TWI658171B - 鍍敷鋼材 - Google Patents

Abstract

本發明之鍍敷鋼材，具有鋼材、與配設於鋼材表面且含有Zn-Al-Mg合金層之鍍敷層，Zn-Al-Mg合金層具有Zn相，且Zn相中含有Mg-Sn金屬間化合物相，鍍敷層具有下述化學組成：以質量%計由以下構成：Zn：大於65.0%、Al：大於5.0%且小於25.0%、Mg：大於3.0%且小於12.5%、Sn：0.1%~20.0%、預定量之任意元素及不純物，且滿足下述式1~式5。 式1：Bi+In＜Sn 式2：Y+La+Ce≦Ca 式3：Si＜Sn 式4：0≦Cr+Ti+Ni+Co+V+Nb+Cu+Mn＜0.25 式5：0≦Sr+Sb+Pb+B＜0.5

Description

鍍敷鋼材

本發明是有關於鍍敷鋼材。

發明背景 於建材領域中利用有各式各樣的鍍敷鋼材。且大部分為Zn鍍敷鋼材。基於建材長壽命化需求，自以往即有研究Zn鍍敷鋼材之高耐蝕性化而開發出各種鍍敷鋼材。最初建材用之高耐蝕性鍍敷鋼材係一於Zn系鍍敷層中添加Al以提升耐蝕性之Zn-5%Al鍍敷鋼材(Galfan鍍敷鋼材)。於鍍敷層中添加Al來提升耐蝕性為眾所皆知之事實，藉由添加5%Al而於鍍敷層(具體而言為Zn相)中形成Al相可提升耐蝕性。Zn-55%Al-1.6%Si鍍敷鋼材(Galvalume鋼材)亦基本上為基於相同理由而耐蝕性獲提升之鍍敷鋼材。 因此，Al濃度若提升則基本上平面部耐蝕性亦會提升。但，Al濃度提升卻會致使犠牲防蝕性能降低。

在此，Zn系鍍敷鋼材之魅力為具有對基鐵(鋼材)之犠牲防蝕效果。亦即，於鍍敷鋼材之切斷端面部、加工時之鍍敷層斷裂部及因鍍敷層剝離等造成之基鐵(鋼材)外露部，周圍之鍍敷層會於基鐵(鋼材)腐蝕前溶出而鍍敷溶出成分即會形成保護皮膜。藉此，可於某程度上防止基鐵(鋼材)造成之紅鏽。

該作用一般而言宜為Al濃度低且Zn濃度高。因此，近年來將Al濃度抑制為5%~25%左右之較低濃度等之高耐蝕化鍍敷鋼材益趨實用化。尤其是將Al濃度抑制得較低並含有1~3%左右之Mg的鍍敷鋼材具有比Galfan鍍敷鋼材更優異之平面部耐蝕性及犠牲防蝕性。因此，作為鍍敷鋼材成為市場趨向，而於現今市場上廣為人知。以含有該一定量之Al及Mg而可實現高耐蝕化之鍍敷鋼材來說，已開發有例如專利文獻1及專利文獻2所揭示之鍍敷鋼板。

以一直期望長壽命化之建材領域來說，係尋求平面部耐蝕性及犠牲防蝕性更進一步之提升，而最佳為可兼具兩性能之鍍敷鋼材。直至今日，該兩性能之兼具即利用主要含有Al及Mg之鍍敷層的合金化來達成。然，一般鍍敷層的合金化會致使鍍敷層硬度上升，相較於純金屬的鍍敷層亦嚴重損及加工性，故必須為兼有加工性之鍍敷鋼材。且，鍍敷層硬度亦涉及到耐磨耗性，故宜有效利用鍍敷層合金化所得之性質。 但，該等之平面部耐蝕性、犠牲防蝕性、加工性及耐磨耗性各性能乃為只要提升其中一性能，其他性質即會劣化等之難以兩相兼具之性質。

例如如上述基於平面部耐蝕性之觀點，選定Al濃度尤其重要。故以採用Al主體、賦予犠牲防蝕性之手段的鍍敷鋼材來說，即有如專利文獻3所示之Al鍍敷鋼板及如專利文獻4所示之Al-Zn系鍍敷鋼板。而另一方面，以程度上將Al濃度抑制地較低為5%~而賦予該等鍍敷層平面部耐蝕性之鍍敷鋼材來說，即已揭示有專利文獻5、專利文獻6、專利文獻7及專利文獻8所示之鍍敷鋼板。

專利文獻1：日本專利特開2006-193791號公報 專利文獻2：國際專利公開第2011/001662號 專利文獻3：日本專利特開2002-012959號公報 專利文獻4：日本專利特開2015-214747號公報 專利文獻5：日本專利特開2001-115273號公報 專利文獻6：日本專利特開2001-316791號公報 專利文獻7：日本專利特開2010-275634號公報 專利文獻8：日本專利特開2001-64759號公報

發明概要 發明欲解決之課題 但，該等專利文獻3~4記載之鍍敷鋼材因鍍敷層為Al主體，Zn量被侷限住，致使犠牲防蝕效果與該效果之持續時間變得非常地小。因此，雖具優異平面部耐蝕性，但卻難謂兼具平面部耐蝕性與犠牲防蝕性。而以結果來說，市場上可取代Galvalume鋼材之鍍敷鋼材仍未普及。 而且，以專利文獻5~8記載之鍍敷鋼材來說，亦仍無法對直至最近開發出之Zn-Al(5%~)-Mg(1%~)系鍍敷鋼材賦予足以匹敵Al系鍍敷鋼材之平面部耐蝕性以及更進一步之犠牲防蝕性。因此，難謂以往之Zn-Al-Mg系鍍敷鋼材經賦予有魅力性能。 而且，不論哪一種鍍敷鋼材皆難謂已兼具加工性及耐磨耗性。

本揭示之一態樣之課題即提供一種可提升平面部耐蝕性及犠牲防蝕性的同時並兼具加工性及耐磨耗性之鍍敷鋼材。

用以解決課題之手段 可解決課題之手段包含下述態樣。

＜1＞一種鍍敷鋼材，具有鋼材、與配設於前述鋼材表面且含有Zn-Al-Mg合金層的鍍敷層；並且， 前述Zn-Al-Mg合金層具有Zn相，且前述Zn相中含有Mg-Sn金屬間化合物相； 前述鍍敷層具有下述化學組成： 以質量%計由以下構成： Zn：大於65.0%、 Al：大於5.0%且小於25.0%、 Mg：大於3.0%且小於12.5%、 Sn：0.1%~20.0%、 Bi：0%~小於5.0%、 In：0%~小於2.0%、 Ca：0%~3.00%、 Y：0%~0.5%、 La：0%~小於0.5%、 Ce：0%~小於0.5%、 Si：0%~小於2.5%、 Cr：0%~小於0.25%、 Ti：0%~小於0.25%、 Ni：0%~小於0.25%、 Co：0%~小於0.25%、 V：0%~小於0.25%、 Nb：0%~小於0.25%、 Cu：0%~小於0.25%、 Mn：0%~小於0.25%、 Fe：0%~5.0%、 Sr：0%~小於0.5%、 Sb：0%~小於0.5%、 Pb：0%~小於0.5%、 B：0%~小於0.5%、及 不純物，且滿足下述式1~式5， 式1：Bi+In＜Sn 式2：Y+La+Ce≦Ca 式3：Si＜Sn 式4：0≦Cr+Ti+Ni+Co+V+Nb+Cu+Mn＜0.25 式5：0≦Sr+Sb+Pb+B＜0.5 惟，式1~式5中元素符號表示各元素以質量%計之含量。 ＜2＞如＜1＞之鍍敷鋼材，其中前述Mg-Sn金屬間化合物相之平均結晶粒徑小於1μm。 ＜3＞如＜1＞或＜2＞之鍍敷鋼材，其中前述Zn-Al-Mg合金層之截面中，相對於含有Mg-Sn金屬間化合物相之Zn相，結晶粒徑小於1μm之Mg-Sn金屬間化合物相之面積分率為10~50%。 ＜4＞如＜1＞至＜3＞中任一項之鍍敷鋼材，其中前述Zn-Al-Mg合金層之截面中，相對於前述Zn-Al-Mg合金層之截面，含有前述Mg-Sn金屬間化合物相之Zn相以面積分率計存在3%以上。 ＜5＞如＜1＞至＜4＞中任一項之鍍敷鋼材，其使用Cu-Kα線以X射線輸出為40kV及150mA之條件測得前述鍍敷層表面之X射線繞射影像中，比強度I(Mg-Sn金屬間化合物相)＝{I(22.8°強度(cps))+I(23.3°強度(cps))+I(24.2°強度(cps))}/3×I(於20°之背景強度(cps))在1.5以上。 ＜6＞如＜1＞至＜5＞中任一項之鍍敷鋼材，其中前述鍍敷層中，Ca含量以質量%計為0.05~3.00%，並且於前述Zn相中具有MgCaSn相及Mg₉ Sn₅ 相作為前述Mg-Sn金屬間化合物相，且 使用Cu-Kα線以X射線輸出為40kV及150mA之條件測得前述鍍敷層表面之X射線繞射影像中，比強度I(MgCaSn+Mg₉ Sn₅ )＝{I(22.8°強度(cps))+I(26.3°強度(cps))}/I(23.3°強度(cps))小於0.3，且I(23.3°強度(cps))為500cps以上。 ＜7＞如＜5＞之鍍敷鋼材，其中前述鍍敷層中，Mg含量以質量%計大於4.0%且小於12.5%，Ca含量以質量%計為0.05~3.00%，Si含量以質量%計為0.01~2.5%，且 使用Cu-Kα線以X射線輸出為40kV及150mA之條件測得前述鍍敷層表面之X射線繞射影像中，出現於23.0~23.46°之繞射峰當中，最強強度之繞射峰出現在23.36~23.46°之間。 ＜8＞如＜1＞至＜7＞中任一項之鍍敷鋼材，其中前述鍍敷層中，Ca含量以質量%計為0.05~3.00%且Si含量以質量%計為0.01~2.5%，並且 前述Zn-Al-Mg合金層含有選自於由平均結晶粒徑1μm以上之Ca-Al-Si金屬間化合物相及平均結晶粒徑1μm以上之Mg-Al-Si金屬間化合物相所構成群組中之至少1種。 ＜9＞如＜1＞至＜8＞中任一項之鍍敷鋼材，其中前述鍍敷層中，Ca含量以質量%計為0.05~3.00%，並且前述Zn-Al-Mg合金層之截面中，相對於前述Zn-Al-Mg合金層之截面，結晶粒徑1μm以上之Ca-Zn-Al金屬間化合物相以面積分率計存在5%以上。 ＜10＞如＜1＞至＜9＞中任一項之鍍敷鋼材，其中前述鍍敷層中，Sn含量以質量%計為3.00~20.00%，且令Sn及Zn為各自元素的含量時，滿足式：0.05＜Sn/Zn，並且前述Zn-Al-Mg合金層之截面中，相對於Zn-Al-Mg合金層截面，結晶粒徑1μm以上之Mg-Sn金屬間化合物相以面積分率計存在3%以上。 ＜11＞如＜1＞至＜10＞中任一項之鍍敷鋼材，其中前述Zn-Al-Mg合金層之截面中，相對於Zn-Al-Mg合金層之截面，由Zn相及Al相構成之片層狀間隔小於300nm之共析組織以面積分率計存在10%以上。 ＜12＞如＜1＞至＜11＞中任一項之鍍敷鋼材，其中前述Zn-Al-Mg合金層截面中，Zn-Al-MgZn₂ 三元共晶組織之面積分率為0~5%。 ＜13＞如＜1＞至＜9＞中任一項之鍍敷鋼材，其中前述鍍敷層中，前述Sn含量以質量%計為0.10~小於3.00%。 ＜14＞如＜1＞至＜13＞中任一項之鍍敷鋼材，其中前述鍍敷層於前述鋼材與前述Zn-Al-Mg合金層之間具有Al-Fe合金層。

發明效果 本揭示之一態樣之課題即提供一種提升平面部耐蝕性及犠牲防蝕性的同時並兼具加工性及耐磨耗性之鍍敷鋼材。

用以實施發明之形態 以下就本揭示之一例進行說明。 此外，本揭示中化學組成之各元素含量之「%」的表示即指「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。 又，「~」前後所記載之數值附有「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。 又，化學組成之元素含量有表記為元素量(例如Zn量、Mg量等)或元素濃度(例如Zn濃度、Mg濃度等)之情形。 又，所謂「步驟」之用語並非僅指獨立之步驟，本用語亦包含無法與其他步驟明確區分時只要可達成該步驟所期望之目的之情況。 又，「平面部耐蝕性」表示鍍敷層(具體而言為Zn-Al-Mg合金層)本身不易腐蝕之性質。 又，「犠牲防蝕性」表示可抑制基鐵(鋼材)外露部(例如鍍敷鋼材之切斷端面部、加工時之鍍敷層斷裂部及鍍敷層剝離造成基鐵(鋼材)露出之處)腐蝕之性質。

本揭示鍍敷鋼材係具有鋼材、與配設於鋼材表面之含有Zn-Al-Mg合金層的鍍敷層的熔融鍍敷鋼板，並且，Zn-Al-Mg合金層具有Zn相，且前述Zn相中含有Mg-Sn金屬間化合物相，鍍敷層具有預定化學組成。

本揭示鍍敷鋼材藉由上述構成，可提升平面部耐蝕性及犠牲防蝕性的同時並兼具加工性及耐磨耗性。本揭示鍍敷鋼材係由以下見解所發現。

本發明人等就Zn-Al-Mg系鍍敷鋼材之鍍敷層的各種性能獲得以下見解。 為了獲得與近年耐蝕性最優異之Zn-Al-Mg系鍍敷鋼板同等級以上之平面部耐蝕性，Al濃度必須最低限大於5%，Mg濃度則必須大於3%。若小於該等濃度，則無法對以往之Zn-Al-Mg系鍍敷鋼板兼具平面部耐蝕性及犠牲防蝕性。 另一方面，要賦予鍍敷層之犠牲防蝕性除了控制Al濃度及Mg濃度，還可使鍍敷層中含有一定量之Sn以使鍍敷層(具體而言為Zn-Al-Mg合金層)之構成相變化來實現。具體來說，主要係使Zn-Al-Mg合金層形成之Zn相中析出Mg-Sn金屬間化合物相，而發現以往以熔融Zn系鍍敷鋼材無法獲得之等級的犠牲防蝕性。 而且，當Zn相中含有Mg-Sn金屬間化合物相，可提升Zn相之硬度但卻不會使加工性劣化。除此之外，藉由將Zn、Al、Mg及Sn各濃度適當控制，鍍敷層之化學組成可為高合金組成，並且可維持與習知Zn-Al-Mg系鍍敷鋼材同等之加工性，且藉由鍍敷層之化學組成的高合金化可維持高鍍敷層硬度故耐摩耗性亦佳。

由以上可得本揭示鍍敷鋼板可製成為提升平面部耐蝕性及犠牲防蝕性的同時並兼具加工性及耐磨耗性之鍍敷鋼材。 而且，尤其是本揭示鍍敷鋼材因具優異犠牲防蝕性故可提升切斷端面部耐蝕性。

在此，Mg-Sn金屬間化合物相(以下圖求方便，Mg-Sn金屬間化合物相亦稱「微細MCSB相」)包含與下述(1)~(5)對應之金屬間化合物相。此外，Mg-Sn金屬間化合物相亦可間隙固溶有Si等元素。 (1)Mg₂ Sn相 (2)Mg₉ Sn₅ 相 (3)一部分Sn被Bi、In、Cr、Ti、Ni、Co、V、Nb、Cu及Mn之至少1種取代之置換Mg₂ Sn相及Mg₉ Sn₅ 相(Mg₂ Sn相及Mg₉ Sn₅ 相之置換體之相) (4)一部份Mg被Ca、Y、La及Ce之至少1種取代之置換Mg₂ Sn相及Mg₉ Sn₅ 相(Mg₂ Sn相及Mg₉ Sn₅ 之置換體之相) (5)一部份Mg被Ca、Y、La及Ce之至少1種取代且一部份Sn被Bi、In、Cr、Ti、Ni、Co、V、Nb、Cu及Mn之至少1種取代之置換Mg₂ Sn相及Mg₉ Sn₅ 相(Mg₂ Sn相及Mg₉ Sn₅ 之置換體之相) 此外，有將該等Mg₂ Sn相及Mg₉ Sn₅ 之置換體之相統稱為「Mg₂ Sn之置換體之相之情況。

以下細述本揭示鍍敷鋼材。

針對鍍敷對象之鋼材進行說明。 鋼材形狀並無特別限制，鋼材除了鋼板之外，還可舉鋼管、土木建築材(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)、家電構件(空調之室外機的殼體等)、汽車零件(底盤構件等)等經成形加工之鋼材。成形加工可利用例如壓製加工、輥壓成形、彎曲加工等各種塑性加工手法。

鋼材材質並無特別限制。鋼材可適用例如一般鋼、Ni預鍍敷鋼、Al脫氧鋼(Al killed steel)、極低碳鋼、高碳鋼、各種高拉力鋼、一部分高合金鋼(含有Ni、Cr等強化元素之鋼等)等各種鋼材。 鋼材針對鋼材之製造方法、鋼板之製造方法(熱軋延方法、酸洗方法、冷軋方法等)等條件並無特別限制。 鋼材亦可為經預鍍敷之預鍍敷鋼材。

接著，就鍍敷層進行說明。 鍍敷層含有Zn-Al-Mg合金層。鍍敷層除了Zn-Al-Mg合金層亦可含有Al-Fe合金層。而Al-Fe合金層係存在於鋼材與Zn-Al-Mg合金層之間。

