耐敲鑿性及耐燒黏性會降低。為了確保優異之塗裝後耐蝕性，Si濃度宜為2.5%以下。

此外，除Al、Mg及Si之外，本發明之鍍敷層的必要構成元素為Zn。而且，會有由鋼板擴散至鍍敷層中之Fe、Mn及Ti等、以及在鍍敷浴之製造過程中無法避免而混入之Sn、In、Bi、Pb及B等無法避免的不純物，作為含Fe、Mn、Ti、Sn、In、Bi、Pb及B中任1種以上的金屬間化合物(以下，為了區別該金屬間化合物與生成於界面合金層之金屬間化合物，也將其稱作「其他金屬間化合物」)而含有於鍍敷層中的情況。為了確保鍍敷層之犧牲性防蝕機能、耐蝕性及作為汽車鍍敷鋼板之塗裝基底處理之適切性，必須在鍍敷層中含有一定濃度以上的Zn，且Al及Zn必須佔鍍敷層之大半。

當以上述構成元素構成鍍敷層時，鍍敷層會成為幾乎由Zn相及Al相所構成之組織構成，且一般來說具有約3~50μm的厚度。

接著說明鍍敷層之組織構成。

於圖1顯示本發明之鍍敷層的代表性鍍敷組織。本發明之鍍敷層主要由以下(1)~(4)的組織所構成。 (1)層狀Zn相與層狀Al相交互排列而成之片層狀組織(圖2中之2，亦稱為「組織I」)、 (2)以覆蓋組織I之方式生成之由粒狀Zn相及粒狀Al相所構成的組織(圖2中之3，以下亦稱為「組織II」)、 (3)因Zn-Al-Mg系三元共晶反應而生成之Zn/Al/MgZn ₂三元共晶組織(圖1中之4，以下亦稱為「共晶組織」)、及 (4)Mg ₂Si相(圖1中之5) 且在鍍敷層及基鐵之界面上會有 (5)由Al-Fe系金屬間化合物所構成之界面合金層(圖1中之6)生成。

組織I中之層狀Zn相及層狀Al相雖無特別限定，但一般來說各自以長寬比(結晶粒徑之短邊與長邊的比：短邊/長邊)為0.1以下之層狀為宜。並且，層狀Zn相及層狀Al相之厚度雖無特別限定，但一般來說約為20~500nm，尤其約為20~100nm。因此，在組織I中，如圖3所示地形成有由層狀Zn相及層狀Al相所構成之具有約40~1000nm之重複單位的條紋圖樣。

組織II中之粒狀Zn相雖無特別限定，但一般來說為長寬比(短邊/長邊)超過0.1且在1以下之粒狀，且結晶粒徑以80~800nm為宜。同樣地，組織II中之粒狀Al相雖無特別限定，但一般來說為長寬比(短邊/長邊)超過0.1且在1以下之粒狀，且結晶粒徑以80~700nm為宜。

此處，說明鍍敷層內之組織形成過程。在由浴溫進行冷卻的過程中，首先會有Al初晶結晶(結晶為初晶之α-(Zn, Al)相)，並成長為枝晶狀。此時，鍍敷層之凝固會因為冷卻速度大而非平衡地進行，因此凝固是在Al初晶內之平均Al濃度較平衡狀態圖更高的狀態下進行。並且，當冷卻進行且溫度降低至共晶溫度時，存在於Al初晶外部的液相會產生Zn/Al/MgZn ₂三元共晶反應或Zn/Al二元共晶反應，凝固因此而結束。當冷卻更進一步進行且溫度成為275℃之共析溫度以下時，在Al初晶(α―(Zn, Al)相)內部會產生固相變態，Al初晶內部會呈現由Zn相及Al相之二相所構成的組織。本發明即是控制該固相變態行為而令組織I在Al初晶內部形成者。

只要根據後續詳述之製造本發明之熔融Zn系鍍敷鋼板的方法，便可獲得以通常之熔融鍍敷之製造方法所無法獲得之組織即組織I。所謂組織I，如上述，是指層狀Zn相與層狀Al相交互排列而成之片層狀組織，且該片層狀組織形成於Al初晶部(圖1中之1)內部。組織I整體之平均組成雖無特別限定，但一般來說Al濃度為15~55質量%，且剩餘部分是由Zn及低於約2質量%之無法避免的不純物所構成。

詳細內容將於後說明，但組織I是利用在180~275℃之溫度範圍內產生的共析反應而形成之組織，且只有以平均冷卻速度0.095~1.9℃/秒在180~275℃之溫度範圍內進行冷卻的情況下，鍍敷層截面中之組織I的面積分率會成為5%以上。本發明所揭示之冷卻條件，相較於一般程序之情況冷卻速度較低，因此認為共析反應中Zn原子及Al原子之擴散進行，結果會形成組織I。另一方面，在一般程序的情況下，由於冷卻速度為10℃/s而較快，故Zn原子及Al原子之擴散無法充分進行，就結果而言便不會形成組織I。且本發明所揭示之冷卻條件難以利用連續鍍鋅生產線為首之現狀的製造生產線來實現，至今並無發現該冷卻條件之例。由於片層狀間隔為40~1000nm而較小，因此組織I之組織中Zn相/Al相的異相界面所佔之比率非常地高，相較於組織中所含有之Al相本身的特性，Zn相/Al相之異相界面的特性更具支配性。Zn相/Al相之異相界面由於界面能量高，故在腐蝕環境中容易腐蝕，其結果便可使組織I整體在腐蝕環境中腐蝕。

