TWI664315B

TWI664315B - 鍍敷鋼材

Info

Publication number: TWI664315B
Application number: TW107103079A
Authority: TW
Inventors: 德田公平; 石田欽也; 光延卓哉; 下田信之
Original assignee: 日商新日鐵住金股份有限公司
Priority date: 2017-01-27
Filing date: 2018-01-29
Publication date: 2019-07-01
Also published as: ES2936660T3; PH12019501700A1; NZ756382A; JP6365807B1; CN110234780B; AU2018211811B2; MY194750A; SG11201906851UA; CN110234780A; MX2019008677A; EP3575434A1; AU2018211811A1; US11555235B2; BR112019015349B1; KR20190104619A; JPWO2018139620A1; EP3575434A4; US20200002798A1; EP3575434B1; BR112019015349A2

Abstract

提供一種可抑制LME及氣孔形成，並且提升熔接熱影響部之耐蝕性的鍍敷鋼材。一種鍍敷鋼材，其為具有鋼材、及配置於前述鋼材之表面且包含Zn-Al-Mg合金層之鍍敷層的熔融鍍敷鋼材，且該鍍敷鋼材在前述Zn-Al-Mg合金層之截面中，MgZn₂ 相之面積分率為45~75%，MgZn₂ 相及Al相之合計面積分率為70%以上，且Zn-Al-MgZn₂ 三元共晶組織之面積分率為0~5%，且前述鍍敷層具有預定化學組成。

Description

鍍敷鋼材

本揭示是關於鍍敷鋼材。

背景技術由提升構造構件之耐蝕性的觀點來看，鍍鋅鋼材被廣泛地使用於建築、汽車等領域中。以往，針對提升土木構造物之耐蝕性，是使用以下方法：熔接非鍍敷鋼材，然後將其浸漬於鋅浴中，使鍍料附著於鋼材及熔接部表面，以確保構造物整體之耐蝕性。然而，因此方法是在熔接後進行鍍敷處理，因此生產性差，且需要鍍敷浴等設備，而成為使製造成本增加的原因。為了避免上述情況，藉由熔接已事先施行鍍敷之鍍鋅鋼材(例如鍍鋅鋼板)來製造構造物的方法逐漸受到應用。又，最近，為了更加提升構造構件之耐蝕性，逐漸變成是熔接耐蝕性已較以往之一般鍍鋅鋼材更為提高之鋅系合金鍍敷鋼材，即熔接已於表面施行鋅系合金鍍敷(Zn-Al-Mg-Si系合金鍍敷、Al-Zn-Si系合金鍍敷等)之鋅系合金鍍敷鋼材(例如鋅系合金鍍敷鋼板)來製造熔接構造物(參照例如專利文獻1~7)。

當熔接鍍鋅鋼材或鋅系合金鍍敷鋼材而製造熔接構造物時，會有以下特有問題：在熔接金屬及母材的熱影響部會有因熔融鍍敷所致之液體金屬脆化破裂(以下亦稱為「LME」)、因Zn蒸發導致氣孔形成所造成之接合強度降低、以及因Zn蒸發所致之熔接部周圍及熔接部背面(以下亦將熔接部周圍及熔接部背面稱為「熔接熱影響部」)的耐蝕性劣化。

例如，LME之主要原因一般認為是以熔融狀態殘存在存在於熔接部附近之母材熱影響部表面上的鍍鋅成分會浸入熔接部分的結晶晶界。並且，已知在鍍敷層中含有Al、Mg等金屬的鍍敷層中，LME會變得更為顯著。

對於該等課題，已提案有譬如以下方法：在熔接已施行有Zn-Al-Mg系合金鍍敷之鍍敷鋼材時，將已固形化之熔劑塗佈或載置於熔接預定部位後，於該熔接預定部位上施行熔接(專利文獻8)。又，已提案有以下方法：使用含熔劑焊線來將Al及Mg之元素爐渣化，以在熔接時使其等無害化(專利文獻9)。並且，已有一種使用不鏽鋼系熔接焊線的方法(專利文獻10)被提出。又，作為製品，亦已有一種可適於熔接性之鍍敷鋼板(非專利文獻1~2)被提出。

專利文獻1：日本專利特開2000-064061號公報專利文獻2：國際專利公開第2013/002358號專利文獻3：日本專利特開2006-193791號公報專利文獻4：日本專利特開2002-332555號公報專利文獻5：國際專利公開第2010/082678號專利文獻6：日本專利特開2015-214747號公報專利文獻7：國際專利公開第2014/059474號專利文獻8：日本專利特開2007-313535號公報專利文獻9：日本專利特開2005-230912號公報專利文獻10：日本專利特開2006-35293號公報