亦即，鍍敷層可為Zn-Al-Mg合金層之單層狀結構，亦可為含有Zn-Al-Mg合金層與Al-Fe合金層之積層狀結構。為積層狀結構時，Zn-Al-Mg合金層可製成構成鍍敷層表面之層。 而其會於鍍敷層表面形成50nm左右之鍍敷層構成元素之氧化被膜，但因其厚度相對於鍍敷層整體厚度較薄而並不視為構成鍍敷層主體。

在此，Zn-Al-Mg合金層之厚度設為例如2μm以上且95μm以下(宜為5μm以上且75μm以下)。

另一方面，鍍敷層整體厚度為例如100μm以下左右。因鍍敷層整體厚度會被鍍敷條件影響，故鍍敷層整體厚度之上限及下限並無特別限制。例如鍍敷層整體厚度在一般熔融鍍敷法中係與鍍敷浴之黏性及比重有關。而且鍍敷量可藉由鋼板(鍍敷原板)的抽出速度及擦拭(wiping)強弱調整其單位面積之量。因此，可想成鍍敷層整體厚度的下限為2μm左右。 另一方面，由鍍敷金屬之自重及均一性，而可以熔融鍍敷法製作之鍍敷層厚度約為95μm。 因鍍敷層之厚度可藉由從鍍敷浴抽出之速度與擦拭條件自由設定，故形成厚度2~95μm之鍍敷層並非難事。

接著說明Al-Fe合金層。

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)，且組織以Al₅ Fe相為主相之層。Al-Fe合金層係由基鐵(鋼材)及鍍敷浴之相互原子擴散而形成。製法使用熔融鍍敷法時，以含有Al元素之鍍敷層來說易形成Al-Fe合金層。因鍍敷浴中含有一定濃度以上之Al。故Al₅ Fe相會形成最多。但，原子擴散很花時間，而且靠近基鐵之部分亦會有Fe濃度變高之部分。因此，Al-Fe合金層會有部分少量含有AlFe相、Al₃ Fe相、Al₅ Fe₂ 相等的情形。而鍍敷浴中因亦含有一定濃度之Zn，故Al-Fe合金層亦會少量含有Zn。

以耐蝕性來說，不論Al₅ Fe相、Al₃ Fe相、AlFe相及Al₅ Fe₂ 相中哪一個相其差異不大。在此所說耐蝕性係指不受熔接影響之部分的耐蝕性。佔於鍍敷層中之Al-Fe合金層之厚度小、且相較於Zn-Al-Mg合金層其耐蝕性較低，故以整體之耐蝕性來說即便該等相之比率有變亦無太大的差異。

在此，鍍敷層中含有Si時，Si尤易被阻入Al-Fe合金層中，而有成Al-Fe-Si金屬間化合物相之情形。所鑑定之金屬間化合物相有AlFeSi相，異構物則有α、β、q1,q2-AlFeSi相等存在。因此，Al-Fe合金層亦有檢測出該等AlFeSi相等之情形。包含該等AlFeSi相等之Al-Fe合金層亦稱Al-Fe-Si合金層。 此外，Al-Fe-Si合金層異之厚度亦相對於Zn-Al-Mg合金層小，故對鍍敷層整體之耐蝕性的影響小。

又，當鍍敷原材(鍍敷原板等)使用各種預鍍敷鋼材時，會有Al-Fe合金層之結構因預鍍敷之附著量而變之情形。具體來說，會有以下情形產生：於Al-Fe合金層周圍殘存有預鍍敷所用純金屬層之情形；Zn-Al-Mg合金層之構成成分與預鍍敷成分結合而成之金屬間化合物相(例如Al₃ Ni相等)形成合金層之情形；形成Al原子及Fe原子經取代之Al-Fe合金層之情形；或形成Al原子、Fe原子及Si原子之一部分經取代之Al-Fe-Si合金層之情形等。不論任一情形，該等合金層之厚度因相對於Zn-Al-Mg合金層小，故對鍍敷層整體之耐蝕性的影響小。

亦即，Al-Fe合金層係一除了以Al₅ Fe相為主體之合金層外，還包含上述各種態樣之合金層的層。

Al-Fe合金層之厚度例如為0μm以上且5μm以下(通常為100nm以上且5μm以下)。 亦即，亦可不形成Al-Fe合金層。惟，一般來說以本揭示規定之鍍敷組成利用熔融鍍敷法形成鍍敷層，即會於鋼材與Zn-Al-Mg合金層之間形成100nm以上之Al-Fe合金層。Al-Fe合金層厚度的下限值並無特別限制，然明確可知於形成含有Al之熔融鍍敷層時必會形成Al-Fe合金層。而且，經驗上來說100nm左右係Al-Fe合金層之形成最受抑制時之厚度，而判斷其為可充分確保鍍敷層與基鐵(鋼材)之密著性之厚度。在不採取特別手段下因Al濃度高，故以熔融鍍敷法難以形成比100nm更薄之Al-Fe合金層。但，即便Al-Fe合金層之厚度小於100nm，或未形成Al-Fe合金層，吾等推測並不會對鍍敷性能造成太大影響。

另一方面，若Al-Fe合金層之厚度在5μm以上，Al-Fe合金層上所形成之Zn-Al-Mg合金層的Al成分會不充分，進而鍍敷層之密著性、加工性有極端惡化之傾向。因此，將Al-Fe合金層之厚度限制在5μm以下。 此外，Al-Fe合金層亦與Al濃度及Sn濃度有密切關聯，一般而言Al濃度及Sn濃度越高，成長速度即有越快之傾向。

因Al-Fe合金層大多主構成為Al₅ Fe相，故Al-Fe合金層之化學組成可例示含有Fe：25~35%、Al：65~75%、Zn：5%以下及剩餘部分：不純物之組成。

一般而言，Zn-Al-Mg合金層之厚度通常會比Al-Fe合金層厚，因此Al-Fe合金層對以鍍敷鋼板而言之平面部耐蝕性的助益會比Zn-Al-Mg合金層小。但，如由成分分析結果所推測，Al-Fe合金層中含有一定濃度以上之耐蝕性元素Al及Zn。因此，Al-Fe合金層對基鐵(鋼材)具有某程度之犠牲防蝕性及腐蝕障蔽效果。

在此，要以定量測定來確認厚度薄之Al-Fe合金層單獨耐蝕性之助益很困難。不過，例如當Al-Fe合金層具有充分厚度時，以端銑加工等從鍍敷層表面進行切削來精密去除Al-Fe合金層上之Zn-Al-Mg合金層並施行腐蝕試驗，即可評估Al-Fe合金層單獨耐蝕性。Al-Fe合金層因含有Al成分及少量Zn成分，故具有Al-Fe合金層時紅鏽會以點狀產生，並不會像不具Al-Fe合金層而基鐵(鋼材)外露時那樣產生整面紅鏽。

又，在腐蝕試驗中，觀察鍍敷層截面直到基鐵(鋼材)產生紅鏽之前，可確認到即便上層的Zn-Al-Mg合金層溶出及鏽化仍僅殘存Al-Fe合金層，而有防止基鐵(鋼材)腐蝕。其係因以電化學上來說Al-Fe合金層比Zn-Al-Mg層高電位，但卻處於較基鐵(鋼材)低電位之位。由該等情事來看，可判斷Al-Fe合金層亦具有一定耐蝕性。

由腐蝕之觀點來看，Al-Fe合金層越厚越佳而具有可延遲紅鏽產生時間之作用。但，厚的Al-Fe合金層會成為嚴重致使鍍敷加工性劣化的原因，故厚度宜為一定厚度以下。由加工性之觀點而言其適當厚度已分曉，Al-Fe合金層宜為5μm以下，可減少於V型彎曲試驗等中產生以鍍敷Al-Fe合金層為起點而產生之裂痕、粉化量。且更宜為2μm以下。

接著，說明鍍敷層之化學組成。 以鍍敷層所含Zn-Al-Mg合金層之成分組成來說，鍍敷浴之成分組成比率幾乎存於Zn-Al-Mg合金層中。熔融鍍敷法中Al-Fe合金層之形成因已在鍍敷浴內完成反應，故因Al-Fe合金層之形成造成Zn-Al-Mg合金層的Al成分、Zn成分之減少一般來說很少。

接著，為了提升平面部耐蝕性及犠牲防蝕性之同時並實現兼具加工性及耐磨耗性，令鍍敷層之化學組成如下。 尤其如下述鍍敷層之化學組成，使Zn濃度大於65.0%並含有預定量之Mg及Sn，可大幅提升Zn-Al-Mg合金層所具有之Zn相的犠牲防蝕性，且具高犠牲防蝕性之同時還可獲得Al所帶來的高平面部耐蝕性。並亦可獲得加工性及耐磨耗性。

亦即，鍍敷層之化學組成為下述化學組成： 以質量%計由以下構成： Zn：大於65.0%、 Al：大於5.0%且小於25.0%、 Mg：大於3.0%且小於12.5%、 Sn：0.1%~20.0%、 Bi：0%~小於5.0%、 In：0%~小於2.0%、 Ca：0%~3.00%、 Y：0%~0.5%、 La：0%~小於0.5%、 Ce：0%~小於0.5%、 Si：0%~小於2.5%、 Cr：0%~小於0.25%、 Ti：0%~小於0.25%、 Ni：0%~小於0.25%、 Co：0%~小於0.25%、 V：0%~小於0.25%、 Nb：0%~小於0.25%、 Cu：0%~小於0.25%、 Mn：0%~小於0.25%、 Fe：0%~5.0%、 Sr：0%~小於0.5%、 Sb：0%~小於0.5%、 Pb：0%~小於0.5%、 B：0%~小於0.5%、及 不純物。

惟，鍍敷層之化學組成滿足下述式1~式5。 式1：Bi+In＜Sn 式2：Y+La+Ce≦Ca 式3：Si＜Sn 式4：0≦Cr+Ti+Ni+Co+V+Nb+Cu+Mn＜0.25 式5：0≦Sr+Sb+Pb+B＜0.5 惟，式1~式5中，元素符號表示各元素以質量%計之含量。

鍍敷層之化學組成中，Bi、In、Ca、Y、La、Ce、Si、Cr、Ti、Ni、Co、V、Nb、Cu、Mn、Fe、Sr、Sb、Pb及B為任意成分。也就是說鍍敷層中可不含該等元素。當含有該等任意成分時，任意元素之各含量宜為後述範圍。

在此，該鍍敷層之化學組成為鍍敷層整體之平均化學組成(鍍敷層為Zn-Al-Mg合金層之單層狀結構時為Zn-Al-Mg合金層之平均化學組成，鍍敷層為Al-Fe合金層及Zn-Al-Mg合金層之積層狀結構之情況時為Al-Fe合金層及Zn-Al-Mg合金層之合計的平均化學組成)。

一般而言以熔融鍍敷法來說，Zn-Al-Mg合金層之化學組成因鍍敷層之形成反應幾乎在鍍敷浴內完成，故會幾乎與鍍敷浴同等。又，於熔融鍍敷法中，Al-Fe合金層在一浸漬於鍍敷浴後後會瞬間形成並成長。而Al-Fe合金層即會在鍍敷浴內完成形成反應，其厚度相對於Zn-Al-Mg合金層亦大多小很多。 因此，於鍍敷後，只要沒進行加熱合金化處理等特別之熱處理，鍍敷層整體之平均化學組成即實質上與Zn-Al-Mg合金層之化學組成相同，而可無視Al-Fe合金層等成分。

以下，就鍍敷層之各元素進行說明。

＜Zn：大於65.0%＞ Zn係除平面部耐蝕性外還係獲得犠牲防蝕性之必要元素。Zn濃度以原子組成比考慮時，由為與Al、Mg等低比重元素一同構成之鍍敷層來說，原子組成比率上仍須以Zn為主體。 Zn濃度若為65.0%以下，Zn-Al-Mg合金層中會構成以Al相為主體，則可確保犠牲防蝕性之Zn相即不足。而且若Al相變多，因相較於Zn，Al具有可固溶各種各樣元素之傾向，而會使鍍敷層之構成相種類改變。而無法維持所欲之金屬間化合物相的分布結構。 因此，令Zn濃度大於65.0%。且Zn濃度宜為70%以上。此外，Zn濃度上限為排除Zn之元素及不純物以外之剩餘部分的濃度。

＜Al：大於5.0%且小於25.0%＞ Al係鍍敷層(尤為Zn-Al-Mg層)中為了含有Zn以外之其他元素所需元素。本來，Zn鍍敷層(Zn層)中不易含有其他元素，例如無法高濃度添加Mg、Ca、Si等元素。但藉由於Zn鍍敷層(Zn層)中含有Al，即可製造包含該等元素之Zn-Al-Mg合金層。

Al除了可形成可賦予平面部耐蝕性及塑性變形性之Al相外，亦有助於Al-Fe合金層之形成，且為確保密著性所需元素。

Al濃度若在5.0%以下，則不僅Mg、Ca，還不易含有可賦予鍍敷層性能之合金元素的傾向。而因Al密度低故相較於Zn，以質量基準含量來說會形成大量相量的Al相。然，若Al濃度在5.0%以下，則有Zn-Al-Mg合金層大半會成為Zn相之傾向。由此即會造成平面部耐蝕性顯著降低。於Zn-Al-Mg合金層中，由耐蝕性之觀點以Zn相為第1相為佳。會於之後說明，當Zn相為第1相時，易生成缺乏平面部耐蝕性及加工性之Zn-Al-MgZn₂ 三元共晶組織，而有平面部耐蝕性及加工性劣化之傾向。

又，當Al濃度為5.0%以下時，於Zn-Al-Mg合金層中，缺乏塑性變形性之MgZn₂ 相即會變成初晶而易粗大成長，有使鍍敷層之加工性顯著變差之傾向。

因此，令Al濃度下限值大於5.0%(宜為10.0%以上)。

另一方面，當Al濃度增加時，Zn-Al-Mg合金層中Al相之比例會急速增加，而賦予犠牲防蝕性所需之Zn相及MgZn₂ 相之比例即會減少。因此可提升平面部耐蝕性及加工性。 但近乎變成喪失犠牲防蝕性之構成。並且，若Al濃度過度增加，如上述於Al相中會組入各種各樣的元素，而易形成含有微細MCSB相之Zn相。而當利用熔融鍍敷製法形成鍍敷層時，會有Al-Fe合金層之厚度變厚之傾向。由此Al相中即會含有大量Mg與Zn，而形成極度缺乏耐蝕性與塑性變形性之Al相。則以確保加工性之觀點來說不宜形成所述Al相。

因此，令Al濃度上限值小於25.0%(宜為23.0%以下)。

＜Mg：大於3.0%且小於12.5%＞ Mg係賦予犠牲防蝕性所需元素。且，Mg係於Zn相中形成微細MCSB相所需元素。一般來說，當Zn-Al-Mg合金層中含有Mg時，會形成具有犠牲防蝕性之MgZn₂ 相。但，MgZn₂ 相係如微細MCSB相，係可使犠牲防蝕性變高且極脆的金屬間化合物相。因此MgZn₂ 相宜少量。

Mg濃度若在3.0%以下，則無法以足夠之量形成賦予平面部耐蝕性及犠牲防蝕所需之上述金屬間化合物相(微細MCSB相、MgZn₂ 相)。又，因Zn相量增加，則Zn相會成第1相而Zn-Al-MgZn₂ 三元共晶組織之比例會增加，故由加工性、耐蝕性之觀點來看不理想。

因此，令Mg濃度下限值大於3.0%。 此外，若考量到微細MCSB相之形成量，則Mg濃度宜夠高，以比重計算可以Sn濃度之1/3以上的濃度含有Mg。且由平面部耐蝕性及犠牲防蝕性之觀點亦可以Sn濃度之1/3以上的濃度含有Mg。因此，Mg濃度下限值宜大於5.0%。

另一方面，Mg濃度若為12.5%以上，則MgZn₂ 相之相量會急速增加，而使Zn-Al-Mg合金層喪失塑性變形能，致使加工性劣化。

因此，令Mg濃度上限值小於12.5%(宜為10.0%以下)。

＜Sn：0.1%~20.0%、Bi：0%~小於5.0%、In：0%~小於2.0%，惟Bi+In＜Sn＞ Sn係包含於Zn相，為形成可賦予高犠牲防蝕性之微細MCSB相所需元素。 在此，Sn、Bi及In在鍍敷浴中不會與Al及Zn形成金屬間化合物相，而必會與Mg結合形成金屬間化合物相。具體而言，當單獨含有Sn、Bi及In時，分別會形成Mg₂ Sn、Mg₉ Sn₅ 、Mg₃ Bi₂ 、Mg₃ In等。當含有0.10%以上之Sn、Bi、In時，推測會形成該等金屬間化合物相。該等金屬間化合物相中，考量具平面部耐蝕性及犠牲防蝕性、且易包含於為可進行加工之軟質並富有塑性變形性之Zn相中，以Mg₂ Sn最佳。而相較於Mg₂ Sn，Mg₃ Bi₂ 及Mg₃ In，平面部耐蝕性、犠牲防蝕性及加工性等性能平衡較差。

因此，為了至少生成Mg₂ Sn作為微細MCSB相，令Sn為必須元素，並令Sn濃度下限值在0.1%以上(宜為3.0以上)。

惟，雖Bi及In為任意元素，但若Bi及In與Sn同時含有時，可取代Mg₂ Sn之一部分的Sn。亦即，可形成一部分的Sn經Bi及In之至少1種取代之置換Mg₂ Sn相(微細MCSB相)。藉由生成該置換Mg₂ Sn相，可調整可賦予平面部耐蝕性及犠牲防蝕性之最佳的Mg溶出量。為了生成該置換Mg₂ Sn相，Sn、Bi及In必須以滿足Bi+In＜Sn之條件下來含有。若不滿足該條件，則會單獨生成Mg₃ Bi₂ 、Mg₃ In等，使平面部耐蝕性及加工性惡化。 此外，含有Bi及In時，Bi及In之濃度下限值各宜為0.1%以上，且0.3%以上更佳。