因此，若含有組織I，就可抑制如以往之熔融Al-Zn系鍍敷或熔融Zn-Al-Mg系鍍敷中產生之Al初晶部以外之組織的選擇性腐蝕，而提升塗裝後耐蝕性。而且，組織I主要是由可塑性變形之Zn相及Al相所構成，因此延展性優異，就結果而言也有助於提升耐敲鑿性。鍍敷層中含有之組織I的面積分率愈高，該組織I所帶來之提升塗裝後耐蝕性及耐敲鑿性的效果變得愈大。

若組織I之面積分率的合計值低於5%，會無法獲得提升塗裝後耐蝕性之效果，因此要將其下限值設為5%。另一方面，如上述，組織I的面積分率愈高，提升塗裝後耐蝕性及耐敲鑿性的效果變得愈大，因此其上限值亦可為100%，一般而言為90%或80%。根據製造本發明之熔融Zn系鍍敷鋼板的方法，可確實達成約50%或在其以上之組織I的面積分率。由確實且顯著提升塗裝後耐蝕性及耐敲鑿性兩者，甚至提升耐燒黏性的觀點來看，組織I之面積分率宜為15%以上，20%以上更佳，40%以上最佳。

本發明中，所謂「面積分率」，若無特別說明，意指針對隨機選出之5個以上不同的試樣，算出鍍敷層截面中所欲之組織的面積率時之其等的算術平均值。該面積分率，實質上是顯示鍍敷層中之體積分率。

組織II是由粒狀Al相及粒狀Zn相所構成之組織，一般來說，組織中含有之Al濃度為20~55質量%，Zn濃度為45~80質量%。詳細內容將於後說明，但組織II是藉由在180~275℃之溫度範圍內冷卻時的共析反應而形成並獲得之組織。組織II之組織中含有之Zn相及Al相的形態與組織I不同而為粒狀，且是與以通常之鍍敷程序形成之組織(圖5中之3)同質者。組織II之組織中Zn相及Al相的異相界面所佔之面積分率低，而在組織整體形成鈍化被膜。就結果而言，組織II起因於鈍化被膜而具有貴電位，而促進周圍之組織的腐蝕，使得塗裝後耐蝕性降低。因此，為了確保塗裝後耐蝕性，組織II之面積分率愈低愈好。仔細考量製造程序的結果，因能夠完全抑制組織II之生成，故將組織II之面積分率下限值設為0%。另一方面，當組織II之面積分率成為40%以上時，不論進行何種組織控制，塗裝後耐蝕性仍會降低，因此將其上限值設為40%。為了對鍍敷層賦予優異之塗裝後耐蝕性，組織II之面積分率宜為低於30%，低於20%更佳。

另一方面，由於組織II與組織I同樣，主要是由可塑性變形之Zn相及Al相所構成，因此延展性優異，結果可有助於提升耐敲鑿性。若組織I及組織II之合計面積分率低於10%，便難以獲得提升耐敲鑿性之效果，因此組織I及組織II之合計值下限以10%為佳。而且，即使單僅組織I之面積分率為10%以上，耐敲鑿性也會比以往之熔融Zn系鍍敷及合金化熔融鍍鋅優異。又，詳細內容將於後說明，但組織I及組織II在鍍敷層中各自之面積分率可利用影像處理而由SEM之背向散射電子像(BSE像)求出。

所謂Zn/Al/MgZn ₂三元共晶組織，是因335℃之Zn-Al-Mg系共晶反應而最後在Al初晶部外部凝固的由Zn相、Al相及MgZn ₂相所構成之Zn層、Al層及MgZn ₂層之層狀組織，且其為可有助於提升塗裝後耐蝕性之組織。這是由於組織中含有之Mg會將因鍍敷層之腐蝕而生成的腐蝕生成物絕緣被膜化所致。而令Zn/Al/MgZn ₂三元共晶組織之面積分率在20%以上便可更加改善塗裝後耐蝕性，因此其下限值以20%為佳。另一方面，Zn/Al/MgZn ₂三元共晶組織含有缺乏韌性之金屬間化合物相即MgZn ₂，故相較於組織I及組織II，其延展性較差。若如上述延展性差之Zn/Al/MgZn ₂三元共晶組織佔鍍敷層的面積分率超過90%，耐敲鑿性便會降低，因此其上限以90%為佳。又，當鍍敷層中含有之Mg濃度低時，除Zn/Al/MgZn ₂三元共晶組織之外，也有在鍍敷層中形成Zn/Al二元共晶組織的情形。Zn/Al二元共晶組織是在Al初晶部結晶後，因Zn/Al二元共晶反應而形成之由Zn相及Al相所構成的組織。該組織因在Zn-5%Al之共晶組成下會凝固，故組織中會以平均3~6%左右之低濃度含有Al，且因不含MgZn ₂相，故相較於Zn/Al/MgZn ₂三元共晶組織，該組織之耐蝕性提升效果較低。因此，由塗裝後耐蝕性之觀點來看，Zn/Al二元共晶組織之面積分率愈低愈好。