非專利文獻1：日新製鋼技報 No.92(2011)p.39-47 非專利文獻2：新日鐵住金技報第398號(2014)p.79-82

發明概要發明欲解決之課題然而，即便採取該等手段，要同時抑制LME、因Zn蒸發所致之氣孔形成及因Zn蒸發所致之熔接熱影響部的耐蝕性劣化仍是很困難的。

因此，本揭示之一態樣所欲解決的課題即為提供一種可抑制LME及氣孔形成，並且提升熔接熱影響部之耐蝕性的鍍敷鋼材。

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，為具有鋼材、及配置於前述鋼材表面且包含Zn-Al-Mg合金層的鍍敷層之鍍敷鋼材；前述Zn-Al-Mg合金層之截面中，MgZn₂ 相之面積分率為45~75%，MgZn₂ 相及Al相之合計面積分率為70%以上，且Zn-Al-MgZn₂ 三元共晶組織之面積分率為0~5%；且前述鍍敷層具有下述化學組成：以質量%計由以下元素所構成： Zn：大於44.90%且小於79.90%、 Al：大於15%且小於35%、 Mg：大於5%且小於20%、 Ca：0.1%~小於3.0%、 Si：0%~1.0%、 B：0%~0.5%、 Y：0%~0.5%、 La：0%~0.5%、 Ce：0%~0.5%、 Cr：0%~0.25%、 Ti：0%~0.25%、 Ni：0%~0.25%、 Co：0%~0.25%、 V：0%~0.25%、 Nb：0%~0.25%、 Cu：0%~0.25%、 Mn：0%~0.25%、 Sr：0%~0.5%、 Sb：0%~0.5%、 Pb：0%~0.5%、 Sn：0%~20.00%、 Bi：0%~2.0%、 In：0%~2.0%、 Fe：0%~5.0%、及不純物；當令元素群A為Y、La及Ce，令元素群B為Cr、Ti、Ni、Co、V、Nb、Cu及Mn，令元素群C為Sr、Sb及Pb，並令元素群D為Sn、Bi及In時，選自於前述元素群A之元素的合計含量為0%~0.5%， Ca與選自於前述元素群A之元素的合計含量為0.1%~小於3.0%，選自於前述元素群B之元素的合計含量為0%~0.25%，選自於前述元素群C之元素的合計含量為0%~0.5%，選自於前述元素群D之元素的合計含量為0%~20.00%。＜2＞如＜1＞之鍍敷鋼材，其中前述Zn-Al-Mg合金層含有選自於由以下各相所構成群組中之至少1種金屬間化合物相：Mg₂ Si相、Ca₂ Si相、CaSi相、Ca-Zn-Al金屬間化合物相及Ca-Zn-Al-Si金屬間化合物相。＜3＞如＜1＞或＜2＞之鍍敷鋼材，其中前述Al含量為大於22%且小於35%，前述Mg含量為大於10%且小於20%，前述Ca含量為0.3%~小於3.0%，且前述Si含量為0.1%~1.0%。＜4＞如＜1＞或＜2＞之鍍敷鋼材，其中前述Al含量為大於15%且至22%。＜5＞如＜1＞至＜3＞中任一項之鍍敷鋼材，其中當前述鍍敷層含有前述B時，前述B含量以質量%計為0.05%~0.5%，當前述鍍敷層含有選自於前述元素群A之元素時，選自於前述元素群A之元素的合計含量以質量%計為0.05%~0.5%，當前述鍍敷層含有選自於前述元素群B之元素時，選自於前述元素群B之元素的合計含量以質量%計為0.05%~0.25%，且當前述鍍敷層含有選自於前述元素群C之元素時，選自於前述元素群C之元素的合計含量以質量%計為0.05%~0.5%。＜6＞如＜1＞至＜5＞中任一項之鍍敷鋼材，其中前述Zn-Al-Mg合金層含有Ca-Al-B金屬間化合物相，該Ca-Al-B金屬間化合物相是選自於由Al₂ CaB₅ 相、及前述Al₂ CaB₅ 相之一部分的原子位置經Zn及Mg取代後之化合物相所構成之群組，且B以原子%計為40%以上。＜7＞如＜1＞至＜6＞中任一項之鍍敷鋼材，其中當前述鍍敷層含有選自於前述元素群D之元素時，選自於前述元素群D之元素的合計含量以質量%計為0.05%~20%，且前述Zn-Al-Mg合金層含有選自於由Mg₂ Sn相、Mg₃ Bi₂ 相及Mg₃ In相所構成群組中之至少1種金屬間化合物相。＜8＞如＜1＞至＜7＞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。

發明效果根據本揭示，可提供一種能抑制LME及氣孔形成，並且提升熔接熱影響部之耐蝕性的鍍敷鋼材。

發明實施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，成分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。並且，所謂「平面部」係表示鋼材之熔接熱影響部以外的鋼板表面，所謂「熔接部周圍」係表示在熔接部(熔接金屬部分)以外之熔接時之鋼材的熱影響部，而所謂「熔接部背面」係表示與形成於鋼材表面側之熔接部相對的鋼材之背面。

本揭示之鍍敷鋼材係具有鋼材、及配置於鋼材表面且包含Zn-Al-Mg合金層之鍍敷層的熔融鍍敷鋼板；在Zn-Al-Mg合金層之截面中，MgZn₂ 相之面積分率為45~75%，MgZn₂ 相及Al相之合計面積分率為70%以上，且Zn-Al-MgZn₂ 三元共晶組織之面積分率為0~5%，且鍍敷層具有預定之化學組成。