另一方面，大量含有Sn、Bi及In時，會使Zn-Al-Mg合金層之Mg溶出速度上升，使平面部耐蝕性惡化。尤其係大量含有Bi及In時，會損害鍍敷層之加工性。因此，該等元素各須滿足Sn≦20.0%、Bi＜5.0%、In＜2.0%(宜滿足Sn≦5%、Bi＜0.5%、In＜0.3%)。

此外，當令Sn濃度為3.00~20.00%且令Sn及Zn為各自元素濃度時，若滿足式：0.05＜Sn/Zn，則Zn-Al-Mg合金層中所含Sn濃度會相對變高，而在Zn-Al-Mg合金層中於Zn相中會含有微細MCSB相，並會析出結晶粒徑1μm以上之MCSB相(亦稱「塊狀MCSB相」)。而關於含有塊狀MCSB相之效果於後再述。

又，若令Sn濃度為0.1~小於3.0%，則於T型彎曲中犠牲防蝕性改善之傾向會變大。一般而言，Sn濃度高時犠牲防蝕性佳，但像T型彎曲，以鍍敷層之平面部耐蝕性、加工性(硬度)、犠牲防蝕性等涉及多數要素之性能來說，宜將Sn濃度抑制得較低，稍微縮減犠牲防蝕性之作用效果。

＜Ca：0%~3.00%、Y：0%~0.5%、La：0%~小於0.5%、Ce：0%~小於0.5%，惟Y+La+Ce≦Ca＞ Ca、Y、La及Ce可取代Mg₂ Sn之一部分的Mg。亦即，可形成一部分的Mg經Ca、Y、La、及Ce之至少1種取代之置換Mg₂ Sn相(微細MCSB相)。藉由生成該置換Mg₂ Sn相亦可調整可賦予平面部耐蝕性及犠牲防蝕性之最佳的Mg溶出量。 而要生成該置換Mg₂ Sn相，可令Ca濃度下限值為0.05%以上、Y濃度下限值為0.1%以上、La及Ce下限值各為0.1%以上。

另一方面，可含有Ca至3.00%以下、含有Y至0.5%以下、含有La及Ce各至小於0.5%(宜含有Ca至1.00%以下、含有Y至0.3%以下、含有La及Ce各至0.3%以下)。Ca、Y、La及Ce之各濃度若超過該等範圍，則Ca、Y、La及Ce有形成各自元素主體之金屬間化合物相的傾向，致使耐蝕性或加工性惡化。並且，由微細MCSB相之取代位置之關係，須滿足Y+La+Ce≦Ca。若不符合該條件，則Y、La及Ce會生成各自元素主體之金屬間化合物相，使平面部耐蝕性極度惡化。

此外，以取代所帶來的效果來說，Mg₂ Sn會產生結構變化而可具優異長期犠牲防蝕性。雖置換Mg₂ Sn相(經Bi、In、Ca、Y、La及Ce之至少1種取代之置換Mg₂ Sn相)間不易做明瞭之區分，但吾等認為Mg₂ Sn相不論利用哪一元素之取代，即可適當控制Mg之溶出速度。且吾等認為Mg₂ Sn相不論利用哪一元素之取代，即會產生後述之轉變成Mg₉ Sn₅ 結構。含有Bi、In、Ca、Y、La及Ce(尤含有Ca)不僅可形成置換Mg₂ Sn相，還能改變Mg₂ Sn相之結晶形態，而易形成Mg₉ Sn₅ 相。該形成效果將於後再述。 如此一來，以可長時間發揮高犠牲防蝕性來設計鍍敷層時宜含有該等元素。

＜Si：0%~小於2.5%，Si＜Sn＞ Si係原子尺寸較小之元素，只要少量即會間隙固溶於微細MCSB相。因此，因Si相較於Ca、Y、La、Ce、Bi、In等原子為較小之元素，故不會變成微細MCSB相之取代型元素而會形成間隙固溶體，使微細MCSB相(例如Mg₂ Sn相、MgCaSn相、Mg₉ Sn₅ 相等)產生一些結晶結構變化，然其詳細原因仍不明確。以XRD、TEM等雖無法確認到結晶結構細微之變化，但利用EPMA確認的話，多會確認到微量含有之Si存在於與微細MCSB相相同位置。

此外，微量Si所帶來的效果一般已知為抑制Al-Fe合金層成長之效果，現又確認具有提升耐蝕性之效果。且亦會間隙固溶於Al-Fe合金層。而Al-Fe合金層中形成Al-Fe-Si金屬間化合物相等之詳細說明則如前所述。

Si亦會間隙固溶於後述之Ca-Zn-Al金屬間化合物相。然仍無法確認Si對Ca-Zn-Al金屬間化合物相之固溶效果。藉由含有Si，Zn-Al-Mg合金層中之Ca-Zn-Al金屬間化合物相的有相對減少之傾向。為了形成可發揮Ca-Zn-Al金屬間化合物相之特徴的Zn-Al-Mg合金層，宜降低Si濃度。

另一方面，過多的Si會使微細MCSB相之固溶體結構崩壞，而於Zn-Al-Mg合金層中形成Mg₂ Si相等金屬間化合物相。且含有Ca、Y、La及Ce之至少1種時，會形成Ca₂ Si相等金屬間化合物相。

又，Si可於Zn-Al-Mg合金層表面形成強固之含Si的氧化被膜。該含Si的氧化被膜為不易使Zn-Al-Mg合金層溶出之結構而會使犠牲防蝕性降低。尤其係在含Si的氧化被膜障蔽崩壞前的腐蝕初期，犠牲防蝕性降低的影響很大。 而必須滿足Si＜Sn條件。當滿足Si＜Sn條件時，Si會含於微細MCSB相中，而可避免因含Si而造成犠牲防蝕性降低。另一方面，若Sn≦Si，則會大量形成與Ca-Al-Si金屬間化合物相及Mg-Al-Si金屬間化合物相相異之針狀結晶Mg₂ Si相，而無法維持含有微細MCSB相之Zn相結構。又，Mg₂ Si相因會促進Zn-Al-MgZn₂ 三元共晶組織，故會使平面部耐蝕性稍微惡化。因此，Zn-Al-Mg合金層中相較於Mg₂ Si相宜大量形成微細MCSB相。

因此，令Si濃度小於2.5%。Si濃度由平面部耐蝕性及犠牲防蝕性之觀點宜小於0.5%，更宜小於0.3%。尤以平面部耐蝕性及犠牲防蝕性之觀點宜將Si濃度控制為小於0.01%。 另一方面，若圖謀提升利用Ca-Al-Si金屬間化合物相及Mg-Al-Si金屬間化合物相防止鍍敷加工部斷裂、剝離之效果的效果，Si濃度宜為0.05%以上，更宜為0.1%以上。Ca濃度亦同。此外，Si之氧化被膜的障蔽效果僅為可在腐蝕初期發揮之效果，犠牲防蝕性則具有隨時間經過而犠牲防蝕性慢慢提升之傾向。

在此，Si對微細MCSB相之固溶為對微細MCSB相間隙固溶。因此，若Si固溶於微細MCSB相，則微細MCSB相之結晶結構會扭曲，而可利用XRD等檢測出。故宜使鍍敷層中含有濃度0.05%以上之Si。Si濃度若在0.05%以上，則微細MCSB相中所含Si亦會飽和。而於微細MCSB相含有Si，以長期腐蝕來說亦可確保犠牲防蝕性。尤其以加工部耐蝕性來說，傾向宜於微細MCSB相含有Si。且，同樣地以犠牲防蝕性(尤為切斷端面部耐蝕性)來說亦有較佳之傾向。

＜Cr：0%~小於0.25%、Ti：0%~小於0.25%、Ni：0%~小於0.25%、Co：0%~小於0.25%、V：0%~小於0.25%、Nb：0%~小於0.25%、Cu：0%~小於0.25%、Mn：0%~小於0.25%，惟0≦Cr+Ti+Ni+Co+V+Nb+Cu+Mn＜0.25＞ Cr、Ti、Ni、Co、V、Nb、Cu及Mn只要少量含有即可取代Mg₂ Sn之一部分Sn。亦即，可形成一部分的Sn經Cr、Ti、Ni、Co、V、Nb、Cu及Mn之至少1種取代之置換Mg₂ Sn相(微細MCSB相)。該等元素濃度皆須使比Sn濃度還少。雖難以確認出如經Ca、Y、La、Ce、Bi或In取代之置換Mg₂ Sn相(微細MCSB相)這般明確的犠牲防蝕性之變化。但，經取代之Sn進而會與其他Mg結合形成微細MCSB相，而可使微細MCSB相總量增加。由此可增加形成微細MCSB相所要消耗之Mg，故有犠牲防蝕效果稍稍變大而腐蝕電位稍微朝低電位變動之傾向。

但可取代之量卻有限制。當不滿足任一元素之濃度為0.25%以上、或合計Cr+Ti+Ni+Co+V+Nb+Cu+Mn＜0.25時，相較於微細MCSB相反而會形成所含有元素主體之金屬間化合物相，而無法確保充分的微細MCSB相。例如會形成如MgCu₂ 相之僅含有1個Mg元素的金屬間化合物相，使犠牲防蝕性降低。且會促使耦合反應，使耐蝕性極端惡化。加工性亦會變差。

因此，令Cr、Ti、Ni、Co、V、Nb、Cu及Mn之濃度小於0.25%，且滿足0≦Cr+Ti+Ni+Co+V+Nb+Cu+Mn＜0.25。

＜Fe：0%~5.0%＞ 利用熔融鍍敷法形成鍍敷層時，Zn-Al-Mg合金層及Al-Fe合金層中會含有一定的Fe濃度。 且確認了即便鍍敷層(尤為Zn-Al-Mg合金層)中含有至5.0%之Fe濃度亦不會對性能造成不好的影響。因大部分的Fe大多含於Al-Fe合金層中，故該層厚度一大，一般而言Fe濃度即會變大。

＜Sr：0%~小於0.5%、Sb：0%~小於0.5%、Pb：0%~小於0.5%、B：0%~小於0.5%，惟0≦Sr+Sb+Pb+B＜0.5＞ Sr、Sb、Pb及B對微細MCSB相等金屬間化合物相之形成的影響尚不明瞭。但有只要少量即可固溶於Zn-Al-Mg合金層中之Zn相，並亦可自微細MCSB相中檢測出之情形。因此，有時亦可發揮作為取代元素之功能。雖並無特別觀察到該等元素帶來的性能變化，但其可使鍍敷層外觀改變，使鍍敷層表面形成鋅花(spangle)圖樣。 該等元素濃度若各在0.5%以上，並不會對微細MCSB相之形成造成影響，但卻無法固溶於Zn相。因此，會形成各種金屬間化合物相使加工性及耐蝕性惡化。

故令Sr、Sb、Pb及B濃度各小於0.5%。而以不易取代到微細MCSB相且易形成金屬間化合物相之指標來說，亦須滿足Sr+Sb+Pb+B＜0.5。

＜不純物＞ 不純物係指原材料所含成分或在製造步驟中混入之成分，而非蓄意含有之成分。例如，鍍敷層中有因鋼材(基鐵)與鍍敷浴之相互之原子擴散而微量混入Fe以外之成分作為不純物的情形。

接著，說明構成Zn-Al-Mg合金層之相。

Zn-Al-Mg合金層具有Zn相。而且，Zn相中具有微細MCSB相(Mg-Sn金屬間化合物相)。亦即，微細MCSB相含(也就是包含)於Zn相中。 Zn-Al-Mg合金層亦可具有MgZn₂ 相及Al相。然後，Zn-Al-Mg合金層不含Zn-Al-MgZn₂ 三元共晶組織，或若含有則可微量。

具體來說，Zn-Al-Mg合金層可製成具有MgZn₂ 相、Al相與包含微細MCSB相之Zn相的組織。各相之相量以面積率計，MgZn₂ 相及Al相之合計量可高於包含微細MCSB相之Zn相。例如，可令MgZn₂ 相及Al相之合計面積率為40~85%(宜為50~75%)，包含微細MCSB相之Zn相為3~35%(宜為10~30%)。 因不論哪一相其耐蝕性都高，故可製成平面部耐蝕性佳之組織。包含微細MCSB相之Zn相亦雖微細MCSB相部分易溶出，但藉由所形成之腐蝕生成物的防鏽效果，結果可提升耐蝕性，而具有與Zn相相較下同等以上之耐蝕性。

此外，鍍敷層含有Ca及Si時，Zn-Al-Mg合金層中可能會分別存在Ca-Al-Si金屬間化合物相及Mg-Al-Si金屬間化合物相。但該等金屬化合物相在鍍敷層中細微分散且其量很少，故與微細MCSB相一樣非構成Zn-Al-Mg合金層之主相者。

假設Zn-Al-Mg合金層中Zn相佔了相量一半以上(尤滿足Al濃度小於20.0%、Mg濃度小於5.0%及Sn濃度小於3.0%未満等任一條件的話)，則Zn-Al-Mg合金層中易形成微細的Zn-Al-MgZn₂ 三元共晶組織。該三元共晶組織易因耦合反應而促進腐蝕，而有腐蝕進展得比分別會變成粗大組織的鍍敷組織快之傾向。且，缺乏加工性之MgZn₂ 會成為三元共晶組織，並細微分散存在於Zn-Al-Mg合金層中，易成為裂痕起點。尤其在加工部等，易從很多達至基鐵(鋼材)之裂痕於早期即產生白鏽。因此，宜不極力形成該三元共晶組織。

在此，三元共晶組織幾乎含於以往之Zn-Al-Mg系鍍敷鋼材中的Zn-Al-Mg合金層中(圖1)。 不過，藉由：1)將本揭示鍍敷層之化學組成控制成預定範圍(尤其係Zn、Al、Mg之各濃度範圍)，且增加MgZn₂ 相及Al相之相量；2)使含有構成微細MCSB相之元素(Sn、其他元素)；及3)適當控制熔融鍍敷法之製造條件，即可易避免三元共晶組織之形成。結果可消除或降低該三元共晶組織。

圖2係將本揭示鍍敷層之代表例的SEM反射電子影像顯示於圖2。如圖2所示，Zn-Al-Mg合金層中存在例如Zn相、Al相、MgZn₂ 相。而且，因含有Sn等，Zn相中含有微細MCSB相。故可抑制Zn-Al-MgZn₂ 三元共晶組織形成。 吾等認為其係因本揭示之鍍敷層的化學組成，而最終凝固反應從由三元共晶反應形成Zn-Al-MgZn₂ 相變成形成微細MCSB相之故。而且，本來大量的Mg即會使MgZn₂ 相大量形成於Zn-Al-Mg合金層，而在加工困難之較硬質的鍍敷鋼材中可藉由消除或降低三元共晶組織來賦予充分的加工性。

接著，詳細說明微細MCSB相(Mg-Sn金屬間化合物相)。 微細MCSB相相較於Zn相為硬質相(粒子)，而相較於MgZn₂ 相為軟質相。一般而言，硬質的金屬間化合物相缺乏塑性變形性，但藉由微細析出於Zn相，可使塑性變形性裂化降得極小。因此，若微細MCSB相含於Zn相中，則會使Zn相硬度上升但加工性卻不易劣化。 另一方面，因微細MCSB相增加，故極缺乏塑性變形性之MgZn₂ 相的相量會稍微減少。因此，微細MCSB相的增加可展現出可提升加工性之效果。 藉由該等現象，可製成高硬度且耐摩耗性佳、並且有高硬度下還能兼具加工性之鍍敷層。 此外，與微細MCSB相一樣，Ca-Al-Si金屬間化合物相及Mg-Al-Si金屬間化合物相亦為硬質物質，但相較於MgZn₂ 相為軟質相。因此，藉由含有該等金屬間化合物相則不易使加工性劣化。

在此，鍍敷層的硬度宜以平均維氏硬度計為150Hv以上。以平均維氏硬度計為150Hv以上之鍍敷層一般來說乃一比以往之Zn-Al-Mg系鍍敷層硬且通常加工困難之鍍敷層。但，藉由控制本揭示之Zn-Al-Mg合金層組織，可實現於一定R值範圍下之V型彎曲等鍍敷層加工而獲得與以往Zn-Al-Mg系鍍敷鋼板同等之加工性。

藉由使Zn相中含有微細MCSB相，可控制鍍敷層適當的溶出速度。Zn相中若無組入微細MCSB相，則因局部存在而微細MCSB相會於早期即溶出而立即喪失微細MCSB相之效果。且因無法獲得Zn溶出故不會形成可適於防蝕之腐蝕生成物。

藉由形成含有微細MCSB相之Zn相，因可消除Zn-Al-MgZn₂ 相之三元共晶反應，故三元共晶組織與含有微細MCSB相之Zn相不易共存。經實驗明顯可得知，於Zn-Al-Mg合金層截面中，含有微細MCSB相之Zn相若以面積分率3%以上、尤以5%以上存在於Zn-Al-Mg合金層中，則三元共晶組織幾乎已被消除。且，因三元共晶組織被消除，而可發現平面部耐蝕性與加工性有獲改善。並且，即便高Mg化仍能發揮較市售Zn-Al-Mg系鍍敷高之平面部耐蝕性，而可確保與市售Zn-Al-Mg系鍍敷同等之加工性。 但要維持平面部耐蝕性，必須嚴守本揭示規定之鍍敷層的化學組成範圍，抑制會造成微細MCSB相、Ca-Zn-Al金屬間化合物相、Ca-Al-Si金屬間化合物相及Mg-Al-Si金屬間化合物相以外之平面部耐蝕性極端惡化之金屬間化合物相的形成。若形成所述金屬間化合物相，則即便存在含有微細MCSB相之Zn相亦有平面部耐蝕性惡化之情形。