此外，本發明人等仔細考量鍍敷層之塗裝後耐蝕性及耐敲鑿性之後，結果發現組織I有助於提升塗裝後耐蝕性與耐敲鑿性兩者。

對於汽車用途之鍍敷鋼板，十分重視來自切割傷之塗膜膨脹及至紅鏽產生為止的期間，而鍍敷層組織中，組織I之面積分率愈高鍍敷層之塗裝後耐蝕性愈提升。已得知當組織I之面積分率成為譬如5%以上時，其塗裝後耐蝕性會較市售之熔融Zn鍍敷鋼板更為優異。這是由於本發明之組織I是有助於提升塗裝後耐蝕性的組織。若鍍敷層中之組織I的面積分率為20%以上，且組織II之面積分率低於20%時，塗裝後耐蝕性會更加提升。若鍍敷層中之組織I的面積分率之合計值為40%以上，且組織II的面積分率低於10%，塗裝後耐蝕性又會更加提升。本發明中，由於組織II不會對塗裝後耐蝕性帶來正面影響，因此其面積分率愈低愈好。

更進一步地，檢討了耐敲鑿性，結果得知若鍍敷層中含有之組織I在5%以上，耐敲鑿性也會提升。若在Zn系鍍敷層中含有Mg時，容易生成MgZn ₂或Mg ₂Si等加工性貧乏的金屬間化合物，但只要Zn系鍍敷層中之Mg含量在4質量%以下，有阻礙耐敲鑿性之性質的MgZn ₂或Mg ₂Si便不會生成。又，基鐵與鍍敷層之界面上形成有Al-Fe系之金屬間化合物作為界面合金層。為了確保基鐵與鍍敷層之密著性，該界面合金層宜具有100nm以上之厚度，但由於其為脆性之金屬間化合物，若厚度超過2μm將會使耐敲鑿性降低。若該等金屬間化合物大量存在，則鍍敷層之韌性降低，而耐敲鑿性降低。

接下來，針對本發明之熔融Zn系鍍敷鋼板之特徵性製造方法進行說明。

作為本發明之熔融Zn鍍敷鋼板的基材之鋼材材質並無特別限定，可使用鋁脫氧鋼(Al killed steel)、極低碳鋼、高碳鋼、各種高張力鋼以及含有Ni和Cr的鋼等。且針對製鋼方法、鋼之強度、熱軋延方法、酸洗方法及冷軋方法等鋼材的前處理加工亦無特別限制。

鋼材之C及Si等亦無特別限定。且並未確認到添加於鋼材之Ni、Mn、Cr、Mo、Ti及B等元素會對本發明中之Zn系鍍敷層產生影響。

關於本發明之熔融鍍鋅鋼板的製造方法，可適用森吉米爾(Sendzimir)法或預鍍法等。在使用有Ni作為預鍍的種類的情況下，於加熱鍍敷層時，會有在Al及Fe為主體之金屬間化合物中含有Ni的情況。

Zn系鍍敷浴之建浴方法是使用Zn-Al-Mg系及Al-Si合金來調配，使各成分成為預定之濃度，並以450~650℃來熔解即可。只要將表面已充分還原之基材在350~600℃的鍍敷浴中浸漬後拉起，便可在基材表面製作Zn系鍍敷層。且為了控制鍍敷層之附著量，會在熔融鍍敷後立即實施以N ₂氣體所進行之拭焊。

在通常之熔融鍍敷程序中以本發明之組成的鍍敷浴製得鍍敷層時，會形成如圖4所示之鍍敷組織。亦即，鍍敷層是由Zn/Al/MgZn ₂三元共晶組織及Mg ₂Si相(圖4中的5)所構成。而本發明之組織I，若以自然放冷、爐冷、或者是譬如通常之熔融鍍敷程序的凝固冷卻速度或由熔點至室溫之冷卻速度在10℃/秒以上之冷卻是不會形成的。

說明形成組織I的方法。組織I是藉由滿足下述冷卻條件1及2而可形成。

{1}冷卻條件1：本發明中，必須將由鍍敷浴溫到275℃為止之冷卻速度控制在10℃/秒以上。藉由令冷卻速度為10℃/s以上，便可促進組織I的形成。並且，若考慮到後段之徐冷，由鍍敷浴溫到275℃為止之冷卻速度宜為40℃/s以下。