本揭示之鍍敷鋼材係藉由上述構成而成為可抑制LME及氣孔形成，並提升熔接熱影響部(熔接部周圍及熔接部背面)之耐蝕性的熔融鍍敷鋼材。本揭示之鍍敷鋼材係由以下見解所發現。

首先，以往，為了提升鍍敷鋼材之熔接性及耐蝕性而受到討論的主要是熔接手段，或者是改良熔接金屬本身。

對此，除了熔接手段、熔接金屬是利用廣用品或廣用不鏽鋼焊線以外，本發明人等也藉由規定鍍敷鋼材之鍍敷層本身的成分來致力於開發適合熔接性之鍍敷構造。而實際情況是：以往針對適合熔接性之新鍍敷層的構造，幾乎毫無見解，且只對使用於製品的鍍敷鋼材調查熔接性。

然後，本發明人等得到了以下知識見解。對於熔融鋅系合金鍍敷鋼材，藉由嚴選鍍敷層中之Al、Mg成分組成，並進一步控制組織，便可在鍍敷層中使MgZn₂ 相及Al相增加，且另一方面可極力抑制Zn-Al-MgZn₂ 三元共晶組織及Zn相。於是，藉此即便是在鍍敷層中含有Al、Mg等金屬的鍍敷層，仍可抑制LME。除此之外，還可抑制Zn之蒸發量，而抑制氣孔形成，並提升熔接熱影響部的耐蝕性。

由以上內容，發現本揭示之鍍敷鋼材為可抑制LME及氣孔形成，並且提升熔接熱影響部之耐蝕性的熔融鍍敷鋼材。

以下細述本揭示之鍍敷鋼材。

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。鋼材可應用例如一般鋼、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合金層之單層結構，亦可為含有Zn-Al-Mg合金層與Al-Fe合金層之積層結構。為積層結構時，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以下之程度。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)的抽出速度及拭焊(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拭焊條件自由設定，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)、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，不論是Al₅ Fe相、Al₃ Fe相、AlFe相及Al₅ Fe₂ 相中哪一個相皆差異不大。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尤易被組入Al-Fe合金層中，而有成Al-Fe-Si化合物相之情形。所鑑定之化合物相有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，當鍍敷鋼材之原材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原子之一部分經取代之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，利用了本揭示之鍍敷鋼材的構造物，作為加工後的形態一般而言是以熔接構造物較為合適，且並不一定需要確保鍍敷層之加工性。因此，只要限定用途，本揭示之鍍敷鋼材即可成為熔接性比既有之Zn-Al-Mg系合金鍍敷鋼材及熔融Zn鍍敷鋼材更加優異之鍍敷鋼材。然而，若能獲得鍍敷層之加工性，便有可將鍍敷鋼材加工為圓形、曲形等各種形狀，並能將加工後之鍍敷鋼材作為熔接材料使用的可能性，因此就鍍敷鋼板而言仍以獲得加工性為佳。鍍敷層之加工性，只要以V型彎曲衝壓試驗將鍍敷性狀良好之鍍敷鋼板冷加工後，再評價V型彎曲谷部之鍍敷層的粉化量即可。

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)具有某程度之犠牲性防蝕機能及腐蝕障蔽效果。

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験，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。

本揭示之鍍敷鋼板亦有在作成熔接構造物之前(亦即熔接前)進行各種加工的情況。因此，在確保加工性的目的下，先令Al-Fe合金層之厚度在一定厚度以下仍屬較佳。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。

相較於Zn-Al-Mg合金層，Al-Fe合金層是以Al為主體構成物質，且厚度較薄，熔點較高，因此在電弧熔接時不會蒸發而可維持。因此，氣孔之形成量與LME並無關聯。又，熔接前後在熔接熱影響部會有由Zn-Al-Mg合金層中擷取Al成分，而Al-Fe合金層之厚度成長的情況。尤其，會有熔接所造成之熱輸入較激烈的部分(熔接部背面等)成為僅Al-Fe合金層的情況。此時，Al-Fe合金層會有在保持Al-Fe金屬間化合物相之結晶構造受到維持的狀態下，除Al之外還含有些許Zn、Si等鍍敷層構成元素的情況。並且，當殘存有Zn-Al-Mg合金層時，Al-Fe合金層會有層之厚度成長，且在Zn-Al-Mg合金層中確認到球狀化之Al-Fe金屬間化合物相的情況。

如上述，由於Al-Fe合金層具有一定之耐蝕性，故在確保熔接部周圍之耐蝕性上，選定可使Al-Fe合金層殘存的Zn-Al-Mg層是很重要的。然而，由於只要藉由熔接之熱輸入來使Al-Fe合金層成長即可，因此不需要事先使Al-Fe合金層成長得較厚。

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，故一般來說幾乎沒有因Al-Fe合金層之形成所造成Zn-Al-Mg合金層的Al成分、Zn成分之減少。

而且，為了實現抑制LME及氣孔形成並且提升熔接熱影響部的耐蝕性，令鍍敷層之化學組成(當鍍敷層為Zn-Al-Mg合金層之單層結構時，為Zn-Al-Mg合金層之化學組成，當鍍敷層為Al-Fe合金層及Zn-Al-Mg合金層之積層結構時，為Al-Fe合金層及Zn-Al-Mg合金層之合計化學組成)如下。