因存在含有微細MCSB相之Zn相而可消除Zn-Al-MgZn₂ 三元共晶組織之確認依據，係基於本揭示中鍍敷層之化學成分與鍍敷製造方法時，如上述，最終凝固反應不會進行三元共晶反應所行之Zn-Al-MgZn₂ 相的凝固，而會形成微細MCSB相。要確認鍍敷層中有無形成三元共晶組織，以利用SEM觀察任意鍍敷層截面組織所行組織觀察(例如以加速電壓15kV以下、於燈絲電流2~3A、放射電流100~200μA下倍率1000倍左右進行確認)最佳。

在此，圖3係顯示Zn相中所含微細MCSB相之一例。如圖3所示，微細MCSB相係1個相本身即非常微細且其結晶粒徑未達1μm，並於Zn相中存在無數個。其係在鍍敷層凝固的過程中，伴隨Zn相之溫度降低而固溶限減少，造成Mg、Ca、Sn、Bi等釋出，而由該等元素結合所形成。經該過程析出之微細MCSB相必含於Zn相中，且經驗上於熔融鍍敷法中，微細MCSB相之結晶粒徑大多小於1μm且以斑點狀析出。 因此，Zn相中所含微細MCSB相宜平均結晶粒徑小於1μm。此外，微細MCSB相之平均結晶粒徑下限值並無特別限制，例如為0.05μm以上。 惟，於微細MCSB相為主要形成，且長時間保持在可進行原子擴散之溫度區(150~350℃附近)時，可觀察到結晶粒徑1μm以上之MCSB相。但其存在位置主要在Zn相中這點沒變，只是於初期狀態時細微分散的微細MCSB相會互相成長、凝聚而粒徑變大。因此幾乎不會對平面部耐蝕性等造成影響。 在此，平面部耐蝕性與犠牲防蝕性為相反之性能，當重視兩者性能時宜使微細MCSB相存在。另一方面，當設計重視犠牲防蝕性之鍍敷層時，宜令一部分的MCSB相之結晶粒徑在1μm以上並使其在Zn-Al-Mg層內大大成長。 此外，該結晶粒徑在1μm以上之MCSB相相當於後述之塊狀MCSB相。

若存在有含有微細MCSB相之Zn相，則鍍敷層之腐蝕電位會大幅降低。具體而言，例如鍍敷層的腐蝕電位會從一般Zn-Al-Mg系熔融鍍敷層所示腐蝕電位[-1.0~-1.1V(vs.Ag/AgCl參照電極 5%NaCl水熔液)]因微細MCSB相含量而最少降至-1.5V附近。為了確認極初期之腐蝕動作，利用電化學測定為有效手段。鍍敷層的腐蝕電位因微細MCSB相之存在而變低的話，相較於一般的Zn-Al-Mg系熔融鍍敷層，具有防蝕效果之元素(Mg、Ca等)會更早即溶出，而尤可覆蓋基鐵(鋼材)抑制基鐵(鋼材)紅鏽化。因電位降低，而可從具有防蝕效果之元素(Mg、Ca等)存在之位置移動到遠處，故可期待習知Zn-Al-Mg系熔融鍍敷層無法達成之切斷端面部的耐蝕效果。

Zn相中含有微細MCSB相可利用使用Cu-Kα線之X射線繞射(XRD)確認。一般來說，以XRD所得Mg₂ Sn之繞射峰來說，例如以JCPDS card：PDF#00-007-0274、#00-006-0190、#00-002-1087為代表。但，Zn-Al-Mg系鍍敷層中，最適於鑑定微細MCSB相之繞射峰為不與Zn相、MgZn₂ 相、Al相之繞射峰重複的22.8°。用於鑑定微細MCSB相之繞射峰除了22.8°，23.3°及24.2°亦不與其他鍍敷層之構成相重複，而為適於鑑定微細MCSB相之繞射峰。 藉由除了Sn還含有Bi、In、Ca等，以往之Zn-Al-Mg系鍍敷層中本來作為塊狀MgZn₂ 相存在或作為Zn-Al-MgZn₂ 三元共晶組織存在之MgZn₂ 相(或Mg相)會減少而變成微細MCSB相。MgZn₂ 相之鑑定例如以PDF#00-034-0457為代表，而其最強線41.3°為存在量標準。通常來說，微細MCSB相的存在量若越益增加，該波峰強度即會變小。

具體而言，使用Cu-Kα線以X射線輸出為40kV及150mA之條件測得前述鍍敷層表面之X射線繞射影像中，比強度I(微細MCSB相)＝{I(22.8°強度(cps))+I(23.3°強度(cps))+I(24.2°強度(cps))}/3×I(20°下之背景強度(cps))若在1.5以上(更宜大於3.0)時，即為Mg有以微細MCSB相充分存在之指標。而且，可明確觀察到比以往之Zn-Al-Mg系鍍敷層所示腐蝕電位(-1.0~-1.1V)更低的腐蝕電位。亦即，表示存在有可與背景作出區別之微細MCSB相的繞射峰。而可明確確認到因存在微細MCSB相而犠牲腐蝕性獲得提升(尤切斷端面部耐蝕性獲得提升)。

此外，算出背景強度之方法，近年來有可去除背景等之軟體，從所得繞射峰強度之數據作成2θ與強度(cps)圖表，並作成於15°~25°確認到的平坦部近似線(直線)。以本揭示之鍍敷層表面來說，於15°、25°並不會出現繞射峰，故僅取15°、25°之強度cps的平均值可獲得20°下之背景強度。萬一於15°、25°發生有繞射峰重疊時，則採用15°(±1°)與25°、或15°與25(±1°)之平均值。

微細MCSB相若存在於Zn相中，微細MCSB相會先腐蝕，並吸引Cl^- 、OH^- 等離子使周圍腐蝕。因此，本來相較於Mg及Ca不易溶出之Zn相本身亦會溶出一定量，故除Mg及Ca，Zn亦會溶出，而還可獲得Zn防鏽效果。又，Zn-Al-Mg合金層中因去除Mg及Ca後之Sn、Bi等會作為單金屬不移動而殘存，故於Zn相中可獲得局部電化學上較高電位部分，進而作成其周圍之Zn易腐蝕之環境。本來Mg及Ca在基鐵(鋼材)上會以Mg(OH)₂ 及Ca(OH)₂ 形態存在，因此對水的溶解度高，而難以穩定保持在鍍敷表面與基鐵上。 但藉由同時溶出Zn離子則可在Mg(OH)₂ 及Ca(OH)₂ 存在下之鹼性環境下形成Zn系腐蝕生成物。該Zn系腐蝕生成物會組入Mg及Ca元素，而可形成可在短期間內保護基鐵之Zn-Mg-Ca金屬間化合物相的皮膜。 因此，相較於僅含微細MCSB相之組織(亦即微細MCSB相形成於Zn相外之組織)，雖微細MCSB相包含於Zn相之組織的犠牲防蝕性會變高而腐蝕量會變多，但因會直接形成防蝕效果高的皮膜，故反而多能提升耐蝕性。故藉由控制微細MCSB相與Zn相之相量可控制該效果(溶出範圍、防蝕期間)。

尤其含有微細MCSB相之Zn相若以面積分率(相對於Zn-Al-Mg合金層之截面)存在3%以上(宜為10%以上)，則早期即從鍍敷層溶出之元素直接形成防鏽皮膜之傾向會提升。因此，更能提升犠牲防蝕性(尤為切斷端面部耐蝕性)。

另一方面，於含有微細MCSB相之Zn相中，若微細MCSB相(亦即結晶粒徑小於1μm之Mg-Sn金屬間化合物相)以面積分率(相對於微細MCSB相之Zn相的面積分率)計存在10~50%(宜為15~35%)，則早期即從鍍敷層溶出之元素直接形成防鏽皮膜之傾向會提升。因此，更能提升犠牲防蝕性(尤為切斷端面部耐蝕性)。 故，Zn-Al-Mg合金層之截面中，相對於含有微細MCSB相之Zn相，微細MCSB相(亦即結晶粒徑小於1μm之Mg-Sn金屬間化合物相)的面積分率宜為10~50%。

接著，說明可有效提升犠牲防蝕性之「含Ca之效果」。 Zn-Al-Mg合金層中若含有Ca，則Mg₂ Sn的一部份Mg會被取代。例如令Ca濃度為0.05~3.00%時，可觀察到會形成置換Mg₂ Sn相(微細MCSB相)的「MgCaSn相」等。Mg₂ Sn相量越多，可轉變成MgCaSn相之亦會增加。而不進行取代的Mg₂ Sn之結晶結構會產生變化變態成Mg₉ Sn₅ 。Mg₂ Sn量越多Mg₉ Sn₅ 亦會增加。 亦即，令Ca濃度為0.05~3.00%時， Zn相中會含有MgCaSn相及Mg₉ Sn₅ 相作為微細MCSB相。

進行生成MgCaSn相與變態成Mg₉ Sn₅ 相，可提升鍍敷層之犠牲防蝕性，增加長期犠牲防蝕性。故而必須有所含有之Ca全部組入Mg₂ Sn之指標與變態成Mg₉ Sn₅ 相之指標。組入有該Ca之微細MCSB相之檢測以本來確認利用TEM或EPMA於與Mg位置相同位置檢測出Ca為佳。但亦可利用經使用Cu-Kα線以X射線輸出為40kV及150mA之條件測得鍍敷層表面之X射線繞射影像來確認。

一般而言，以XRD所得Mg₂ Sn的繞射峰亦可適用於Zn-Al-Mg系鍍敷層，22.8°、26.3°、37.6°即為Mg₂ Sn固有之繞射峰且為用於檢測之代表性繞射峰。另一方面，MgCaSn可以例如JCPDS card：#01-072-5710表示、Mg₉ Sn₅ 可以#01-073-8010表示，而例如23.3°之繞射峰為不管有無Ca，都可在Mg₂ Sn、或MgCaSn、Mg₉ Sn₅ 測得之繞射峰。

在此，22.8°、26.3°之繞射峰會因Ca濃度變高而變小，並因Ca取代而幾乎檢測不到。此外，雖37.6°亦展現相同傾向，但因周圍有大繞射峰故不適於鑑定。

可將該等角度的強度作為指標來測定Ca取代的程度，亦即MgCaSn相與Mg₉ Sn₅ 相之形成量。具體而言，下式：比強度I(MgCaSn+Mg₉ Sn₅ )＝{I(22.8°強度(cps))+I(26.3°強度(cps))}/I(23.3°強度(cps))小於0.3(宜小於0.1)，且I(23.3°強度(cps))在500cps以上的話，Mg₂ Sn相(微細MCSB相)會存於Zn-Al-Mg合金層中，而存在之Mg₂ Sn的Mg位置幾乎會全部被Ca取代，MgCaSn相與Mg₉ Sn₅ 相即成主體。 此外，I(23.3°強度(cps))若小於500cps，則Zn-Al-Mg合金層中就不會存在本來即很充足的Mg₂ Sn相(微細MCSB相)，故宜令比強度I(MgCaSn+Mg₉ Sn₅ )為0.3以上。

經Ca取代之Mg₂ Sn相(微細MCSB相)的性能變化如下述。Ca若組入Mg₂ Sn相變成MgCaSn相，可在不使Mg₂ Sn相之犠牲防蝕性(腐蝕電位)產生變化下適度抑制Mg溶出量。結果可獲得可更歷長時間之高犠牲防蝕效果。而Mg₉ Sn₅ 相亦具相同效果。該等效果除電化學測定亦可利用各種腐蝕試驗等確認效果。 此外，除Ca外含有Y、Ce、La、Bi及In之效果亦可以相同方法確認。又，因結晶結構之變化而於MgCaSn相及Mg₉ Sn₅ 相周圍檢測到微量之金屬Sn相時，因很少量而無大的性能變化故可無視。

接著說明含有Si之效果。 若含Si則如上述，Si會間隙固溶於微細MCSB相使結晶結構變得更複雜。而此時，微細MCSB相之優先結晶配向會變得易變化。因此，例如若存在相當於微細MCSB相之「MgCaSn相及Mg₉ Sn₅ 相」時，若不滿足上述評估指標，則會出現可獲得犠牲防蝕作用效果之例外的的鍍敷層。 例如含有Ca、Si及高濃度的Mg時(具體而言滿足Mg濃度大於4.0%且小於12.5%、Ca濃度為0.05~3.00%、Si濃度為0.01~2.5%時)，會有一部分不符上述指標之例外的鍍敷層出現。而於所述鍍敷層中，當Ca、Si及Mg滿足上述化學成分時，藉由對所得XRD強度設定新指標即可定義微細MCSB相中含有Si之作用效果。

首先，前提條件為上述比強度I(微細MCSB相)＝{I(22.8°強度(cps))+I(23.3°強度(cps))+I(24.2°強度(cps))}/3×I(20°下之背景強度(cps))滿足1.5以上，且出現於23.0~23.46°之繞射峰中，最強強度之繞射峰出現於23.36~23.46°之間時，即便不滿足上述比強度I(MgCaSn+Mg₉ Sn₅ )亦可確認到高犠牲防蝕作用效果。亦即，由含Si之微細MCSB相所致之繞射峰(以23.3°為基準之繞射峰)之強度最高的角度(2θ)出現在23.36~23.46°時，可確認到高犠牲防蝕作用效果。

例如一般來說，相當於微細MCSB相之MgCaSn相及MgCaSn相不含Si時，以23.3°為基準之繞射峰在23.25°~23.35°之間會出現最強強度，MgCaSn相及MgCaSn相含有Si時，MgCaSn相及MgCaSn相之晶格會扭曲，而於23.36~23.46°之間出現最強強度。該含Si之微細MCSB相(含Si之MgCaSn相及含Si之MgCaSn相)可展現與不含Si之MgCaSn相及Mg₉ Sn₅ 相相同作用效果。亦即，於長期犠牲防蝕性之觀點來看，微細MCSB相之腐蝕速度會被適正化。

Si易與Ca-Al金屬間化合物相及Mg-Al金屬間化合物相結合。藉由含有該等結合有Si之金屬間化合物相可賦予特別的性能。 具體而言，若分別以Ca濃度0.05~3.00%、Si濃度0.01~2.5%來含有Ca及Sn時，可利用SEM等於Zn-Al-Mg合金層中確認到形成有選自於由Ca-Al-Si金屬間化合物相及Mg-Al-Si金屬間化合物相所構成群組中之至少1種相。 Ca-Al-Si金屬間化合物相及Mg-Al-Si金屬間化合物相之平均結晶粒徑為1μm以上。平均結晶粒徑若在1μm以上，Ca-Al-Si金屬間化合物相及Mg-Al-Si金屬間化合物相則具有充分適於可利用TEM鑑定之粒徑尺寸。因此，對Ca-Al-Si金屬間化合物相及Mg-Al-Si金屬間化合物相之平均結晶粒徑的下限值則無特別性能的界限值。另一方面，Ca-Al-Si金屬間化合物相及Mg-Al-Si金屬間化合物相之平均結晶粒徑上限值並無特別限制，而例如設為30μm以下。

從鍍敷層之製造方法或化學組成，Ca-Al-Si金屬間化合物相及Mg-Al-Si金屬間化合物相之成長動作或存在位置產生變化。當於鍍敷層凝固中使用急冷時，粒徑會變小而大量形成細微Ca-Al-Si金屬間化合物相及Mg-Al-Si金屬間化合物相。而若使用緩冷則粒徑會變大且個數亦會減少。

此外，Ca-Al-Si金屬間化合物相一般大多呈針或棒狀形態。Mg-Al-Si金屬間化合物相大多呈不定形或球形形態。但也有一部分例外，Ca-Al-Si金屬間化合物相亦有成不定形的時候。而Mg-Al-Si金屬間化合物相亦有成棒狀或針狀的時候。

Ca-Al-Si金屬間化合物相及Mg-Al-Si金屬間化合物相形成成「針或棒狀」時，以最長線(對角線等)之長度作為Ca-Al-Si金屬間化合物相及Mg-Al-Si金屬間化合物相之結晶粒徑。Ca-Al-Si金屬間化合物相及Mg-Al-Si金屬間化合物相形成成「針或棒狀以外之不定形或球狀」時，以面積之圓等效直徑作為Ca-Al-Si金屬間化合物相及Mg-Al-Si金屬間化合物相之結晶粒徑。

在此，圖8係本揭示鍍敷層之一例，為顯示其之截面，係顯示分別以Ca濃度0.05~3.00%、Si濃度0.01~2.5%含有Ca及Sn之鍍敷層截面的SEM反射電子影像(鍍敷層10°傾斜截面之SEM反射電子影像)。 圖10中係顯示圖8中白框內鍍敷層組織之放大影像(SEM反射電子影像)。

如圖8及圖9所示，若分別以Ca濃度0.05~3.00%、Si濃度0.01~2.5%含有Ca及Sn時，例如鍍敷層中會存在粒狀或不定形Mg-Al-Si金屬間化合物相與針狀Ca-Al-Si金屬間化合物相。

又，於圖10顯示圖8中鍍敷層之與基鐵(鋼材)之界面附近的放大影像(TEM影像)。 於圖11A顯示圖10中不定形金屬間化合物相(13)之電子線繞射影像，且於圖11B顯示圖10中不定形金屬間化合物相(13)之EDS分析光譜。 於圖12A顯示圖10中針狀金屬間化合物相(14)之電子線繞射影像，且於圖11B顯示圖10中針狀金屬間化合物相(14)之EDS分析光譜。