{2}冷卻條件2：在275℃到180℃之溫度區域中，以平均冷卻速度0.095~1.9℃/秒進行冷卻。

僅藉由施行{1}及{2}之兩者的處理，而可在Al初晶內部形成組織I。若冷卻條件2之冷卻速度大於1.9℃/秒時，組織I完全不會形成或不會充分地形成，而Al初晶整體皆由組織II構成，因此將其上限設為1.9℃/秒。另一方面，若冷卻速度小於0.095℃/秒，組織I也完全不會形成或不會充分地形成，因此無法提升耐蝕性。並且，若冷卻速度小於0.095℃/秒，鍍敷與基鐵之擴散會過度進行，結果由Al-Fe系金屬間化合物所構成之界面合金層會成長至厚度超過2μm，而導致耐敲鑿性降低。而且，若冷卻速度小於0.095℃/秒，除界面合金層以外，也容易生成其他金屬間化合物，且前述其他金屬間化合物是由來自於鍍敷浴的不純物或由基鐵擴散之不純物中生成，因此耐敲鑿性容易降低。故，將其下限值設為0.095℃/秒。

{3}冷卻條件3：在{1}{2}之後，雖然由180℃到室溫為止的冷卻條件並無特別限制，但由抑制界面合金層之成長的觀點來看，其平均冷卻速度在2℃/秒以上較佳。

前述圖1及圖2為依照製造本發明之熔融Zn系鍍敷鋼板的方法而形成之鍍敷組織，且為形成組織I之事例。另，由於本發明所得之鍍敷鋼板是熔融鍍敷層，因此通常在鍍敷層與界面必然會形成小於1μm之由Al-Fe系金屬間化合物所構成之界面合金層。又，鍍敷層中，只要將作為無法避免的不純物而含有Fe、Mn、Ti、Sn、In、Bi、Pb及B中任1種以上之金屬間化合物(其他金屬間化合物)的合計存在比率以面積分率計限制在3%以下，對性能面就幾乎沒有影響。另一方面，若其他金屬間化合物之面積率超過3%，耐蝕性及耐敲鑿性便會降低。

以下，說明用以解析藉由製造本發明之熔融Zn系鍍敷鋼板的方法所製造之鍍敷鋼板組織之手法。

鍍敷層之成分組成可藉由將鍍敷鋼板浸漬於加有抑制劑之10%HCl後，將剝離溶液作ICP分析，以掌握鍍敷層之成分組成。

鍍敷層之構成相是藉由使用有Cu靶材之X射線繞射，由鍍敷層表層進行解析。而可確認到本發明所得之構成相為以Zn相、Al相及MgZn ₂相為主體之鍍敷層。且並無觀察到其他之相。Mg ₂Si相由於為微量，因此無法以X射線繞射觀測到其主要波峰。

鍍敷層所含有之組織也可使用穿透型電子顯微鏡(TEM)來進行解析。可由通常之明視野像確認組織形態，並且只要使用暗視野像便可輕易測定Zn相及Al相之結晶粒徑。又，亦可從繞射圖樣鑑定存在於相中之結晶相的結晶構造，藉此鑑定Zn相、Al相及MgZn ₂相。針對組織I之層狀Al相及層狀Zn相的厚度、組織I之片層狀間隔，只要使用TEM之明視野像及暗視野像亦可輕易測定。又，組織I之層狀Al相及層狀Zn相的厚度、組織I之片層狀間隔亦可由以30000倍左右的倍率拍攝而得之SEM像來測定。

鍍敷層所含有之組織的解析，亦可藉由掃描型電子顯微鏡(SEM)觀察鍍敷層截面而得之背向散射電子像來解析。通常，鍍敷層所含有之結晶相大多是由Al元素及Zn元素所構成，因此如圖1之背向散射電子像所示，會依含有於結晶相之元素組成不同而呈現濃淡之對比，亦即，黑色部分顯示Al濃度高，白色部分則顯示Zn濃度高。因此，可藉由單純之影像解析，測定鍍敷層中之黑色部分及白色部分的面積率，以其作為鍍敷層中所含有之Al相、Zn相之面積分率。

此外，組織I及組織II之面積分率，可對於以5000倍左右的倍率拍攝而得之SEM像，使用市售之繪圖軟體畫出具有片層狀構造之組織I與粒狀之由Al相及Zn相構成之組織II的境界線後，進行影像解析，藉此由個別之面積率來估算。又，鍍敷層中所含有之Mg ₂Si的面積分率，可由使用EDS製作之元素分佈影像中所存在的Mg及Si的面積率來掌握。

針對鍍敷層之性能評價進行記載。

鍍敷層之塗裝後耐蝕性，可藉由以下方式進行評價：對鍍敷鋼板試料施行Zn磷酸處理及電沉積塗裝，並製作出到達基鐵之橫切傷後，將具有該橫切傷之塗裝鍍敷鋼板供給至複合循環性腐蝕試驗，測定因腐蝕試驗而產生之橫切傷周圍的最大膨脹幅度，並求算平均值。將膨脹幅度小之試樣評價為耐蝕性優異。此外，由於紅鏽的產生會使塗裝鍍敷鋼板的外觀明顯劣化，故一般而言，到產生紅鏽為止的期間長者會被評價為具有良好之塗裝後耐蝕性。

鍍敷層之耐敲鑿性的評價，可在鍍敷層施行與上述評價塗裝後耐蝕性時相同的電沉積塗裝後，更進一步施行中間塗裝、表塗塗裝及透明塗裝而製作出4層構造之塗膜，然後使碎石衝撞於預定溫度維持恆溫的塗膜，以目視觀察剝落(剝離)的程度，並以目視或影像處理來觀察剝離之情形，藉此進行評價。 實施例