亦即，鍍敷層之化學組成是設成由以下所構成之化學組成：以質量%計， Zn：大於44.90%且小於79.90%、 Al：大於15%且小於35%、 Mg：大於5%且小於20%、 Ca：0.1%~小於3.0%、 Si：0%~1.0%、 B：0%~0.5%、 Y：0%~0.5%、 La：0%~0.5%、 Ce：0%~0.5%、 Cr：0%~0.25%、 Ti：0%~0.25%、 Ni：0%~0.25%、 Co：0%~0.25%、 V：0%~0.25%、 Nb：0%~0.25%、 Cu：0%~0.25%、 Mn：0%~0.25%、 Sr：0%~0.5%、 Sb：0%~0.5%、 Pb：0%~0.5%、 Sn：0%~20.00%、 Bi：0%~2.0%、 In：0%~2.0%、 Fe：0%~5.0%、及不純物。

惟，上述化學組成中，當令元素群A為Y、La及Ce，令元素群B為Cr、Ti、Ni、Co、V、Nb、Cu及Mn，令元素群C為Sr、Sb及Pb，並令元素群D為Sn、Bi及In時，選自於元素群A之元素的合計含量為0%~0.5%，令Ca與選自於前述元素群A之元素的合計含量為0.1%~小於3.0%，令選自於元素群B之元素的合計含量為0%~0.25%，令選自元素群C之元素的合計含量為0%~0.5%，且令選自於元素群D之元素的合計含量為0%~20%。

鍍敷層之化學組成中，Si、B、Y、La、Ce、Cr、Ti、Ni、Co、V、Nb、Cu、Mn、Sr、Sb、Pb、Sn、Bi、In及Fe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。

以下，就鍍敷層之各元素進行說明。

＜Zn：大於44.90%且小於79.90%＞ Zn係構成Zn-Al-Mg合金層主相所需之元素，就鍍敷鋼材來說在確保平面部之耐蝕性之及熔接熱影響部之耐蝕性(熔接後耐蝕性)方面，必須含有一定的量以上。另一方面，Zn濃度亦即Zn-Al-Mg合金層中之Zn相，與LME量及氣孔之形成量密切相關。

當Zn濃度在44.9%以下時，就鍍敷鋼板來說會變得難以維持熔接部周圍的耐蝕性。熔接熱影響部(熔接部周圍及熔接部背面)會因熔接時之熱輸入導致鍍敷層蒸發，而形成無鍍敷區域。較理想的是藉由抑制鍍敷層蒸發來極力減少該區域。作為抑制鍍敷層蒸發的方法，有以下方法：事先對鍍敷層賦予犧牲防蝕性高，且可令Zn相變化為其他不易蒸發之金屬間化合物相的元素之方法(例如，藉由Mg、Ca等犧牲防蝕性高的元素來使鍍敷層之蒸發部分防蝕的方法)；使耐蝕性元素混入蒸發時形成之氧化物中來防蝕的方法；利用熔接之熱輸入來形成耐蝕性高之金屬間化合物相(Fe元素與鍍敷層成分結合後之相等)的方法等。當Zn濃度為44.90%以下時，犧牲防蝕性會變差，熔接部周圍之防鏽會變得困難。因此，將Zn濃度之下限值設為大於44.90%。且較佳為Zn濃度之下限值大於65.00%。

另一方面，當Zn濃度為74.90%以上時，Zn相變得容易增大，LME及氣孔激烈地產生，而有熔接性惡化的傾向。惟，即便於Zn濃度在74.90%~79.90%之範圍內，仍可如後述藉由於鍍敷層中改變Ca-Zn-Al金屬間化合物相及Ca-Zn-Al-Si金屬間化合物相之存在狀態，來抑制LME及氣孔的形成。因此，將Zn濃度之上限值設為小於79.90%。

＜Al：大於15%且小於35%＞ Al亦為構成Zn-Al-Mg合金層主相所需之元素，就鍍敷鋼板來說在確保平面部之耐蝕性及熔接熱影響部之耐蝕性(熔接後耐蝕性)方面，必須含有一定的量以上。Al會增加Zn-Al-Mg合金層中之Al相量，並減少Zn相量。因此，只要Al濃度增加，熔接性便有變好的傾向。Al的效果係可抑制因熔接時之熱輸入而造成的鍍敷層蒸發，並可形成基鐵(鋼材)的成分與Al-Fe金屬間化合物相(Al₅ Fe相、AlFe相、Al₂ Fe相、Al₃ Fe相等)來提升熔接部周圍的耐蝕性。尤其，當鋼材之厚度較薄時，為了確保鍍敷層會完全蒸發之熔接部背面的耐蝕性，Al係含有於鍍敷層中較佳之成分。因此，Al濃度宜設為大於20%。若Al濃度在20%以下，會因熔接時之熱輸入而大量固溶於基鐵的Fe相中，且熔接部背面的Al-Fe金屬間化合物的合金層會變薄，而有無法預期提升熔接部周圍之耐蝕性的效果的情況。