圖10中，不定形金屬間化合物相(13)如其電子線繞射影像(圖11A)與EDS分析光譜(圖11B)所示，會檢測出Mg、Al及Si(令Zn為背景、Cu為分析方法)。因此，不定形金屬間化合物相(13)係鑑定為Mg-Al-Si化合物相(舉一例為MgAlSi相)。 圖10中，針狀金屬間化合物相(14)如其電子線繞射影像(14A)與EDS分析光譜(圖12B)所示，從針狀金屬間化合物相會檢測出Ca、Al及Si(令Zn為背景、Cu為分析方法)。因此，針狀金屬間化合物相(14)係鑑定為Ca-Al-Si化合物相。

如此一來，Ca-Al-Si金屬間化合物相及Mg-Al-Si金屬間化合物相則如圖11A及圖12A所示，利用TEM等電子線繞射影像進行分析時亦大多與以往一樣無法證實為所發現之金屬間化合物相。而以EDS分析的話，則如圖11B及圖12B所示，因會同時檢測出Ca、Al及Si、或Mg、Al及Si，故可鑑定為含有該等元素之金屬間化合物相。 亦即，Ca-Al-Si金屬間化合物相及Mg-Al-Si金屬間化合物相可利用TEM等電子線繞射影像及EDS分析來鑑定。當除了Zn之外鍍敷層中還含有Ni時，Zn、Ni等元素亦有同時檢測出之情形。

Ca-Al-Si金屬間化合物相及Mg-Al-Si金屬間化合物相會比微細MCSB相還先形成，除會使微細MCSB相減少外，還會有從微細MCSB相進行脫Ca、脫Y、脫La或脫Ce之情況發生。但若Ca濃度為充足的量例如含有0.05%以上時，則無需特別在意。

Ca-Al-Si金屬間化合物相及Mg-Al-Si金屬間化合物相係較硬質且缺乏延性。該等平均結晶粒徑1μm以上之金屬間化合物相若大量存在於Zn-Al-Mg合金層時，加工時鍍敷層會斷裂細碎。例如實施T型彎曲試驗等時，相較於彎曲加工部外側(拉伸側)頂起部不存在該等金屬間化合物相時(例如不含有Ca及Si時)，鍍敷層會被破壞細碎。一般來說合金系鍍敷層相較於基鐵(鋼材)缺乏延性，故在鍍敷層裂痕下就會出現大片基鐵(鋼材)外露部。 1個裂痕寬若大，則鍍敷層會過度犠牲防蝕，而於加工部之犠牲防蝕性會降低到裂痕處之基鐵外露部被鏽覆蓋為止，致使加工部耐蝕性劣化。 另一方面，若1個裂痕寬小(亦即鍍敷層若斷裂細碎的話)，則可適度犠牲防蝕，而於加工部之犠牲防蝕能亦可適度，故加工部耐蝕性的劣化小。 亦即，若存在平均結晶粒徑1μm以上之Ca-Al-Si金屬間化合物相及平均結晶粒徑1μm以上之Mg-Al-Si金屬間化合物相，則可獲得加工時耐蝕性提升效果。

如此一來，由加工部耐蝕性提升之觀點來說，Zn-Al-Mg合金層中宜存在選自於由平均結晶粒徑1μm以上之Ca-Al-Si金屬間化合物相及平均結晶粒徑1μm以上之Mg-Al-Si金屬間化合物相所構成群組中之至少1種。

又，由可有效提升加工部耐蝕性之觀點，結晶粒徑1μm以上之Ca-Al-Si金屬間化合物相及結晶粒徑1μm以上之Mg-Al-Si金屬間化合物相個別之面積分率(相對於Zn-Al-Mg合金層截面之面積分率)宜大於0且低於1%。此外，本揭示鍍敷層之化學組成中，Ca-Al-Si金屬間化合物相及Mg-Al-Si金屬間化合物相各單獨不佔大面積率分率(1%以上)。

又，T曲試驗中，通常0T型彎曲(完全壓扁、180度彎曲)比4T型彎曲等(彎曲內側留有4片板厚量之空間)之加工更嚴苛，而易確認裂痕造成之加工部耐蝕性劣化。若於Zn-Al-Mg合金層中Ca-Al-Si金屬間化合物相及Mg-Al-Si金屬間化合物相之至少一相分散細微的話，不論為哪種加工狀況鍍敷層都會斷裂細碎，故不易受加工部位強弱影響。

接著說明Ca-Zn-Al金屬間化合物相。 Ca濃度為0.05~3.00%(宜為0.10~1.00%)時，相對於Sn會存在很充分的Ca，則微細MCSB相中可取代成Mg之位置會消失，而有Zn-Al-Mg合金層中Zn及Al結合之情形。其係因本來Ca即會與Zn結合而易形成Ca-Zn金屬間化合物相(CaZn₂ 相、CaZn₅ 相、CaZn₁₁ 相等)之故。Ca濃度高時，因非常容易偏析，則結合之金屬間化合物相即不限於所述中一種。本揭示化學組成中，會形成Ca-Zn金屬化合物相之一部份Zn被取代成Al之Ca-Zn-Al金屬間化合物相(以下亦稱「CZA相」)。

雖CZA相幾乎對賦予犠牲防蝕性沒效果，但若含於Zn-Al-Mg合金層中則可提升平面部耐蝕性。又，若析出CZA相，以鍍敷層硬度來說會有軟質Al相減少之傾向故其會稍微上升，而可提升耐摩耗性。一般而言，若平面部耐蝕性提升，則具防鏽效果之鍍敷層的構成元素溶出會變少，而使犠牲防蝕效果變小。然，因CZA相不會對微細MCSB相之溶出造成任何影響，故不會致使犠牲防蝕性降低。

尤其於Zn-Al-Mg合金層截面中，結晶粒徑1μm以上之CZA相若相對於Zn-Al-Mg合金層截面以面積分率計存在5%以上(宜為10%以上)的話，則可提升平面部耐蝕性。例如於腐蝕促進試驗之鹽水噴霧試驗(SST)中白鏽發生量會減少。 而若結晶粒徑1μm以上之CZA相面積分率大於5.0%時，反而有耐蝕性降低之傾向。又，因本來CZA相即為非常硬質的相，故鍍敷層的維氏硬度會急遽變高，而有使加工性降低之傾向。因此，結晶粒徑1μm以上之CZA相面積率的下限值宜為5.0%以下，且2.0%以下更佳。 此外，CZA相之結晶粒徑上限值並無限制，例如為10μm以下。

CZA相在Zn-Al-Mg合金層中通常會具有各種形狀(立方體、針狀、棒狀、不定形等)。CZA相形成成「四方形、針、棒」時，以最長線(對角線等)之長度作為Ca-Zn-Al金屬間化合物相之結晶粒徑。CZA相形成成「四方形、針、棒以外之不定形」時，以面積之圓等效直徑作為CZA相之結晶粒徑。

CZA相之存在宜利用TEM確認。又，確認利用EPMA於與Ca-Zn金屬間化合物相之Zn位置相同位置檢測不到Al亦可確認CZA相之存在。並且利用使用Cu-Kα線之X射線繞射(XRD)亦可確認CZA相之存在。 一般而言，以XRD所得CZA的繞射峰以CaZn₂ 來說有JCPDS card：PDF#00-028-0257、CaZn₅ ：PDF#00-010-0239等。但CZA所形成之繞射峰亦會出現在33.3°、35.0°。 此外，當相對於Sn存在很充分的Ca時，如上述說明，Mg₂ Sn幾乎會變成Mg₉ Sn₅ 之結晶結構。由此看來，可檢測出僅Mg₉ Sn₅ 存在下可確認到之10.4°形成的繞射峰亦可採用作為CZA相存在的指標。

可將該等角度的強度作為指標來測定CZA相相對於微細MCSB相之形成量的程度，且使用Cu-Kα線以X射線輸出為40kV及150mA之條件測得前述鍍敷層表面之X射線繞射影像中，下式：比強度I(CaZnAl)＝{I(10.4°強度(cps))+I(33.3°強度(cps)+I(35.0°強度(cps))}/I(23.3°強度(cps))若在0.5以上，則明顯可得CZA相以面積分率計為5%以上。

接著，說明結晶粒徑1μm以上之MCSB相(塊狀MCSB相)。 Zn-Al-Mg合金層中可存在結晶粒徑1μm以上之MCSB相。例如，於基鐵露出部多的鋼材等中，比起提升平面部耐蝕性，提升犠牲防蝕性部分較可瞬間抑制從基鐵(鋼材)外露部的腐蝕，故比起微細析出全部MCSB相，宜使MCSB相的一部份成大塊狀。 若存在塊狀MCSB相，可確保更優異之犠牲防蝕性。此外，塊狀MCSB相之結晶粒徑上限值並無特別限制，例如設為20μm以下。 若嚴格管理Sn濃度(具體來說，管理成令Sn含量以質量%計為3.00~20.00%、且令Sn及Zn為各自元素的含量時，滿足式：0.05＜Sn/Zn的話)，可相對提高Zn-Al-Mg合金層中所含Sn濃度。因此，Zn-Al-Mg合金層中會析出塊狀MCSB相(參照圖4及圖5)。而圖4及圖5中係顯示析出有結晶粒徑1μm以上之多角形狀的MCSB相之狀態。 塊狀MCSB相比結晶粒徑小於1μm之MCSB相大，並大多於Zn相中或以相鄰Zn相之形態存在(參照圖4及圖5)。因此，可推測塊狀MCSB相會於析出過程經凝聚而形成。

尤其為了以更優異之犠牲防蝕性增加基鐵(鋼材)等之防鏽期間，於Zn-Al-Mg合金層之截面中，塊狀MCSB相可相對於Zn-Al-Mg合金層之截面以面積分率計存在3%以上(宜為5%以上)。 惟，塊狀MCSB相之面積分率上限值並無特別限制，例如設為20%以下。

接著，說明由Zn相及Al相構成之片層狀間隔小於300nm的共析組織(以下亦稱Zn-Al微細共析組織」)。 本揭示鍍敷層之化學組成因含有各式各樣的合金成分，故如上述硬度高。於一定R值之範圍下之加工性不會粉化且可確保與以往Zn-Al-Mg同等之加工性。但例如以對硬質鍍敷層不利之如折回之嚴苛的加工來說則加工性稍差。 惟，以本揭示鍍敷層之化學組成來說，利用特定製法使Zn-Al-Mg合金層中之Zn相、Al相之存在形態改變，可製得富有塑性變形性之鍍敷層。亦即，可使鍍敷層含有富加工性之相。 具體來說，為了使鍍敷層含有富加工性之相，可製成消除或降低成長成樹枝狀之Al相，使Zn-Al微細共析組織增大之組織(參照圖6及圖7)。

Zn-Al微細共析組織具有片層狀結構(迷宮結構(labyrinth structure)、或亦稱為微細三維網目結構)，係片層狀間隔小於300nm、且Zn相及Al相交互共析之共析組織(參照圖7)。

Zn-Al-Mg合金層截面中，Zn-Al微細共析組織若相對於Zn-Al-Mg合金層截面以面積分率計存在10%以上(宜為15%以上)，則可提升鍍敷層加工性，而對如彎曲折回之嚴苛加工時的粉化剝離等具耐性。 因此，Zn-Al微細共析組織宜相對於Zn-Al-Mg合金層截面以面積分率計存在10%以上(宜為15%以上)。 惟，Zn-Al微細共析組織之面積分率的上限值並無特別限制，例如設為25%以下。

接著說明Zn-Al-MgZn₂ 三元共晶組織。 三元共晶組織中含有Al相、Zn相、MgZn相。該等相之形狀會因成分組成而改變大小，故形狀為不定形。但，共晶組織在恆溫變態下，凝固時之元素移動會受到抑制，故各相會形成錯綜之形狀，通常各相會微細析出(參照圖14)。 一般來說，該等各相為以下構成：Zn相大且形成島狀，接下來係MgZn相大而充滿於Zn相之間隙，Al相則大多以斑點狀分散於MgZn₂ 相間。此外，因成分組成，而所構成之相不會變化，但析出成島狀者會有成為MgZn₂ 相之情況、或是Al相或MgZn₂ 相之情況，其位置關係會依要凝固前之成分變化而變。 此外，於後敘述三元共晶組織之特定方法。

若存在由所述微細相構成之三元共晶組織，則如上述不僅平面部耐蝕性連加工性亦差。

因此，設Zn-Al-MgZn₂ 三元共晶組織之面積率為0~5%，且宜設為0~2%。三元共晶組織之面積率最宜為0%。

接著說明本揭示鍍敷鋼材之製造方法之一例。

本揭示鍍敷鋼材可利用熔融鍍敷法於鍍敷原材(鍍敷原板等)表面(亦即單面或雙面)形成鍍敷層而製得。

鍍敷浴係使用經真空熔解爐等製作之預定成分組成的純金屬或合金，以可製成目標組成之方式調合預定量並於大氣中熔解。為了實施熔融鍍敷法，一般必須為熔點以上之作業溫度。

鍍敷鋼材之製作，例如可將利用森吉米爾法(Sendzimir method)進行軋延後於無氧化環境且在800℃下經氫還元後之鋼材直接浸漬於鍍敷浴。雖亦會對鍍敷層之Al-Fe合金層厚度造成影響，但浸漬時間通常只要有0.5秒即足。浸漬後可噴吹N₂ 氣體來調整附著量。

本揭示鍍敷鋼材之製造方法為了控制組織必須管理鍍敷浴溫及凝固過程之溫度。

為了使Zn相含有微細MCSB相，除了須管理控制適當之相的凝固順序的溫度外，為了使Al相之樹枝組織形成及消失、為了Zn相、Al相之微細組織形成，亦必須管理溫度。

例如，以除了Zn、Al、Mg及Sn還含有Ca等之4元系以上的凝固過程來說，由狀態圖很難推測凝固過程，故須配合實驗解釋凝固。微細MCSB相的熔點為約775℃(以Mg₂ Sn為主體之熔點)、Al為660℃、MgZn₂ 約550℃、Zn為420℃。又，CZA相為700~750℃。此外，雖無法明確定義Ca-Al-Si金屬間化合物相、Mg-Al-Si金屬間化合物相之熔點，但推測為700~1000℃附近。

雖會因組成而變，但一般來說熔點高者有於凝固過程初期即析出之傾向。尤其係於Mg濃度為5%以上、Sn濃度為0.5%以上之範圍時，更易析出微細之MCSB相，於凝固過程即早期(於高溫狀態下)析出。於所述凝固過程中冷卻的話，因Zn相中無充分含有微細MCSB相，最終凝固部會變成含Zn、Al、Mg之液相，而形成會使平面部耐蝕性及加工性劣化之Zn-Al-MgZn₂ 三元共晶組織。

在此，未含於Zn相中之微細MCSB相會局部存在於鍍敷層表面或Al-Fe合金層附近而粗大地存在。而其特別易於Sn濃度為3%以上之情況下發生。其主要原因為微細MCSB相之成長速度極大所致。局部存在於鍍敷層表面或Al-Fe合金層附近之微細MCSB相因易於腐蝕時溶解，而易發生腐蝕過程中鍍敷剝離等故以鍍敷性狀來說不佳。並且，Sn濃度至3%時，會同時發生Al相析出與微細MCSB相析出，而微細MCSB相之周圍易被Al相包圍。因此，會有以下情況發生：微細MCSB相難以溶解於鍍敷層中之狀況；變成Sn無法充提升犠牲防蝕性之狀態；鍍敷層中Sn濃度變得極端低而易產生Zn-Al-MgZn₂ 三元共晶組織之狀況。 亦即，為了使微細MCSB相以性狀發揮功能，宜使微細MCSB相細微分散於Zn相中。

本揭示鍍敷層之化學組成，例如鍍敷製造條件設成鍍敷浴溫為鍍敷浴熔點+20℃、且以冷卻速度5~10℃/秒從鍍敷浴熔點緩冷卻至150的話，明顯可知微細MCSB相大多以初晶析出而粗大化，而微細MCSB相不易析出於Zn相中。也就是說易產生上述微細MCSB相局部存在或微細MCSB相被Al相包圍之狀態。亦即其意味若以一般鍍敷製造條件製造則微細MCSB相不易析出於Zn相中。 此外，鍍敷浴溫亦會使一些鍍敷凝固過程產生變化而易使組織形成改變。雖鍍敷製造條件極力以所推薦之條件製造為佳，但鍍敷之組織形成係由化學組成、變態點(溫度)、多數溫度歷程多重形成，故只要決定了鍍敷層的化學組成，即便使用下述推薦製造手段以外之手段亦可製出與推薦組織相同之組織。

又，適於鍍敷製造時之鍍敷製造條件(例如：1)利用上輥進行鍍敷熔著之情況、2)為了防止於鍍敷層凝固途中發生鋅花不良而使用水霧冷卻之急冷卻之情況、或3)於鍍敷浴溫(鍍敷浴之熔點+20℃)下於鍍敷處理後令冷卻速度為30℃/秒以上從鍍敷浴熔點冷卻至150℃之情況)，亦會使Zn-Al-Mg合金層中大量形成含有合金元素之Al相、Al相之Zn過飽和固溶體(於相內大量含有Zn相之Al相)、缺乏可塑性變形性之MgZn₂ 相等，微細MCSB相不會析出於Zn相中，而成加工性差之鍍敷層。亦即，上述溫度製程條件亦是在熔融鍍敷中較常被檢討之溫度製程，意味著即便是所述溫度製程微細MCSB相亦不易析出於Zn相中。