表1-1~表1-6中顯示本發明所揭示之實施例。

作為鍍敷浴，將表1-1、表1-2所示成分的鍍敷浴進行建浴。且將鍍敷浴溫度設為455~585℃。作為鍍敷原板，使用板厚0.8mm之冷軋鋼板(碳濃度0.2%)。原板是在切斷為100mm×200mm之後，以本公司製之分批式的熔融鍍敷試驗裝置進行鍍敷。板溫是使用經點熔接於鍍敷原板中心部的熱電偶進行監測。

浸漬鍍敷浴前，在令氧濃度為20ppm以下之爐內，以N ₂-5%H ₂氣體還原800℃之鍍敷原板表面，並以N ₂氣體空冷而在浸漬板溫度到達浴溫+20℃後，浸漬於鍍敷浴中約3秒。浸漬鍍敷浴後，以100mm/秒的拉起速度拉起。抽拉時，以N ₂拭焊氣體進行鍍敷附著量調整。

由鍍敷浴抽拉鋼板後，以表1-1、表1-2所示冷卻條件(冷卻條件1~3)，將鍍敷層由鍍敷浴溫冷卻至室溫。 [表1-1] [表1-2] [表1-3] [表1-4] [表1-5] [表1-6]

將所得之熔融Zn系鍍敷鋼板的試樣切斷為25(c)×15(L)mm，埋入樹脂中並進行研磨後，製作了鍍敷層之截面的SEM像及利用EDS而得之元素分佈影像。針對鍍敷層，將成分及組織顯示於表1-3及表1-4。此處，由SEM像及元素分佈影像測定組織I、組織II、由Zn相、Al相及MgZn ₂相所構成之Zn/Al/MgZn ₂三元共晶組織(表1-3、表1-4中標記為「Zn/Al/MgZn ₂三元共晶組織」)、Zn/Al二元共晶組織、由Al-Fe系金屬間化合物所構成之界面合金層、Mg ₂Si相、Si相及其他金屬間化合物的面積分率，並測定上述界面合金層之厚度。另，「界面合金層」並不包含於構成上述鍍敷層的面積分率。又，表1-3、表1-4中所謂「其他金屬間化合物」，是除源自基鐵之Fe與Al結合而成的Al-Fe系金屬間化合物之外，源自基鐵之Fe與Zn結合而成的Fe-Zn系金屬間化合物或因鍍敷浴所含有之不純物而造成的金屬間化合物的總稱，且包含於構成鍍敷層的面積率。界面合金層與「其他金屬間化合物」中之Al-Fe金屬化合物的區別，是以不含Zn、Mg且在界面層狀存在為單獨之Al-Fe金屬化合物者為界面合金層，並將其以外者判斷為「其他金屬間化合物」。

圖1及2是表1中No.20(實施例20)之SEM像(BSE像)。鍍敷層中形成有組織I(圖2中之2)、組織II(圖2中之3)、Zn/Al/MgZn ₂三元共晶組織(圖1中之4)、Mg ₂Si相(圖1中之5)以及界面合金層(圖1中之6)。針對形成於組織I中之層狀Al相及層狀Zn層的厚度與片層狀間隔，代表性的數值如表2。 [表2]

鍍敷層中之構成組織，亦即組織I、組織II、Zn/Al/MgZn ₂三元共晶組織、Zn/Al二元共晶組織、Mg ₂Si相、界面合金層及其他金屬間化合物之面積分率，是由不同之5個試樣拍攝鍍敷層之截面EDS分佈影像各1視野，合計拍攝5視野(鍍敷層：50×200μm)後，藉由影像解析而算出。並且，存在於鍍敷層/鋼板之界面的界面合金層之厚度也是藉由從截面EDS分佈影像測定Al-Fe系金屬間化合物的厚度來估算。SEM為JEOL公司製/JSM-700F，EDS之偵測器也是JEOL公司製且加速電壓為15kV；將約500~10000倍左右之截面鍍敷組織以EDS作成元素分佈圖而進行分析。

此外，Zn/Al/MgZn ₂三元共晶組織與Zn/Al二元共晶組織之區別，是在SEM-EDS元素分佈像中，每5μm測定3μm×3μm之範圍的Mg量，並將Mg量為2%以上之範圍判定為Zn/Al/MgZn ₂三元共晶組織，將其以下判定為Zn/Al二元共晶組織。

鍍敷層之塗裝後耐蝕性是如以下方式進行評價：對50×100mm的鍍敷鋼板試樣依(SD5350系統：Nipponpaint Industrial Coatings公司製規格)實施Zn磷酸處理，然後，以20μm實施電沉積塗裝(PN110 Powernics Gray：Nipponpaint Industrial Coatings公司製規格)，並以燒結溫度150℃進行20分鐘之燒結後，製作出到達基鐵之橫切傷(2條40×√2)，將具有該橫切傷的塗裝鍍敷鋼板供給至遵循JASO(M609-91)之複合循環性腐蝕試驗，測定經過120循環後之橫切傷周圍8處的最大膨脹幅度，並求出平均值。在上述JASO(M609-91)的循環數為60、90及150循環的時間點，以從橫切傷之膨脹幅度為1mm以下時為「A」，1~2mm時為「B」，2~4mm時為「C」，而以有紅鏽產生時為「D」。