惟，Al濃度在大於15%且20%以下之範圍內時，藉由如後述於Zn-Al-Mg合金層中，改變Ca-Zn-Al金屬間化合物相及Ca-Zn-Al-Si金屬間化合物相在Zn-Al-Mg合金層之存在狀態，即便將Al-Fe合金層減薄，仍可確保提升熔接部背面之耐蝕性的效果。

因此，將Al濃度之下限值設為大於15%。又，為了確保較既有之Zn-Al-Mg系鍍敷鋼材更優異的熔接部背面之耐蝕性，宜亦併用後述之含Ca效果。

另一方面，當Al濃度變高時，熔接部周圍的耐蝕性會極度惡化。因此，將Al濃度之上限值設定為小於35%。當重視熔接部周圍的耐蝕性時，宜將Al濃度之上限值更設為小於30%。

＜Mg：大於5%且小於20%＞ Mg亦為構成Zn-Al-Mg合金層主相所需之元素，就鍍敷鋼板來說在確保平面部之耐蝕性及熔接熱影響部之耐蝕性(熔接後耐蝕性)方面，必須含有一定的量以上。當Mg被含有於鍍敷層中，便會顯現與Zn十分相似的效果。藉由含有Mg而可預期犧牲防蝕性的提升。另一方面，以往認為當令鍍敷層中含有Mg時，因Mg與Zn同樣為蒸氣壓低的金屬，故LME會變得顯著。又，如前所述，由於熔接性降低而逐漸開發了各種熔劑焊線。

然而，藉由選定Mg濃度便能抑制LME的惡化。通常，Mg濃度在0~5%之範圍中，LME確實會惡化，但若Mg濃度大於5%，LME便會提升至一般之Zn鍍敷鋼材以上，並且也會抑制氣孔產生而成為就鍍敷層而言較佳之形態。當Mg濃度在0~3%之範圍內時，鍍敷層之熔點降低而液相更加安定，相對於此，鍍敷熔點於Mg濃度在3~5%之範圍內時會轉為上升，而且熔點上升率會因Mg濃度大於5%而變高，導致鍍敷層變得難以液相化。進而，鍍敷層會變得難以蒸發。因此，在Mg濃度為大於5%且小於20%的範圍內，熔接性較Zn相優異之MgZn₂ 相的比率會增加，因此熔接性會提升。亦即，可抑制LME及氣孔之形成。

尤其是，在Mg濃度大於10%的範圍內，可活用因熔接時之熱輸入而容易形成氧化物的特性，在熔接部背面含大量MgO，而有提升耐蝕性的效果故較佳。惟，當Mg濃度在20%以上時，鍍敷浴的黏性增加，而鍍敷層之形成本身會變得困難。且鍍敷性狀亦差，鍍敷層也容易剝離。因此，將Mg濃度之上限值設為小於20%。

＜Ca：0.1%~小於3.0%＞當鍍敷層中含有Ca時，Mg濃度增加所伴隨的在鍍敷作業時之浮渣形成量會減少，而可提升鍍敷製造性。尤其在Mg為高濃度時，一般而言鍍敷作業性差，因此當Mg濃度大於7%時，宜調整Ca濃度，使其滿足式：0.15+1/20Mg＜Ca(惟，式中之元素符號是表示以質量%計之各元素含量)。

並且，若鍍敷層中含有Ca，便會與Al及Zn形成金屬間化合物相。而且，當令鍍敷層中同時含有Ca及Si時，Ca會與Si形成金屬間化合物相。該等金屬間化合物相由於熔點高且構造穩定，因此熔接時會因含有Ca而有抑制Zn蒸發的效果。Ca濃度在0.1%以上便有效果，並可觀察到有LME及氣孔量減少的效果。而且，熔接部周圍之鍍敷層的殘存量變多。當未含有Ca時，熔接性有極度惡化的傾向。亦即，會有LME及氣孔之形成變得顯著的傾向。因此，將Ca濃度之下限值設為0.1%以上。

由於在熔接時鍍敷層之構成元素中Ca最容易氧化，因此含有Ca之金屬間化合物相會變成Ca氧化物。含Ca氧化物之氧化物層，會以密著性充分的狀態殘存於熔接部背面的Al-Fe合金層上，因此可使熔接部背面的耐蝕性提升。一般而言，若為不含Ca之鍍敷層，形成於熔接部背面之氧化物(煙氣痕跡)等，只要以廢布等擦拭，便幾乎都會從Al-Fe合金層上剝離而不殘存。然而，當氧化物層含有Ca氧化物時，氧化物層會變得難以剝離，氧化物層會以細密的狀態殘存於Al-Fe合金層上。並且，含Ca氧化物之氧化物層，對於中性、鹼性的水溶液等為較難溶性。

又，一般來說，熔接後殘存於Al-Fe合金層上之氧化物層，除Ca以外，還含Zn、Mg等元素，亦有含少量Si的情況，且氧化物層是作為該等之氧化物的化合物相而存在。為了獲得氧化物層之殘存效果，必須於Zn-Al-Mg合金層中形成Ca-Zn-Al金屬間化合物相及Ca-Zn-Al-Si金屬間化合物相。為了形成該等金屬間化合物相，必須在鍍敷層中以0.1%以上的濃度含有Ca。當Ca濃度變高時，氧化物層中所含之Ca氧化物濃度亦會上升。Ca氧化物雖對氧化物層之密著性有效果，但對於氧化物層本身的耐蝕性效果不大。