其乃為從高熔點之物析出之不須充分時間即可平衡分離等之一般的凝固現象。因此，為了使Zn相中析出微細MCSB相，必須使Al相、MgZn₂ 相先析出，然後降低熔液中之Al濃度並提高Zn、Mg及Sn之濃度，使Mg及Sn熔入處於熔融狀態之Zn相(因應目的除Mg及Sn外亦可熔入Ca等其他元素)，並利用伴隨溫度降低之溶解限降低慢慢釋出各元素，以使微細MCSB相析出於Zn相中。採取該凝固過程即可將本來會以鍍敷最終凝固部而形成之Zn-Al-MgZn₂ 三元共晶組織取代成由Zn相之析出反應而形成之微細MCSB相，而形成加工性及耐蝕性經提升之鍍敷層。

用以實現其之一例，宜將鍍敷浴溫設定為鍍敷浴之熔點+50℃以上設定得較高，並以大於25℃/秒之急冷冷卻至400℃下一點。具體來說，宜設鍍敷浴溫為鍍敷浴之熔點+50℃以上，並於鍍敷處理後(從鍍敷浴取出鋼材後)以平均冷卻速度大於25℃/秒於從鍍敷浴溫至375℃之溫度區進行急冷。此外，要設為鍍敷浴之熔點+50℃以上之鍍敷浴溫低於500℃時，宜將鍍敷浴溫設為500℃以上。 因此Al相會成初晶，然後MgZn₂ 相會凝固，Zn相則為半熔融狀態。Al相析出的同時，固溶限會急遽變小而釋出元素，而在該狀態下因Zn相為液體狀態，故合金元素會在熔融狀態之Zn相中移動。藉由實現該狀態，可製得過飽和含有Mg、Sn、Ca等元素之Zn相。但若以急冷冷卻至低於325℃時，微細MCSB相會無法平衡分離而形成過飽和固溶體之Zn相，而須於途中具有可使微細MCSB相析出之徐冷凝固溫度區。亦即，若有一定的時間，即可形成大量含有合金元素、尤為大量含有Sn之熔融狀態的Zn相。

又，於從鍍敷浴溫至375℃為止之溫度區中以25℃/秒以下冷卻的話，會存在微細MCSB相，但卻有Zn相中未組入微細MCSB相而無法獲得所欲之鍍敷層的組織之情形。並且，易形成三元共晶組織，而有耐蝕性、犠牲防蝕性惡化、以及尤其長期犠牲防蝕性變差之傾向。

微細MCSB相可從Zn相平衡分離並爆發性微細析出之溫度區為375~325℃之溫度區，以350℃為中心±25℃的溫度區。於該溫度區中，於鍍敷層組織中僅Zn相會為半熔融狀態，而Mg、Ca、Sn等元素會從完全凝固而固溶限降低之Al相及MgZn₂ 相移動到Zn相。並且，Zn相因已充分軟化，故所含之Mg、Ca、Sn等元素可伴隨Zn相之溫度降低，大量擴散於Zn相之晶界中。而溫度亦為可使該等元素擴散之充分高之溫度。 因此，375℃~325℃之溫度區係以小於12.5℃/秒(更宜為10℃/秒以下、且以7.5℃/秒以下為佳)進行冷卻。若採取所述溫度歷程，則可使微細MCSB相微細分散於Zn相中。當Sn濃度高時，會有已微細分散之微細MCSB相的一部份凝聚而變粗大之情形。若以12.5℃/秒以上之冷卻速度進行冷卻，則有微細MCSB相不會分離凝固而形成過飽和固溶體，使加工性極端變差之情形。

此外，Ca濃度高時會形成CZA相，但若進行上述溫度管理，其會比Al相、MgZn₂ 相更早期即析出，且大多會形成於界面附近。吾等認為其包含與基鐵之結晶匹配性高等之一些早期析出要因。

又，含有Ca及Si時，鍍敷層中會形成Ca-Al-Si金屬間化合物相及Mg-Al-Si金屬間化合物相。該等金屬間化合物相會於鍍敷一凝固後即直接形成。大小會因至350℃附近為止之溫度歷程而異。鍍敷凝固時之冷卻速度若大，則於鍍敷層界面附近有稍微濃化之傾向，而會大量形成結晶粒徑在1μm以下之小金屬間化合物相。另一方面，若鍍敷凝固時之冷卻速度小，則可觀察到結晶粒徑大於1μm之金屬間化合物相，且數量會減少並分散於鍍敷層整體中。一般廣泛分散於Zn-Al-Mg合金層整體對鍍敷層之加工性更佳，故設至350℃為止之冷卻速度小於100℃/秒即可。亦即，若不於鍍敷層一凝固後即進行水冷製程、水霧冷卻製程，基本上該等金屬間化合物相即會廣泛散於Zn-Al-Mg合金層中。

為了使鍍敷層具優異塑性變形性，可消除經上述急冷至400℃下一點為止之而形成之成長成樹枝形狀的Al相(經緩冷形成之樹枝Al相並無特別問題)，形成Zn-Al微細共析組織。為了實現其，宜於325℃~250℃為止之溫度區下保持20秒以上，更宜為60秒以上。

亦即，於325℃~250℃為止之溫度區下之平均冷卻速度宜為3.75℃/秒以下。於325℃~250℃為止之溫度區下之保持時間越長，Zn-Al微細共析組織之相量亦越增加。於該溫度區中，會釋出溶入Al相之Zn元素，進行共析變態。Zn從Al相中釋出後，於Al相中為樹枝形狀之部分的一部份會變形而變成Zn-Al微細共析組織。該溫度區若以小於20秒通過，則有Zn-Al微細共析組織含量減少之傾向。

此外，形成於基鐵(鋼材)間之Al-Fe合金層於一鍍敷浸漬即以不到1秒之時間急速形成及成長。其成長速度會因溫度越高而越大，浸漬於鍍敷浴之浸漬時間越長而變得更大。且，當Sn濃度在1%以上時會變得更大，故於Sn濃度高時，需配合所欲Al-Fe合金層厚度選擇適當的浸漬時間。但當鍍敷浴溫為低於500℃之溫度時，因幾乎不會成長，故可減少浸漬時間或是直接從凝固移動到冷卻過程。

又，關於鍍敷鋼材，若先使其凝固後再加熱並再熔融鍍敷層的話，構成相會全部消失而成液相狀態。因此，例如即便為已先實施過急冷等之鍍敷鋼材，亦可於在離線進行再加熱後進行適當的熱處理之步驟來控制本揭示規定之組織。此時，鍍敷層之再加熱溫度宜先設為鍍敷浴之熔點上一點附近，然後設為不會使Al-Fe合金層過剩成長之溫度區。

接著說明有關鍍敷層特性之各種測定方法。

鍍敷層之化學成分係利用以下方法測定。 首先，可利用含有可抑制基鐵(鋼材)腐蝕之抑制劑的酸獲得鍍敷層剝離溶解後之酸液。接著，將所得酸液用ICP分析進行測定，即可獲得鍍敷層之化學組成(鍍敷層為Zn-Al-Mg合金層之單層狀結構時為Zn-Al-Mg合金層之化學組成，鍍敷層為Al-Fe合金層及Zn-Al-Mg合金層之積層狀結構時為Al-Fe合金層及Zn-Al-Mg合金之合計化學組成)。酸種類只要可溶解鍍敷層則並無特別限制。此外，化學組成係測定為平均化學組成。

又，想得知Al-Fe合金層及Zn-Al-Mg合金層個別之化學組成時，可利用GDS(高頻輝光放電分光分析)獲得各元素之定量分析檢量線。之後測定其對象之鍍敷層深度方向的化學成分即可。例如從製出之鍍敷鋼板試樣採取數片30mm見方作為GDS用試樣。並從鍍敷層表層實施氬離子濺鍍而獲得深度方向的元素強度圖(plot)。並製作各元素純金屬板等標準試料，事先獲得元素強度圖，即可從強度圖進行濃度換算。分析化學組成使用GDS時，宜令分析面積為φ4mm以上且測定10次以上，採用各處之成分平均值。

此外，濺鍍速度宜為約0.04~0.1μm/秒之範圍。各GDS分析點中若採用Zn-Al-Mg合金層部分之成分分析值時，為去除最表層氧化層之影響，宜無視表層1μm深度之成分圖，而採用深度1~10μm(5μm寬)之各元素濃度的成分平均值。

又，測定Al-Fe合金層之化學組成時，係將Fe元素強度佔整體元素分析之95%以上處設定為基鐵(鋼材)與鍍敷層(亦即Al-Fe合金層)之界面位置，並以從界面位置起之鍍敷層表面側作為Al-Fe合金層。另外，邊對比由SEM觀察等所得Al-Fe合金層厚度，採用對應Al-Fe合金層之厚度寬之寬度的各元素濃度的成分平均值。

又，亦可使用EPMA從定量分析值輕易獲得Al-Fe合金層及Zn-Al-Mg合金層個別的化學組成。

確認Zn-Al-Mg合金層中之各相(惟，除Zn-Al-MgZn₂ 三元共晶組織外之各相)的方法如下。 為了觀察Zn-Al-Mg合金層組織，可研磨Zn-Al-Mg合金層截面後觀察經硝太蝕劑蝕刻後之組織，來測定Al-Fe合金層及Zn-Al-Mg合金層厚度。若使用CP加工則可更精細觀察Zn-Al-Mg合金層組織。而宜利用FE-SEM觀察Zn-Al-Mg合金層。

Zn-Al-Mg合金層中之各相(惟，除Zn-Al-MgZn₂ 三元共晶組織外之各相)的面積分率係依以下方法測定。 為了測定Zn-Al-Mg合金層中各相之面積分率，使用搭載有EDS(能量分散型X射線分析裝置)之FE-SEM、TEM。此外，各相之鑑定亦可使用EPMA裝置。

對測定對象之Zn-Al-Mg合金層之任意截面(沿厚度方向切斷之截面)施行CP(Cross section polisher)加工。進行CP加工後即可獲得Zn-Al-Mg合金層截面之SEM的反射電子影像。SEM的反射電子影像係從約100μm以上(厚度方向：選擇包含Zn-Al-Mg合金層之視野)×2000μm(與鋼材表面平行之方向)之四方的任意區域以倍率1000倍觀察面積測定用3處以上所得之影像(約Zn-Al-Mg合金層厚度μm×約150μm)。

接著，對相同測定對象之Zn-Al-Mg合金層之任意截面(沿Zn-Al-Mg合金層厚度方向切斷之截面)施行FIB(聚焦離子束)加工。進行FIB加工後即可獲得Zn-Al-Mg合金層截面組織之TEM(透射型電子顯微鏡)的電子繞射影像。然後鑑定Zn-Al-Mg合金層所含金屬或金屬間化合物。

接著，比較SEM的反射電子影像與TEM的電子繞射影像之鑑定結果，於SEM的反射電子影像中鑑定Zn-Al-Mg合金層具有之各相。此外，Zn-Al-Mg合金層具有之各相的鑑定可進行EDS點分析並對比EDS點分析之結果與TEM的電子繞射影像之鑑定結果。

然後，於SEM的反射電子影像中，判定Zn-Al-Mg合金層具有之各相所示灰階標度的明度、色相及對比值之3值。各相所示明度、色相及對比值之3值以反映各相含有之元素的原子號來說，通常有原子號小之Al量、Mg量含量多之相越呈黒色，Zn量多之越呈白色之傾向。

從上述EDS之對比結果來看，如整合成SEM的反射電子影像，僅Zn-Al-Mg合金層中所含各相所示上述3值之範圍實施變色等之電腦影像處理(例如僅特定之相以白色影像表示來算出視野中各相面積(像素數)等)。藉由對各相實施該影像處理來求出SEM的反射電子影像中Zn-Al-Mg合金層中各相所佔面積分率。

然後，Zn-Al-Mg合金層各相之面積分率係取Zn-Al-Mg合金層任意截面(沿Zn-Al-Mg合金層厚度方向切斷之截面)之至少3視野以上依上述操作求得之各相面積分率之平均值。 此外，含微細MCSB相之Zn相的面積分率係於封閉之Zn相區域內確認到微細MCSB相之Zn相，亦包含微細MCSB相之Zn相的面積分率。 又，「Zn相、MgZn₂ 相、Al相之各面積分率」係不包含Zn-Al微細共析組織中存在之「Al相及Zn相」及Zn-Al-MgZn₂ 三元共晶組織中存在之「MgZn₂ 相、Al相及Zn相」之各面積分率。

在此，如圖2及圖4所示，雖Zn-Al-Mg合金層截面之SEM影像皆為以反射電子影像拍攝所得，但一般構成Zn-Al-Mg合金層之相(Al相、MgZn₂ 相、Zn相等)的原子號差很明確故可容易區別。

Zn相中所含微細MCSB相及塊狀MCSB相)，因相較於Zn相，原子號小之Mg係與Sn結合在一起，故可以比Zn相更暗之對比確認，而可容易區別。 其他金屬間化合物相(Ca-Al-Si金屬間化合物相、Mg-Al-Si金屬間化合物相、CAZ相等)雖會顯示與MgZn₂ 相相近之對比，但因形狀獨特故該等相可較容易區別。 該等各相之面積率係選擇相當於作為對象之結晶粒徑的範圍之相來求取其面積分率。

此外，當難以判別各相時，可實施利用TEM所行電子線繞射或EDS點分析。 又，Al相、MgZn₂ 相、Zn相、CZA相皆大多於結晶粒徑1μm以上之尺寸觀察到，若使用EDS則可容易特定。Ca-Al-Si金屬間化合物相及Mg-Al-Si金屬間化合物相亦為形狀有參差，但一般大多於結晶粒徑1μm以上之尺寸觀察到，若使用EDS則可容易特定。

在此，Zn相中結晶粒徑小於1μm之微細MCSB相的面積率(亦即結晶粒徑小於1μm之微細MCSB相相對於含有微細MCSB相之Zn相的面積分率)，因微細MCSB相係微細分散析出於Zn相中，故視野倍率採用10000倍。於倍率10000倍左右之視野觀察Zn相，可易確認到Zn相中所含微細MCSB相，且亦可確認其結晶粒徑。 然後以包含Zn相之3μm×3μm之視野(倍率10000倍)決定微細MCSB相之面積分率。對20處以上之視野實施相同操作並將所得面積分率之平均值作為微細MCSB相於Zn相中所佔面積分率。

Zn相中之微細MCSB相的平均結晶粒徑係利用以下方法測定。 測定上述微細MCSB相之面積分率時之SEM觀察係於確認到之微細MCSB相中選擇結晶粒徑小於1μm且具前5個結晶粒徑的微細MCSB相。然後於5視野進行該操作後將所得共計25個結晶粒徑之算術平均作為結晶粒徑小於1μm之微細MCSB相的平均結晶粒徑。 亦即，微細MCSB相之平均結晶粒徑係指即便含有結晶粒徑1μm以上之塊狀MCSB相(塊狀Mg-Sn金屬間化合物相)，亦以結晶粒徑小於1μm之相為對象之平均結晶粒徑。

Ca-Al-Si金屬間化合物相及Mg-Al-Si金屬間化合物相之平均結晶粒徑係依以下方法測定。 測定上述各相之面積率時之SEM觀察係於確認到之各化合物相中選擇具前5個結晶粒徑之各化合物相。然後於5視野進行該操作後將所得共計25個結晶粒徑之算術平均作為Ca-Zn-Al金屬間化合物相及Ca-Zn-Al-Si金屬間化合物相之各平均結晶粒徑。

Zn-Al微細共析組織(由Zn相及Al相構成之片層狀間隔小於300nm之共析組織之鑑定及面積分率係依以下方法測定。 首先，利用與測定Zn-Al-Mg合金層中各相面積率相同手法以SEM的反射電子影像特定Al相及Zn相之二相共析之組織(參照圖6及圖7)。並以倍率30000倍、大小3μm×4μm(對角線為5μm)之長方形視野觀察該組織之一部分(參照圖13)。此時，於長方形視野中劃出2條對角線後，以1條對角線橫切過Zn相及Al相各10次以上時、並且其對角線上之長度且隔著Al相相鄰之2個Zn相中心間距離的平均值小於300nm時，判定為Zn-Al微細共析組織。

接著，對以與測定Zn-Al-Mg合金層中各相面積率相同之SEM的反射電子影像(以倍率1000倍、大小：約Zn-Al-Mg合金層厚度μm×約150μm觀察而得之影像)反覆進行上述操作，確認Zn-Al微細共析組織之連續性的同時並取得Zn-Al微細共析組織輪廓(區域)。然後，求取所取得之SEM的反射電子影像中之Zn-Al-Mg合金層中Zn-Al微細共析組織所佔面積分率。 而Zn-Al微細共析組織之面積分率係取Zn-Al-Mg合金層任意截面(沿Zn-Al-Mg合金層厚度方向切斷之截面)之至少3視野以上依上述操作求得之Zn-Al微細共析組織面積分率的平均值。

Zn-Al-Mg合金層中之Zn-Al-MgZn₂ 三元共晶組織的鑑定及面積分率係依以下方法測定。

首先，依與測定Zn-Al-Mg合金層中各相面積率相同手法以SEM的反射電子影像特定Al相、Zn相及MgZn₂ 相之三相共晶之組織。並以倍率30000倍、大小3μm×4μm(對角線為5μm)之長方形視野觀察該組織之一部分(參照圖14)。此時，於長方形視野中劃出2條對角線後，以1條對角線橫切過Zn相5次以上、及橫切過擴延於Zn相周圍之MgZn₂ 相或Al相5次時，判定為三元共晶組織。該判定係以三元共晶組織特有之「三相各微細分散之組織」為基準。

此外，因三元共晶組織局部存在之可能性或難以形成三元共晶組織之組成，而三元共晶組織無法取得3μm×4μm之區域時，係將組織劃分成1μm見方之格子狀，而於格子內分別含有1個以上各相時判定為三元共晶組織。