又，遵循JASO(M609-91)之複合循環性腐蝕試驗，是以下述(1)~(3)為1循環而重複進行。 (1)鹽水噴霧，2小時(5%NaCl、35℃) (2)乾燥，4小時(60℃) (3)濕潤，2小時(50℃，濕度95%以上)

鍍敷層之耐粉碎性，是將鍍敷鋼板切斷為40mm(C)×100mm(L)×0.8mm(t)，使用V彎曲試驗令C方向為彎曲軸方向以5R將其彎曲60°後，由因膠帶剝離而產生之鍍敷層的剝離幅度之5點平均值來進行評價。具體而言，以完全沒有產生剝離的情況為「A」，平均剝離幅度為0.1~1mm的情況為「B」，平均剝離幅度為1~2mm的情況為「C」，並以平均剝離幅度為2mm以上的情況為「D」。

鍍敷層之耐敲鑿性，是對鍍敷層施行與上述評價塗裝後耐蝕性時相同的電沉積塗裝後，更實施中間塗裝、表塗塗裝及透明塗裝而製作塗膜，使整體之膜厚成為40μm，並使用飛石試驗機(Suga Test Instruments Co.,Ltd.製)，從30cm的距離以3.0kg/cm ²的氣壓，使100g的7號碎石以90度的角度衝撞已冷卻至-20℃的塗膜。然後，使用黏著膠帶使衝撞部分中的鍍敷層剝離部露出，測定剝離部分的直徑，由剝離直徑大者選出5個並以其等之平均值作為該被測材料之剝離直徑。剝離直徑愈小，意味著耐敲擊性愈為優異。以平均剝離直徑小於1.0mm時為「A」，平均剝離直徑在1.0mm以上且小於1.5mm時為「B」，平均剝離直徑在1.5mm以上且小於3.0時為「C」，並以平均剝離直徑在3.0mm以上時為「D」來評價耐敲鑿性。

鍍敷層之耐燒黏性，是分別採取2片寬度：80mm×長度：350mm的之1次試驗片，並使用仿造了衝模及筋肋之治具對其施行拉延筋加工，而在鋼板之表面處理面與衝模肩部及筋肋部之間產生長度150mm以上的滑動。又，令上述試驗所用之治具的衝模肩部及筋肋部之局率半徑分別為2mmR及5mmR，並令衝模的壓抵壓力為60kNm ²，令拉延筋加工的抽拉速度為2mmin。並且，試驗時是在試驗片的表面上以10mg/m ²於兩面塗佈潤滑油(550S：Nihon Parkerizing Co., Ltd.製)。

此外，作為實施例之比較對象，準備了以組成在請求項之範圍外、無Si或Si過量、維持時間不足及過長以及維持溫度在範圍外而製得之鍍敷鋼板(表1中之No.89~91以外的各比較例)、熔融鍍鋅鋼板(表1中No.89)、合金化鍍鋅鋼板(表1中No.90)及電鍍鋅鋼板(表1中No.91)，並供於上述評價。針對結果進行說明。

比較例1因鍍敷層中之Al濃度不足，故層狀Zn相及層狀Al相交互排列而成之片層狀組織(組織I)未充分形成，結果導致耐敲鑿性及耐蝕性並不充分。

比較例2因冷卻條件2之冷卻速度小於0.095℃/秒，故界面合金層會成長至厚度超過2μm，而導致耐敲鑿性不充分。且組織I並未形成，結果導致耐蝕性也不充分。

比較例5因鍍敷層中不含Si，而無法抑制鍍敷浴中所含有之Zn及Al與鍍敷原板中之Fe元素的反應，導致鍍敷層中混入大量不純物元素。其結果，在鍍敷層中，含Fe、Mn、Ti、Sn、In、Bi、Pb及B中任1種以上的金屬間化合物(其他金屬間化合物)會超過3%而明顯地大量生成，且界面合金層會形成得很厚，導致耐敲鑿性不充分。而且，鍍敷層中之Al濃度不足，在鍍敷層中源自不純物元素之Fe-Zn系金屬間化合物及Al-Fe系金屬間化合物便大量形成，而未充分形成組織I，結果導致耐蝕性不充分。