此外，當同時含有Ca及Si時，除Ca-Zn-Al金屬間化合物相以外，也會形成有擷取Si之Ca-Zn-Al-Si金屬間化合物相的情況，而有耐蝕性提升的傾向。惟，若Ca-Zn-Al金屬間化合物相及Ca-Zn-Al-Si金屬間化合物相大量存在時，鍍敷層平面部的耐蝕性本身會有劣化的傾向，且熔接部周圍之耐蝕性也會劣化。並且，因含有上述金屬間化合物會導致浮渣增加且鍍敷性狀變差，故將Ca濃度之上限值設為小於3.0%。

其次，說明鍍敷層之化學成分的任意元素。藉由在鍍敷層中應用各種元素，便可賦予熔接性及其他性能。

＜Si：0.1%~1.0%＞當鍍敷層中含有Si，便會與Mg形成金屬間化合物相(例如Mg₂ Si相)。又，當含有Ca時，由於與Ca之結合力強，因此亦會產生Ca-Si金屬間化合物相(Ca₂ Si相、CaSi相等)。惟，當含有較Ca濃度更多之Si時，仍然會形成Mg₂ Si。並且，雖為少量，但亦有形成Mg-Al-Si金屬間化合物相的情況。當併用Ca與Si時，宜以Si濃度之2倍以上的濃度含有Ca。且Ca濃度越高，Mg₂ Si之形成量越減少。

又，在含有較多Al與Zn之鍍敷層中，可推測會構成Ca-Zn-Al-Si金屬間化合物相。然而，以往之JCPDS資料庫等中，具體之金屬間化合物未獲分曉，而細節不明。Si並不具有明顯的結晶構造，也會有以侵入型之固溶體狀態混入Al₂ CaZn₂ 等之Ca-Zn-Al金屬間化合物的可能性。Ca-Zn-Al-Si金屬間化合物相的效果，亦即併用Ca與Si之效果係提升熔接部背面的耐蝕性。該等效果難以透過Mg₂ Si相、MgAlSi相獲得。並且，為了獲得該效果，Si濃度之下限值宜設為0.1%以上。

由作業的觀點來看，隨著鍍敷浴中含有Si而增加之Mg₂ Si、MgAlSi及Ca-Zn-Al-Si金屬間化合物相，會使鍍敷浴之黏性增加故不佳。又，因Si原子與Ca的結合而大量形成Ca₂ Si或CaSi、又或大量形成Ca-Zn-Al-Si金屬間化合物相，導致變得也無法期待因含有Ca所帶來之作業性的提升。故，變得難以獲得良好之鍍敷性狀。因此，將Si濃度之上限值設為1.0%以下。

＜B：0.05%~0.5%＞當令鍍敷層中含有B時便有改善LME之效果。推測當含有0.05%以上時，會在鍍敷層中與Zn、Al、Mg、Ca元素化合，而構成各種金屬間化合物相。尤其，其與Ca之結合性強，而有構成Ca-Al-B金屬間化合物相(例如Al₂ CaB₅ 相)的傾向(參照圖4)。並且，認為Ca-Al-B金屬間化合物相之生成具有改善LME的效果。因此，B濃度之下限值宜設為0.05%以上。

此外，就既有之金屬間化合物資料(JCPDS)而言雖不存在，但在使用了Cu靶之從「鍍敷層」表面而得的X射線繞射影像中，於31.0°、33.5°及35.2°可觀察到因含有B而形成之金屬間化合物所致的波峰。作為金屬間化合物之例，由解析結果判斷為CaAl_(2~4) B_(5~7) 之金屬間化合物，且為B以原子%計在40%以上之金屬間化合物。並且，由Zn及Mg亦同時會在EDS之光譜中被檢出的情形，推測其為一部分之原子位置經Zn及Mg取代的Ca-Al-B金屬間化合物(例如Ca之一部分經Mg取代且Al之一部分經Zn取代的Ca-Al-B金屬間化合物)。除Ca-Al-B金屬間化合物相之外，也推測有以MgB₇ 相、MgB₄ 相、MgB₂ 相、Al₂ B₃ 相、AlB₂ 相、AlB₁₂ 相、(Al, Mg)B₂ 相、AlMgB₁₄ 等Zn、Ca置換體之形態存在的可能性。

又，認為含有B，B會由鍍敷層往基鐵移動，並藉由晶界強化使鋼材本身之LME感度變化，而有改善LME的效果。此外，含有B，除上述效果之外，由於所形成之金屬間化合物的熔點極高，因此推測會作用於抑制Zn相的液相化及抑制蒸發等方面上。