接著，以與測定Zn-Al-Mg合金層中各相面積率相同之SEM的反射電子影像(以倍率1000倍、大小：約Zn-Al-Mg合金層厚度μm×約150μm觀察而得之影像)反覆進行上述操作，確認三元共晶組織之連續性的同時並取得三元共晶組織之輪廓(區域)。然後，求取所取得之SEM的反射電子影像中之Zn-Al-Mg合金層中三元共晶組織所佔面積分率。 而三元共晶組織之面積分率係取Zn-Al-Mg合金層任意截面(沿Zn-Al-Mg合金層厚度方向切斷之截面)之至少3視野以上依上述操作求得之三元共晶組織面積分率的平均值。

接著，說明X射線繞射(XRD)之測定條件。 X射線繞射的強度可於射線源使用Cu、Co等，但最後須計算、變更成搭配Cu射線源之繞射角度。X射線輸出設為40kV、150mA。測定範圍宜為5°~90°、間距宜為0.01°左右。為了獲得於特定繞射角度下之強度(cps)則要取得前後±0.05°之平均值。亦即23.3°之強度要取得22.25°~22.35°之平均值。此外，算出強度平均值前，因不實施可使波峰清楚呈現之去除背光等措施，故須取得個別強度指標。

以下就適用本揭示鍍敷鋼板之後處理進行說明。

本揭示鍍敷鋼板亦可於鍍敷層上形成皮膜。皮膜可形成1層或2層以上。正於鍍敷層上之皮膜種類例如可舉鉻酸鹽皮膜、磷酸鹽皮膜、無鉻酸鹽皮膜。該等用以形成皮膜之鉻酸鹽處理、磷酸鹽處理、無鉻酸鹽處理可以已知之方法進行。

鉻酸鹽處理如下有：利用電解形成鉻酸鹽皮膜之電解鉻酸鹽處理、利用與素材之反應形成皮膜後洗掉多餘的處理液之反應型鉻酸鹽處理、將處理液塗佈於被塗物後不進行水洗而進行乾燥形成皮膜之塗佈型鉻酸鹽處理。可採用任一處理。

電解鉻酸鹽處理可例示使用鉻酸、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)、及硬質氧化矽之電解鉻酸鹽處理。

磷酸鹽處理可例示例如磷酸鋅處理、磷酸鋅鈣處理、磷酸錳處理。

無鉻酸鹽處理以特別不對環境造成負荷為佳。無鉻酸鹽處理如下有：利用電解形成無鉻酸鹽皮膜之電解型無鉻酸鹽處理、利用與素材之反應形成皮膜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進行水洗而進行乾燥形成皮膜之塗佈型無鉻酸鹽處理。可採用任一處理。

進而，亦可正於鍍敷層上之皮膜上具有1層或2層以上有機樹脂皮膜。有機樹脂並無限定特定種類，例如可舉聚酯樹脂、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。在此，改質物係指使該等樹脂結構中所含反應性官能基與於結構中含有可與該官能基進行反應之官能基的其他化合物(單體或交聯劑等)反應所得之樹脂。

所述有機樹脂可混合1種或2種以上有機樹脂(未改質者)，亦可混合1種或2種以上於至少1種有機樹脂存在下將至少1種其他有機樹脂改質而得之有機樹脂。且有機樹脂皮膜中亦可含有任意著色顔料及防鏽顔料。亦可使用可藉由溶解或分散於水中而水系化之物。

實施例 針對本揭示實施例進行說明，於實施例中之條件係為確認本揭示可實施性及效果所採用之一條件例，本揭示並不受限於該一條件例。只要不脫離本揭示之要旨而可達成本揭示之目的，本揭示即可採用各種條件。

(實施例A) 為製得表1-1~1-8所示化學組成之鍍敷層，使用預定量之純金屬錠，並以真空熔解爐熔解錠後，於大氣中將鍍敷浴建浴。鍍敷鋼板之製作係使用批式熔融鍍敷裝置。 比較材部分No.119係準備市售Zn-Al-Mg系鍍敷鋼板。鍍敷原板係使用2.3mm之一般材熱軋碳鋼(C濃度＜小於0.1%)，並於要進行鍍敷步驟前實施脫脂、酸洗。

任一試樣之製作，至浸漬鍍敷浴時之步驟皆對鍍敷原板實施同等的還元處理方法。亦即，將鍍敷原板於N₂ -H₂ (5%)(露點-40°以下、氧濃度小於25ppm)環境下從室溫通電加熱升溫至800℃並保持60秒後，噴吹N₂ 氣體，冷卻至鍍敷浴溫+10℃並直接浸漬於鍍敷浴。此外，令任一鍍敷鋼板浸漬於鍍敷浴之浸漬時間為1秒。調整N₂ 氣體擦拭壓力使鍍敷厚度可成為30μm(±1μm)來製出鍍敷鋼板。

鍍敷步驟係如下述5種來實施。

製法A：令鍍敷浴溫為鍍敷浴之熔點+20℃。令鍍敷浴浸漬時間為1秒。將鍍敷原板從鍍敷浴拉起後，經實施以下冷卻製程而製得鍍敷層，該冷卻製程為：令平均冷卻速度為20(±5)℃/秒從鍍敷浴溫冷卻至375℃、並令平均冷卻速度為為15(±2.5)℃/秒從375℃冷卻至325℃、令平均冷卻速度為12.5(±2.5)℃/秒從325℃冷卻至250℃、且令平均冷卻速度為5~12℃/秒從250冷卻至100℃。

製法B：令鍍敷浴溫為鍍敷浴之熔點+50℃(惟，低於500℃時取500℃)。令鍍敷浴浸漬時間為1秒。將鍍敷原板從鍍敷浴拉起後，經實施以下冷卻製程而製得鍍敷層，該冷卻製程為：令平均冷卻速度為20(±5)℃/秒從鍍敷浴溫冷卻至375℃、並令平均冷卻速度為10(±2.5)℃/秒從375℃冷卻至325℃、令平均冷卻速度為5(±1.25)℃/秒從325冷卻至250℃、且令平均冷卻速度為5~12℃/秒從250℃冷卻至100℃。

製法C：令鍍敷浴溫為鍍敷浴之熔點+50℃(惟，低於500℃時取500℃)。令鍍敷浴浸漬時間為1秒。將鍍敷原板從鍍敷浴拉起後，經實施以下冷卻製程而製得鍍敷層，該冷卻製程為：以平均冷卻速度30(±5)℃/秒從鍍敷浴溫冷卻至375℃後，藉由水霧冷卻以平均冷卻速度12.5~1000℃/秒以上直接從375℃冷卻至25℃。

製法D：令鍍敷浴溫為鍍敷浴之熔點+50℃(惟，低於500℃時取500℃)。令鍍敷浴浸漬時間為1秒。將鍍敷原板從鍍敷浴拉起後，經實施以下冷卻製程而製得鍍敷層，該冷卻製程為：令平均冷卻速度為30(±5)℃/秒從鍍敷浴溫冷卻至375℃、並令平均冷卻速度為10(±2.5)℃/秒從375℃冷卻至325℃、令平均冷卻速度為5(±1.25)℃/秒從325℃冷卻至250℃、且令平均冷卻速度為5~12℃/秒從250℃冷卻至100℃。

製法E：令鍍敷浴溫為鍍敷浴之熔點+50℃(惟，低於500℃時取500℃)。令鍍敷浴浸漬時間為1秒。將鍍敷原板從鍍敷浴拉起後，經實施以下冷卻製程而製得鍍敷層，該冷卻製程為：令平均冷卻速度為30(±5)℃/秒從鍍敷浴溫冷卻至375℃、令平均冷卻速度為10(±2.5)℃/秒從375℃冷卻至325℃、令平均冷卻速度為2.5(±1.25)℃/秒從325℃冷卻至250℃、且令平均冷卻速度為5~12℃/秒從250℃冷卻至100℃。

-X射線繞射分析- 從所製得之鍍敷鋼板切出20×20mm見方，而得從鍍敷層表面測得之X射線繞射影像。測定條件為使用Rigaku公司社製X射線繞射裝置(RINT1500)、RINT1000廣角測角器，且設X射線輸出為40kV-150mA、掃描速度為2°/min、間距為0.01°、掃描範圍為5~90°之範圍。並設入射狹縫1°、受光狹縫為1°、0.15mm。然後算出比強度I(微細MCSB相)、比強度I(MgCaSn+Mg₉ Sn₅ )及I(CaZnAl)(分別於表中表記為I(MCSB)、I(MgCaSn)及I(CaZnAl))。 此外，關於表1中之I(MgCaSn)，若為MCSB相量少而無法算出數值者記為「-」。I(23.3°強度(cps))亦顯示於表1中之「I(23.3°)」欄。

又，從所製得之鍍敷鋼板切出20×20mm見方，從鍍敷層表面所得之X射線繞射影像找出23.00~23.46°附近最強強度之繞射峰位置，而將在23.36~23.46°之範圍中有出現最強強度之繞射峰之情況表示為「OK」，未出現之情況表示為「NG」。

-測定各相之面積率- 從所製得之鍍敷鋼板切出具有鍍敷層截面(沿鍍敷層厚度方向切斷之截面)之試料片。然後，依所述方法測定存在於Zn-Al-Mg合金層之下述相之面積分率。 ・含有微細MCSB相之Zn相(於表中表記為「Zn+MCSB」)之面積分率 ・Zn相中所含微細MCSB相(於表中表記為「MCSB/Zn」)之面積分率 ・Zn-Al微細共析組織(於表中表記為「ZnAl微細組織」)之面積分率 ・Al相之面積分率 ・MgZn₂ 相之面積分率 ・Zn-Al-MgZn₂ 三元共晶組織(於表中表記為「三元共晶組織」)之面積分率

-測定Zn相中所含微細MCSB相之平均結晶粒徑- 從所製得之鍍敷鋼板切出具有鍍敷層截面(沿鍍敷層厚度方向切斷之截面)之試料片。然後，依所述方法測定求得Zn相中所含微細MCSB相之平均結晶粒徑。此外，微細MCSB相之平均結晶粒徑係顯示於面積分率之「MCSC/Zn之Dc」欄。

-平面部耐蝕性- 為比較平面部耐蝕性，將製造試樣供於腐蝕促進試驗(JASO M609-91)60循環後，去除白鏽，從腐蝕減少之厚度評估平面部耐蝕性。以市售Zn-Al-Mg系鍍敷鋼板(比較材No.119)為合格基準，將比Zn-Al-Mg系鍍敷鋼板之腐蝕量小之小於10μm之腐蝕減少之厚度評估為「A」、10μm以上評估為「B」。

-切斷端面部耐蝕性- 為比較切斷端面部耐蝕性，從厚2.3mm之材料(25μm)剪切出30mm見方並投入恆溫恆濕槽中(水平0°、平放)。令1循環為(50℃、99% 24小時)→移走6小時→(50℃、35% 66小時)，並經過1循環後調查外觀，從鍍敷鋼板之四面切斷面獲得鍍敷鋼板切斷端面部之紅鏽面積率的平均值。以市售Zn-Al-Mg系鍍敷鋼板(比較材No.119)為合格基準測定切斷端面部下部之紅鏽面積率。 亦即，將比Zn-Al-Mg系鍍敷鋼板之紅鏽面積率大之70%以上評估為「B」、紅鏽面積率為35~70%評估為「A」、紅鏽面積率為10~35%評估為「AA」、紅鏽面積率小於10%評估為「AAA」。

又經相同循環之5循環後測定切斷端面部下部之紅鏽面積率。將比市售Zn-Al-Mg系鍍敷鋼板之紅鏽面積率大之紅鏽面積率為90%以上評估為「B」、紅鏽面積率為45~90%評估為「A」、紅鏽面積率小於45%評估為「AAA」。

-腐蝕電位- 鍍敷鋼板之腐蝕電位係使用電化學測定用電池以Ag/AgCl為參照電極在5%NaCl水熔液中進行測定。並測定一浸漬後30秒鐘之腐蝕電位的平均值。

-鹽水噴霧試驗(於表中表記為「SST」)- 為評估鍍敷鋼板之平面部白鏽耐性，將鍍敷鋼板供於鹽水噴霧試驗(JIS Z 2371)，並於120小時後測定鍍敷表面白鏽面積率。以市售Zn-Al-Mg系鍍敷鋼板(比較材No.119)為合格基準，將比Zn-Al-Mg系鍍敷鋼板之白鏽面積率50%大之白鏽面積率50%以上評估為「B」、白鏽面積率為20~50%評估為「A」、白鏽面積率小於20%評估為「AAA」。

為評估鍍敷層之加工性，對鍍敷鋼板實施5R-90°V型彎曲試驗，並將寬24mm之玻璃紙膠帶壓抵V型彎曲谷部後剝離，以目視判斷粉化。 膠帶附著有粉化剝離粉者評估為「B」， 膠帶上有點狀附著粉化剝離粉評估為「A」， 無粉化剝離評估為「AAA」。

-粉化- 為評估更嚴苛的加工，以2R-90°V字模具機成型後再用平板模具實施折回加工成平板。進行V字加工後，將寬24mm之玻璃紙膠帶壓抵於谷部處後剝離，以目視判斷粉化。 未發生剝離部分時評估為「AAA」， 剝離部分呈點狀且部分剝離時評估「A」， 剝離部分呈線狀剝離時評估為「B」。

-拉延筋試驗- 為評估鍍敷層之加工性，實施拉延筋試驗。令壓附荷重為3、6、9kN，且使用油NOX-RUST550NH、抽拉速度100mm/min、模具SKD(R＝4)。小於以往Zn-Al-Mg系鍍敷鋼板之動摩擦係數(0.12)且無刮傷評估為「A」，動摩擦係數在0.12以上或有刮傷評估為「B」。

-鍍敷層硬度(維氏硬度)- 測定鍍敷鋼板之鍍敷層硬度係使用維氏硬度測定器(mitutoyo-HM221)從鍍敷表面測定硬度。令試驗荷重為10gf且測定50點平均值。

將實施例A一覽表示於表1-1~表1-12。

[表1-1]

[表1-2]

[表1-3]

[表1-4]

[表1-5]

[表1-6]

[表1-7]

[表1-8]

[表1-9]

[表1-10]

[表1-11]

[表1-12]

(實施例B) 為製得表2-1所示化學組成之鍍敷層，使用預定量之純金屬錠，並以真空熔解爐熔解錠後，於大氣中將鍍敷浴建浴。鍍敷鋼板之製作係使用批式熔融鍍敷裝置。鍍敷原板係使用0.8mm之一般材冷軋碳鋼(C濃度＜小於0.1%)，並於要進行鍍敷步驟前實施脫脂、酸洗。

任一試樣之製作，至浸漬鍍敷浴時之步驟皆對鍍敷原板實施同等的還元處理方法。亦即，將鍍敷原板於N₂ -H₂ (5%)(露點-40°以下、氧濃度小於25ppm)環境下從室溫通電加熱升溫至800℃並保持60秒後，噴吹N₂ 氣體，冷卻至鍍敷浴溫+10℃並直接浸漬於鍍敷浴。

鍍敷製程係依上述製法D製造。

控制鍍敷浴浸漬時間而製出與Al-Fe合金層厚度相異之鍍敷鋼板。又，調整擦拭氣體量而製出與Zn-Al-Mg合金層厚度相異之鍍敷鋼板。以與(實施例A)同樣地實施各種分析及各種測定。

-粉化- 為評估鍍敷層之加工性，對鍍敷鋼板實施0R-90°V型彎曲試驗，並將寬24mm之玻璃紙膠帶壓抵V型彎曲谷部後剝離，以目視判斷粉化。 膠帶上有線狀附著粉化剝離粉評估為「B」， 膠帶上有點狀附著粉化剝離粉評估為「A」， 無粉化剝離評估為「AAA」。

-鹽水噴霧試驗(於表中表記為「SST」)- 從鍍敷層表面利用表面切削加工對實施例No.1~12去除Zn-Al-Mg合金層。將該等僅Al-Fe合金層附著之鍍敷鋼板供於鹽水噴霧試驗(JIS Z 2371)，並測定24小時後之鍍敷表面紅鏽面積率。比較材係以用作鍍敷原板之一般材冷軋碳鋼為合格基準，將紅鏽面積率大之紅鏽面積率為90%以上評估為「B」，將小於90%評估為「AAA」。

將實施例B一覽表示於表2-1~表2-3。

[表2-1]

[表2-2]

[表2-3]

(實施例C) 為製得表3-1所示化學組成之鍍敷層，使用預定量之純金屬錠，並以真空熔解爐熔解錠後，於大氣中將鍍敷浴建浴。鍍敷鋼板之製作係使用批式熔融鍍敷裝置。鍍敷基材係使用0.8mm之一般材冷軋碳鋼(C濃度＜小於0.1%)，並於要進行鍍敷步驟前實施脫脂、酸洗。

任一試樣之製作，至浸漬鍍敷浴時之步驟皆對鍍敷原板實施同等的還元處理方法。亦即，將鍍敷原板於N₂ -H₂ (5%)(露點-40°以下、氧濃度小於25ppm)環境下從室溫通電加熱升溫至800℃並保持60秒後，噴吹N₂ 氣體，冷卻至鍍敷浴溫+10℃並直接浸漬於鍍敷浴。鍍敷層厚度皆令為30μm。