比較例10因鍍敷層中之Si濃度過剩，故電位較貴之Si相會大量生成於鍍敷層中，導致耐燒黏性、耐敲鑿性及耐蝕性不充分。

比較例11因鍍敷層中之Mg濃度不足，故將Zn系腐蝕生成物絕緣被膜化且將鏽障壁被膜化之效果低。其結果，耐蝕性並不充分。

比較例18因冷卻條件1之冷卻速度小於10℃/秒，而未充分形成組織I，結果導致耐敲鑿性及耐蝕性不充分。

比較例19因冷卻條件2之冷卻速度大於1.9℃/秒，而完全未形成組織I，結果導致耐敲鑿性及耐蝕性不充分。

比較例22因鍍敷層中之Si濃度不足，而無法抑制鍍敷浴中所含有之Zn及Al與鍍敷原板中之Fe元素的反應，導致鍍敷層中混入大量不純物元素。其結果，在鍍敷層中其他金屬間化合物會超過3%而大量生成，且界面合金層會形成得很厚，導致耐敲鑿性不充分。而且，在鍍敷層中源自不純物元素之Fe-Zn系金屬間化合物及Al-Fe系金屬間化合物大量形成，而未充分形成組織I，結果導致耐蝕性不充分。

比較例23因冷卻條件2之冷卻速度小於0.095℃/秒，故界面合金層會成長至厚度超過2μm，且其他金屬間化合物會生成為超過3%，而導致耐敲鑿性不充分。且組織I並未形成，結果耐蝕性亦不充分。

比較例31因冷卻條件2之冷卻速度小於0.095℃/秒，故界面合金層會成長至厚度超過2μm，且其他金屬間化合物會生成為超過3%，而導致耐敲鑿性不充分。且組織I並未形成，結果耐蝕性亦不充分。

比較例32因鍍敷層中之Al濃度過高，而未形成組織I，結果導致耐蝕性不充分。

比較例37因鍍敷層中之Mg濃度不足，故將Zn系腐蝕生成物絕緣被膜化且將鏽障壁被膜化之效果低。其結果，耐蝕性並不充分。

比較例40因鍍敷層中之Si濃度不足，而無法抑制鍍敷浴中所含有之Zn及Al與鍍敷原板中之Fe元素的反應，導致鍍敷層中混入大量不純物元素。其結果，在鍍敷層中其他金屬間化合物會超過3%而大量生成，且界面合金層會形成得很厚，導致耐敲鑿性不充分。而且，在鍍敷層中源自不純物元素之Fe-Zn系金屬間化合物及Al-Fe系金屬間化合物大量形成，而未充分形成組織I，結果導致耐蝕性不充分。

比較例43因冷卻條件2之冷卻速度大於1.9℃/秒，而未形成組織I，結果導致耐敲鑿性及耐蝕性不充分。

比較例44因冷卻條件1之冷卻速度小於10℃/秒，而未形成組織I，結果導致耐敲鑿性及耐蝕性不充分。

比較例45因鍍敷層中不含Mg，故將Zn系腐蝕生成物絕緣被膜化且將鏽障壁被膜化之效果低。其結果，耐蝕性並不充分。

比較例48因冷卻條件2之冷卻速度小於0.095℃/秒，故界面合金層會成長至厚度超過2μm，而導致耐敲鑿性不充分。且組織I並未形成，結果耐蝕性亦不充分。

比較例50因鍍敷層中之Mg濃度過高，而未充分形成組織I，結果導致耐敲鑿性及耐蝕性不充分。

比較例55因鍍敷層中之Al濃度過高，而未形成組織I，結果導致耐蝕性不充分。

比較例56因鍍敷層中之Al濃度不足，而未形成組織I，結果導致耐敲鑿性及耐蝕性不充分。

比較例58因鍍敷層中不含Si，故無法抑制鍍敷浴中所含有之Zn及Al與鍍敷原板中之Fe元素的反應，導致鍍敷層中混入大量不純物元素。其結果，在鍍敷層中其他金屬間化合物會超過3%而大量生成，且界面合金層會形成得很厚，導致耐敲鑿性不充分。而且，在鍍敷層中源自不純物元素之Fe-Zn系金屬間化合物及Al-Fe系金屬間化合物大量形成，而未充分形成組織I，結果導致耐蝕性不充分。

比較例64因冷卻條件2之冷卻速度大於1.9℃/秒，而未形成組織I，結果導致耐敲鑿性及耐蝕性不充分。

比較例65因冷卻條件2之冷卻速度小於0.095℃/秒，故界面合金層會成長至厚度超過2μm，而導致耐敲鑿性不充分。且組織I並未形成，結果耐蝕性亦不充分。

比較例67因鍍敷層中之Si濃度不足，而無法抑制鍍敷浴中所含有之Zn及Al與鍍敷原板中之Fe元素的反應，導致鍍敷層中混入大量不純物元素。其結果，在鍍敷層中其他金屬間化合物會超過3%而大量生成，且界面合金層會形成得很厚，導致耐敲鑿性不充分。而且，在鍍敷層中源自不純物元素之Fe-Zn系金屬間化合物及Al-Fe系金屬間化合物大量形成，而未充分形成組織I，結果導致耐蝕性不充分。