而且，鍍敷浴含有B會引起鍍敷熔點急遽上升，導致鍍敷作業性惡化而無法製作鍍敷性狀良好的鍍敷鋼材。因此，要將B濃度之上限值設在0.5%以下。

＜元素群A(Y、La、Ce)：0.05%~0.5%＞作為元素群A之Y、La、Ce，係顯示與Ca幾乎同等之作用的元素。這是因為相互之原子半徑與Ca之原子半徑相近所致。當被含有於鍍敷層中時，其等會取代Ca位置，而可以EDS在與Ca相同位置上檢出。熔接後，在已成為氧化物時，該等之氧化物亦可在與CaO相同位置被檢出。當合計含有0.05%以上之該等元素時，熔接部背面的耐蝕性提升。這表示該等氧化物之耐蝕性較CaO高。因此，選自於元素群A之各元素含量，宜分別為0.05%以上。並且，選自於元素群A之元素的合計含量亦以0.05%以上為佳。

另一方面，當含有過量之元素群A時，會引起鍍敷浴的黏性上升。因此，若元素群A濃度為大於0.5%之範圍，鍍敷浴之建浴本身大多會變得困難，而無法製造鍍敷性狀良好的鍍敷鋼材。因此，選自於元素群A之各元素含量是分別設為0.5%以下。並且，選自於元素群A之元素的合計含量也設為0.5%以下。

由於元素群A係以作為Ca之置換元素的作用為主體，因此必須令元素群A之濃度合計比Ca濃度更低。所以，要將Ca與選自於元素群A之元素的合計含量設為0.1%~小於3.0%。

＜元素群B(Cr、Ti、Ni、Co、V、Nb、Cu、Mn)：0.05%~0.25%＞若鍍敷層中以合計量計含有0.05%以上之元素群B，則其於熔接時會被擷取到Al-Fe合金層中。藉由Al-Fe合金層含有元素群B，熔接部背面的耐蝕性便會提升。且認為若有元素群B被擷取，Al-Fe合金層之絕緣性就會提升。因此，選自於元素群B之各元素含量宜分別為0.05%以上。並且，選自於元素群B之元素的合計含量亦以0.05%以上為佳。另一方面，當含有過量的元素群B時，會構成各種金屬間化合物相，而引起黏性上升。因此，若單獨或元素群B群之合計在大於0.25%的範圍，鍍敷浴之建浴本身大多會變得困難，而無法製造鍍敷性狀良好的鍍敷鋼板。所以，選自於元素群B之各元素含量是分別設為0.25%以下。並且，選自於元素群B之元素的合計含量也設為0.25%以下。

此外，當併用元素群A與元素群B之元素時，會難以區別提升熔接部背面之耐蝕性的效果是起因於哪個群組之元素。

＜元素群C(Sr、Sb、Pb)：0.05%~0.5%＞當鍍敷層中以合計量計含有0.05%以上之元素群C時，鍍敷層之外觀會變化，而形成鋅花(spangle)，並可確認到金屬光澤的提升。且熔接性能方面並無變化。因此，選自於元素群C之各元素含量宜分別為0.05%以上。選自於元素群C之元素的合計含量也以0.05%以上為佳。另一方面，若含有大於0.5%之元素群C時，鍍敷浴中之浮渣生成量會變多，鍍敷浴之建浴本身大多會變得困難，而無法製造鍍敷性狀良好的鍍敷鋼材。因此，選自於元素群C之各元素含量是分別設為0.5%以下。並且，選自於元素群C之元素的合計含量也設為0.5%以下。

此外，Cd本來也是包含於元素群C的元素，雖然會有被當作Zn、Pb之不純物而微量檢出(小於0.1%)的情況，但針對此元素，則並未確認到因含有而會形成鋅花等的效果。

＜元素群D(Sn、Bi、In)：0.05%~20.00%，惟，Bi：0.05%~2.0%、In：0.05%~2.0%＞當鍍敷層中以合計量計含有0.05%以上之元素群D時，鍍敷層中會形成並檢出新的金屬間化合物相之Mg₂ Sn相、Mg₃ Bi₂ 相及Mg₃ In相等。元素群D與構成鍍敷層主體之元素Zn、Al皆不會形成金屬間化合物相，僅會與Mg形成金屬間化合物相。由於會有新的金屬間化合物相形成，因此係會使鍍敷層之熔接性大大變化的元素。其中，Sn係低熔點金屬，且可在不損及鍍敷浴之性狀的狀況下容易地含有。當元素群D之含有濃度增加時，該等金屬間化合物相的形成量會增大。

首先，由於不論哪個金屬間化合物相之熔點都很高，因此熔接後也不會蒸發而作為金屬間化合物相存在。本來容易因熔接熱而氧化形成MgO的Mg，也因為與Sn、Bi、In形成金屬間化合物相而不會氧化，而變得容易在熔接後維持金屬間化合物相的狀態而殘存為鍍敷層。若該等元素存在，耐蝕性犧牲防蝕性會提升，且熔接部周圍的耐蝕性會提升。MgZn₂ 亦同樣為Mg系化合物，但該等金屬間化合物的犧牲防蝕性效果較高。

因此，選自於元素群D之各元素含量宜分別為0.05%以上。並且，選自於元素群D之元素的合計含量亦以0.05%以上為佳。

另一方面，元素群D以Sn為主體且可含有達20.00%。當Sn濃度大於20.00%時，Mg₂ Sn相量會增大而熔接後之耐蝕性急遽地變差。並且，Sn、Bi及In之合計含量大於20.00%亦相同。這是由於本來作為MgZn₂ 相而存在之Zn因Mg₂ Sn之增大而作為Zn相存在，故對LME及氣孔性帶來不良影響所致。因此，Sn含量是設為20.00%以下。並且，選自於元素群D之元素的合計含量也設為20.00%以下。