鍍敷製程係依上述製法D或E製造。 一部分之試樣係以與實施例A相同條件使用0.8mm鍍敷原板而製出。

對所製得之全部試樣以與實施例A同樣地實施各種分析、各種測定及評估。但並無實施X射線繞射分析。

惟，確認Ca-Al-Si金屬間化合物相及Mg-Al-Si金屬間化合物相及測定平均結晶粒徑係如下實施。 從所製得之鍍敷鋼板切出10×10mm見方，並將鍍敷層表面從水平面傾斜10°且埋入樹脂並研磨，來觀察鍍敷層之傾斜截面組織。於任意截面中，搜尋不定形或針狀金屬間化合物相，有確認到時再用EDS進行元素分布分析。確認到Ca、Al及Si之3元素存在時，表示有Ca-Al-Si金屬間化合物相，在表3中「Ca-Al-Si之存在」欄表記「OK」。確認到Mg、Al及Si之3元素時，表示有Mg-Al-Si金屬間化合物相存在，在表3中「Mg-Al-Si之存在」欄顯示「OK」。

然後，確認到Ca-Al-Si金屬間化合物相及Mg-Al-Si金屬間化合物相存在時，依所述方法測定各金屬間化合物相之平均結晶粒徑。並將其結果顯示於表3中之「Ca-Al-Si之Dc」欄及「Mg-Al-Si之Dc」欄。

又，為評估加工部耐蝕性，將鍍敷鋼板切成30×60×0.8mm，並將其做成0T、1T、2T、4T、8T型彎曲試驗片。又，將30×60mm之平板試驗片與該等T型彎曲試驗片(外側頂起部)同時供於鹽水噴霧試驗(JIS Z 2371)，並分別持續進行腐蝕促進試驗直至紅鏽以點狀出現於平面部、頂起部。以下式(加工部耐蝕性劣化率)＝(T型彎曲試驗片頂起部)/(平面部紅鏽發生時間)定義，分別算出0T~8T型彎曲之加工部耐蝕性劣化率。 0~8T任一試樣： 加工部耐蝕性劣化率在0.8以上評估為「AAA」， 僅1T~8T加工部耐蝕性劣化率在0.8以上評估為「AA」， 僅2T~8T加工部耐蝕性劣化率在0.8以上評估為「A+」， 僅4T~8T加工部耐蝕性劣化率在0.8以上評估為「A」， 僅8T加工部耐蝕性劣化率在0.8以上評估為「B」。

將實施例C一覽表示於表3-1~表3-3。

[表3-1]

[表3-2]

[表3-3]

以上，已參照所附圖式詳細說明本發明較佳實施形態，惟本發明不受該等例限定。顯而易見地，只要是具有本發明所屬技術領域之通識人士，皆可在申請專利範圍中所記載之技術思想範疇內思及各種變更例或修正例，並知悉該等亦理當歸屬本發明之技術範圍。

此外，圖1~圖14中各符號所示對象如下。 1…Al相(包含微細Zn相) 2…MgZn₂ 相(塊狀) 3…Zn-Al-MgZn₂ 三元共晶組織 4…含有Mg-Sn金屬間化合物相之Zn相 5…Al相 6…MgZn₂ 相 7…含有Mg-Sn金屬間化合物相之Zn相 8…結晶粒徑1μm以上之Mg-Sn金屬間化合物相(塊狀Mg-Sn金屬間化合物相) 9…由Zn相及Al相構成之片層狀間隔小於300nm之共析組織(Zn-Al微細共析組織) 11…Mg-Al-Si金屬間化合物相 12…Ca-Al-Si金屬間化合物相 13…不定形金屬間化合物相(Mg-Al-Si金屬間化合物相) 14…針狀金屬間化合物相(Ca-Al-Si金屬間化合物相) 20…Zn-Al-MgZn₂ 三元共晶組織之Zn相 21…Zn-Al-MgZn₂ 三元共晶組織之MgZn₂ 相 22…Zn-Al-MgZn₂ 三元共晶組織之Al相 30…Zn-Al-MgZn₂ 三元共晶組織之Zn相 31…Zn-Al-MgZn₂ 三元共晶組織之Al相 100…鍍敷層 100A…鍍敷層 101…Zn-Al-Mg合金層 101A…Zn-Al-Mg合金層 102…Al-Fe合金層 102A…Al-Fe合金層

本揭示更揭示以下附記。 (附記1) 一種鍍敷鋼材，具有鋼材、與配設於前述鋼材表面且含有Zn-Al-Mg合金層的鍍敷層；並且， 前述Zn-Al-Mg合金層中之Zn相含有金屬間化合物(Mg,Ca,Y,La,Ce)2(Sn,Bi,In)相； 前述鍍敷層以質量%計由以下構成： Zn：大於65.0%、 Al：大於5%且小於25.0%、 Mg：大於3%且小於12.5%、 Sn：0.10%~20%、 Bi：0%~小於5%、 In：0%~小於2%、 Ca：0%~3.0%、 Y：0%~0.5%、 La：0%~小於0.5%、 Ce：0%~小於0.5%、 Si：0%~小於2.5%、 Cr：0%~小於0.25%、 Ti：0%~小於0.25%、 Ni：0%~小於0.25%、 Co：0%~小於0.25%、 V：0%~小於0.25%、 Nb：0%~小於0.25%、 Cu：0%~小於0.25%、 Mn：0%~小於0.25%、 Fe：0%~5%、 Sr：0%~小於0.5%、 Sb：0%~小於0.5%、 Pb：0%~小於0.5%、 B：0%~小於0.5%、及 不純物，並且滿足Bi+In＜Sn、Y+La+Ce≦Ca、Si＜Sn、Cr+Ti+Ni+Co+V+Nb+Cu+Mn＜0.25、且Sr+Sb+Pb+B＜0.5。

(附記2) 如附記1之熔融鍍敷鋼板，其中前述金屬間化合物(Mg,Ca,Y,La,Ce)₂ (Sn,Bi,In)具有小於1μm之結晶粒徑，且分散於前述Zn相中。

(附記3) 如附記1或附記2之熔融鍍敷鋼板，其中前述Zn-Al-Mg合金層之任意截面中，含有結晶粒徑小於1μm之金屬間化合物(Mg,Ca,Y,La,Ce)₂ (Sn,Bi,In)之Zn相於任意Zn-Al-Mg合金層截面中以面積分率計存在3%以上。

(附記4) 如附記1至附記3中任一項之熔融鍍敷鋼板，其中前述鍍敷層中不存在Zn-Al-MgZn₂ 三元共晶組織。

(附記5) 如附記1至附記4中任一項之熔融鍍敷鋼板，從前述鍍敷層表面測得之使用Cu-Kα線以X射線輸出為40kV及150mA之X射線繞射影像中，強度和I((Mg,Ca,Y,La,Ce)2(Sn,Bi,In))＝{I(22.8°強度(cps))+I(23.3°強度(cps))+I(24.2°強度(cps))}在1000cps以上。

(附記6) 如附記1至附記5中任一項之熔融鍍敷鋼板，其中前述鍍敷層以質量%計含有0.05~3%之Ca，並且從前述鍍敷層表面測得之使用Cu-Kα線之X射線繞射影像中，比強度I(MgCaSn+Mg₉ Sn₅ )＝{I(22.8°強度(cps))+I(26.3°強度(cps))}/I(23.3°強度(cps))小於0.3(惟，不包含I(23.3°強度(cps))不滿足500cps之情況)。

(附記7) 如附記1至附記6中任一項之熔融鍍敷鋼板，其中前述鍍敷層以質量%計含有0.05~3%之Ca，並且前述Zn-Al-Mg合金層之任意截面組織中，結晶粒徑1μm以上之Ca-Zn-Al金屬間化合物相於任意Zn-Al-Mg合金層截面中以面積分率計存在5%以上。

(附記8) 如附記1至附記7中任一項之熔融鍍敷鋼板，其中前述鍍敷層以質量%計含有3.00~20.00%之Sn，且滿足0.05＜Sn%/Zn%，並且前述Zn-Al-Mg合金層之任意截面組織中，結晶粒徑1μm以上之由(Mg,Ca,Y,La,Ce)₂ (Sn,Bi,In)構成之相於任意Zn-Al-Mg合金層截面中以面積分率計存在3%以上。

(附記9) 如附記1至附記8中任一項之熔融鍍敷鋼板，其中前述Zn-Al-Mg合金層之任意截面中，由Zn相及Al相構成之片層狀間隔小於300nm之共析組織於任意Zn-Al-Mg合金層截面中以面積分率計存在10%以上。

(附記10) 如附記1至附記9中任一項之熔融鍍敷鋼板，其中前述鍍敷層更含有Al-Fe合金層，且前述Al-Fe合金層形成於前述鋼材表面，前述Zn-Al-Mg合金層形成於前述Al-Fe合金層上。

本說明書係參照日本專利申請案2017-013198之揭示整體並納於其中。 本說明書所記載之全部文獻、專利申請案及技術規格係以與具體且個別記載個別文獻、專利申請案及技術規格以參照方式納入之情況相同程度，以參照方式納入本說明書中。

1‧‧‧Al相(包含微細Zn相)

2‧‧‧MgZn₂相(塊狀)

3‧‧‧Zn-Al-MgZn₂三元共晶組織

4‧‧‧含有Mg-Sn金屬間化合物相之Zn相

5‧‧‧Al相

6‧‧‧MgZn₂相

7‧‧‧含有Mg-Sn金屬間化合物相之Zn相

8‧‧‧結晶粒徑1μm以上之Mg-Sn金屬間化合物相(塊狀Mg-Sn金屬間化合物相)

9‧‧‧由Zn相及Al相構成之片層狀間隔小於300nm之共析組織(Zn-Al微細共析組織)

11‧‧‧Mg-Al-Si金屬間化合物相

12‧‧‧Ca-Al-Si金屬間化合物相

13‧‧‧不定形金屬間化合物相(Mg-Al-Si金屬間化合物相)

14‧‧‧針狀金屬間化合物相(Ca-Al-Si金屬間化合物相)

20‧‧‧Zn-Al-MgZn₂三元共晶組織之Zn相

21‧‧‧Zn-Al-MgZn₂ 三元共晶組織之MgZn₂相

22‧‧‧Zn-Al-MgZn₂三元共晶組織之Al相

30‧‧‧Zn-Al-MgZn₂三元共晶組織之Zn相

31‧‧‧Zn-Al-MgZn₂三元共晶組織之Al相

100‧‧‧鍍敷層

100A‧‧‧鍍敷層

101‧‧‧Zn-Al-Mg合金層

101A‧‧‧Zn-Al-Mg合金層

102‧‧‧Al-Fe合金層

102A‧‧‧Al-Fe合金層

圖1係以往Zn-Al-Mg系鍍敷層(Zn-11%Al-3%Mg-0.2%Si)之三元共晶組織之例。 圖2係顯示本揭示鍍敷層之一例的SEM反射電子影像。 圖3係顯示圖2中Zn相部分之放大影像的SEM反射電子影像。 圖4係顯示本揭示鍍敷層其他例的SEM反射電子影像。 圖5係顯示圖4中塊狀Mg-Sn金屬間化合物相周圍之放大圖的SEM反射電子影像。 圖6係顯示本揭示鍍敷層其他例的SEM反射電子影像。 圖7係顯示圖6中由Zn相及Al相構成之片層狀間隔小於300nm之共析組織(Zn-Al微細共析組織)之放大影像的SEM反射電子影像。 圖8係顯示本發明鍍敷層其他例的SEM反射電子影像。 圖9係圖8中框內鍍敷組織之放大影像(SEM反射電子影像)。 圖10係圖8所示鍍敷層之Fe界面附近之放大影像(TEM影像)。 圖11A係圖10中不定形金屬間化合物相(13)之電子線繞射影像。 圖11B係圖10中不定形金屬間化合物相(13)之EDS分析光譜。 圖12A係圖10中針狀金屬間化合物相(14)之電子線繞射影像。 圖12B係圖10中針狀金屬間化合物相(14)之EDS分析光譜。 圖13係用來說明由Zn相及Al相構成之片層狀間隔小於300nm之共析組織(Zn-Al微細共析組織)之判定及測定面積分率之方法的SEM反射電子影像。 圖14係用來說明Zn-Al-MgZn₂ 三元共晶組織之判定及測定面積分率之方法的SEM反射電子影像。

Claims (14)

1. 一種鍍敷鋼材，具有鋼材、與配設於前述鋼材表面且含有Zn-Al-Mg合金層的鍍敷層；並且， 前述Zn-Al-Mg合金層具有Zn相，且前述Zn相中含有Mg-Sn金屬間化合物相； 前述鍍敷層具有下述化學組成： 以質量%計由以下構成： Zn：大於65.0%、 Al：大於5.0%且小於25.0%、 Mg：大於3.0%且小於12.5%、 Sn：0.1%~20.0%、 Bi：0%~小於5.0%、 In：0%~小於2.0%、 Ca：0%~3.00%、 Y：0%~0.5%、 La：0%~小於0.5%、 Ce：0%~小於0.5%、 Si：0%~小於2.5%、 Cr：0%~小於0.25%、 Ti：0%~小於0.25%、 Ni：0%~小於0.25%、 Co：0%~小於0.25%、 V：0%~小於0.25%、 Nb：0%~小於0.25%、 Cu：0%~小於0.25%、 Mn：0%~小於0.25%、 Fe：0%~5.0%、 Sr：0%~小於0.5%、 Sb：0%~小於0.5%、 Pb：0%~小於0.5%、 B：0%~小於0.5%、及 不純物，且滿足下述式1~式5， 式1：Bi+In＜Sn 式2：Y+La+Ce≦Ca 式3：Si＜Sn 式4：0≦Cr+Ti+Ni+Co+V+Nb+Cu+Mn＜0.25 式5：0≦Sr+Sb+Pb+B＜0.5 惟，式1~式5中元素符號表示各元素以質量%計之含量。
2. 如請求項1之鍍敷鋼材，其中前述Mg-Sn金屬間化合物相之平均結晶粒徑小於1μm。
3. 如請求項1或請求項2之鍍敷鋼材，其中前述Zn-Al-Mg合金層之截面中，相對於含有Mg-Sn金屬間化合物相之Zn相，結晶粒徑小於1μm之Mg-Sn金屬間化合物相之面積分率為10~50%。
4. 如請求項1或請求項2之鍍敷鋼材，其中前述Zn-Al-Mg合金層之截面中，相對於前述Zn-Al-Mg合金層之截面，含有前述Mg-Sn金屬間化合物相之Zn相以面積分率計存在3%以上。
5. 如請求項1之鍍敷鋼材，其使用Cu-Kα線以X射線輸出為40kV及150mA之條件測得前述鍍敷層表面之X射線繞射影像中，比強度I(Mg-Sn金屬間化合物相)={I(22.8°強度(cps))+I(23.3°強度(cps))+I(24.2°強度(cps))}/3×I(於20°之背景強度(cps))在1.5以上。
6. 如請求項1或請求項2之鍍敷鋼材，其中前述鍍敷層中，Ca含量以質量%計為0.05~3.00%，並且於前述Zn相中具有MgCaSn相及Mg₉Sn₅相作為前述Mg-Sn金屬間化合物相，且 使用Cu-Kα線以X射線輸出為40kV及150mA之條件測得前述鍍敷層表面之X射線繞射影像中，比強度I(MgCaSn+Mg₉Sn₅)={I(22.8°強度(cps))+I(26.3°強度(cps))}/I(23.3°強度(cps))小於0.3，且I(23.3°強度(cps))為500cps以上。
7. 如請求項5之鍍敷鋼材，其中前述鍍敷層中，Mg含量以質量%計大於4.0%且小於12.5%，Ca含量以質量%計為0.05~3.00%，Si含量以質量%計為0.01~2.5%，且 使用Cu-Kα線以X射線輸出為40kV及150mA之條件測得前述鍍敷層表面之X射線繞射影像中，出現於23.0~23.46°之繞射峰當中，最強強度之繞射峰出現在23.36~23.46°之間。
8. 如請求項1或請求項2之鍍敷鋼材，其中前述鍍敷層中，Ca含量以質量%計為0.05~3.00%且Si含量以質量%計為0.01~2.5%，並且 前述Zn-Al-Mg合金層含有選自於由平均結晶粒徑1μm以上之Ca-Al-Si金屬間化合物相及平均結晶粒徑1μm以上之Mg-Al-Si金屬間化合物相所構成群組中之至少1種。
9. 如請求項1或請求項2之鍍敷鋼材，其中前述鍍敷層中，Ca含量以質量%計為0.05~3.00%，並且 前述Zn-Al-Mg合金層之截面中，相對於前述Zn-Al-Mg合金層之截面，結晶粒徑1μm以上之Ca-Zn-Al金屬間化合物相以面積分率計存在5%以上。
10. 如請求項1或請求項2之鍍敷鋼材，其中前述鍍敷層中，Sn含量以質量%計為3.00~20.00%，且令Sn及Zn為各自元素的含量時，滿足式：0.05＜Sn/Zn，並且 前述Zn-Al-Mg合金層之截面中，相對於Zn-Al-Mg合金層截面，結晶粒徑1μm以上之Mg-Sn金屬間化合物相以面積分率計存在3%以上。
11. 如請求項1或請求項2之鍍敷鋼材，其中前述Zn-Al-Mg合金層之截面中，相對於Zn-Al-Mg合金層之截面，由Zn相及Al相構成之片層狀間隔小於300nm之共析組織以面積分率計存在10%以上。
12. 如請求項1或請求項2之鍍敷鋼材，其中前述Zn-Al-Mg合金層之截面中，Zn-Al-MgZn₂三元共晶組織之面積分率為0~5%。
13. 如請求項1或請求項2之鍍敷鋼材，其中前述鍍敷層中，前述Sn含量以質量%計為0.10~小於3.00%。
14. 如請求項1或請求項2之鍍敷鋼材，其中前述鍍敷層於前述鋼材與前述Zn-Al-Mg合金層之間具有Al-Fe合金層。