比較例75因鍍敷浴中含有大量不純物，而在鍍敷層中作為無法避免之不純物而含有之其他金屬間化合物的合計存在比率之面積分率超過3%，故耐蝕性及耐敲鑿性不充分。

比較例83因鍍敷層中之Al濃度過高，而未形成組織I，結果導致耐蝕性不充分。

比較例87因鍍敷層中之Al濃度過高，而未形成組織I，結果導致耐蝕性不充分。

比較例88因鍍敷層中之Si濃度過高，因此電位較貴之Si相會大量生成於鍍敷層中，導致耐蝕性、耐敲鑿性及耐燒黏性不充分。

比較例89~91因鍍敷層並非如本發明為含有Al、Mg及Si者，而為單純之鍍鋅層，故耐蝕性及耐敲鑿性不充分。而且，比較例89及91之耐燒黏性也不充分。

相對於此，本發明之實施例3、4、6~9、12~17、20、21、24~30、33~36、38、39、41、42、46、47、49、51~54、57、59~63、66、68~74、76~82、84~86兼具良好之耐蝕性、耐敲鑿性及耐燒黏性。

1‧‧‧Al初晶部

2‧‧‧片層狀組織(組織I)

3‧‧‧由粒狀Zn相及粒狀Al相所構成的組織(組織II)

4‧‧‧Zn/Al/MgZn₂三元共晶組織(共晶組織)

5‧‧‧Mg₂Si相

6‧‧‧界面合金層

圖1顯示將在浸漬鍍敷浴後，於275~180℃之溫度區中冷卻200秒而得之Zn-Al-Mg系鍍敷鋼板之鍍敷層以2000倍拍攝而得之BSE像(實施例20)。

圖2顯示以10000倍拍攝圖1中之區域I而得之BSE像(實施例20)。

圖3顯示以30000倍拍攝圖2中之組織I而得之BSE像(實施例20)。

圖4顯示在浸漬鍍敷浴後，以冷卻速度10℃/秒冷卻至室溫而得之Zn系鍍敷鋼板的鍍敷層之BSE像(比較例19)。

圖5顯示以10000倍拍攝圖4中之區域II而得之BSE像(比較例19)。

Claims (13)

1. 一種熔融Zn系鍍敷鋼板，其特徵在於鋼板表面的至少一部份具有鍍敷層，前述鍍敷層含10~40質量%之Al、0.05~4質量%之Si及0.5~4質量%之Mg，且剩餘部分是由Zn及無法避免之不純物所構成；且前述鍍敷層在鍍敷層截面中含有以面積分率計為5%以上之片層狀組織，且將含Fe、Mn、Ti、Sn、In、Bi、Pb及B中任1種以上的金屬間化合物之合計存在比率以面積分率計限制在3%以下；前述片層狀組織是由層狀Zn相與層狀Al相交互排列而成，且其以結晶粒徑之短邊與長邊的比即短邊/長邊所定義之長寬比為0.1以下。
2. 如請求項1之熔融Zn系鍍敷鋼板，其中前述鍍敷層含10~30質量%之Al、0.05~2.5質量%之Si及2~4質量%之Mg。
3. 如請求項1或2之熔融Zn系鍍敷鋼板，其中前述鍍敷層含有以面積分率計為20~80%之前述片層狀組織。
4. 如請求項3之熔融Zn系鍍敷鋼板，其中前述鍍敷層含有以面積分率計為40~50%之前述片層狀組織。
5. 如請求項1或2之熔融Zn系鍍敷鋼板，其中前述鍍敷層含有以面積分率計為20~90%之由Zn相、Al相及MgZn₂相所構成之Zn/Al/MgZn₂三元共晶組織。
6. 如請求項3之熔融Zn系鍍敷鋼板，其中前 述鍍敷層含有以面積分率計為20~90%之由Zn相、Al相及MgZn₂相所構成之Zn/Al/MgZn₂三元共晶組織。
7. 如請求項4之熔融Zn系鍍敷鋼板，其中前述鍍敷層含有以面積分率計為20~90%之由Zn相、Al相及MgZn₂相所構成之Zn/Al/MgZn₂三元共晶組織。
8. 如請求項1或2之熔融Zn系鍍敷鋼板，其在前述鍍敷層與前述鋼板之界面具有厚度為100nm~2μm之界面合金層，且前述界面合金層是由Al-Fe系金屬間化合物所構成。
9. 如請求項3之熔融Zn系鍍敷鋼板，其在前述鍍敷層與前述鋼板之界面具有厚度為100nm~2μm之界面合金層，且前述界面合金層是由Al-Fe系金屬間化合物所構成。
10. 如請求項4之熔融Zn系鍍敷鋼板，其在前述鍍敷層與前述鋼板之界面具有厚度為100nm~2μm之界面合金層，且前述界面合金層是由Al-Fe系金屬間化合物所構成。
11. 如請求項5之熔融Zn系鍍敷鋼板，其在前述鍍敷層與前述鋼板之界面具有厚度為100nm~2μm之界面合金層，且前述界面合金層是由Al-Fe系金屬間化合物所構成。
12. 如請求項6之熔融Zn系鍍敷鋼板，其在前述鍍敷層與前述鋼板之界面具有厚度為100nm~2μm之界面合金層，且前述界面合金層是由Al-Fe系金屬間化合物 所構成。
13. 如請求項7之熔融Zn系鍍敷鋼板，其在前述鍍敷層與前述鋼板之界面具有厚度為100nm~2μm之界面合金層，且前述界面合金層是由Al-Fe系金屬間化合物所構成。