此外，因含有過量之Bi、In會導致鍍敷層脆弱，且變得容易剝離，而鍍敷性狀變差。而且，熔接後之耐蝕性會急遽地變差。因此，Bi含量及In含量分別設為2.0%以下。

＜Fe：0%~5.0%＞ Fe會在製造鍍敷層時作為不純物混入鍍敷層中。Al-Fe合金層之厚度越厚，Fe濃度越有變高的傾向，且有最多含有至5.0%左右的情況。在以通常之熔融鍍敷法製造時，大多為小於1%。當將新鍍敷浴建浴時，Fe濃度會因鍍敷原材(鍍敷原板等)之通板而逐漸上升。因此，若以鍍敷浴中之Fe的過飽和濃度0.5%左右事先混入鍍敷浴，便可防止鍍敷浴之Fe濃度上升。

＜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作為不純物之Fe以外之成分的情形。

＜較佳化學組成＞鍍敷層之化學組成中，Al含量宜為大於22%且小於35%，Mg含量宜為大於10%且小於20%，Ca含量宜為0.3%~小於3.0%，且Si含量宜為0.1%~1.0%。又，Ca含量宜為Si含量之2倍以上。若Al、Mg、Ca及Si之各元素濃度在上述範圍內，便容易形成上述各種金屬間化合物相，而抑制LEM及氣孔形成的效果以及提升熔接熱影響部之耐蝕性的效果便會提高。

此外，Al含量亦可設為大於15%~22%或大於15%~20%。若減低Al濃度，塗裝後耐蝕性便會提升。熔接構造物大多是在熔接後進行塗裝。當熔接部暴露於外部時，於熔接部周圍容易在早期產生紅鏽，因此為了確保熔接部之耐蝕性，宜施行某些塗裝處理。於熔接部周圍以電沉積塗裝等施行塗裝後，觀察來自熔接部之紅鏽產生行為，發現到Al濃度與塗裝後之耐蝕性具有相關性。若有施行塗裝，即使Al濃度大於22%，於熔接部仍能獲得充分之塗裝後耐蝕性。然而，當確認來自熔接部周圍之紅鏽產生行為時，發現到由抑制來自熔接部周圍之紅鏽產生的觀點來看，Al濃度宜設為22%以下，設為20%以下更佳。關於塗裝後耐蝕性，是與塗膜之與鍍敷層之金屬部分的密著性相關，推測是因為Al濃度較低時，會對塗膜密著性帶來影響之基底處理能有效發揮作用所致。

接著，說明構成Zn-Al-Mg合金層之相。

Zn-Al-Mg合金層係以MgZn₂ 相及Al相之二相為主體的層。Zn-Al-Mg合金層不含Zn-Al-MgZn₂ 三元共晶組織，或者即便含有也是微量。此外，Zn-Al-Mg合金層亦可含有Zn相、金屬間化合物相等。

具體而言，Zn-Al-Mg合金層之截面中，MgZn₂ 相之面積分率是設為45~75%，MgZn₂ 相及Al相之合計面積分率是設為70%以上，且Zn-Al-MgZn₂ 三元共晶組織之面積分率是設為0~5%。而且，Zn相之面積分率宜小於25%，小於10%更佳。

以下，說明規定各相之面積分率的理由。

首先，說明MgZn₂ 相。當Zn-Al-Mg合金層中含有MgZn₂ 相時，Zn-Al-Mg合金層的耐蝕性便會提升。由於其係絕緣性優異之金屬間化合物相，因此相較於Zn相耐蝕性較高。又，因含有Mg作為構成元素，故腐蝕電位較Zn相低，且犧牲防蝕性優異，作為提升熔接部周圍之耐蝕性的相是很理想的。此外，若Mg在腐蝕過程中溶出，會有使所形成之腐蝕生成物細密化的作用，且抑制紅鏽的效果也比Zn相單獨之腐蝕生成物高，而有可長期維持白鏽的情況。

對於熔接性，MgZn₂ 相會發揮重要的作用。當Zn原子作為Zn相存在時會容易蒸發，但當作為MgZn₂ 相存在時，則不易蒸發。首先，在大於1000℃的區域(熔接部背面等)中，MgZn₂ 相會蒸發，而大量形成MgO、ZnO的氧化物。該等之金屬間化合物會透過Ca之氧化物即CaO堆積在形成於熔接部背面的Al-Fe合金層上，而提升熔接部背面之耐蝕性。並且，在1000℃~500℃之區域(熔接部周圍等)中，MgZn₂ 相雖會熔融但幾乎不會蒸發而可殘存。

此外，熔接後仍會殘存之MgZn₂ 相係於Zn-Al-Mg合金層中事先以塊狀存在之MgZn₂ 相。以往，Zn-Al-Mg系合金Zn-Al-Mg合金層中亦有MgZn₂ 相存在。然而，不論何者Mg濃度皆低，且在Zn-Al-Mg合金層中之MgZn₂ 相的存在狀態，係作為Zn-Al-MgZn₂ 三元共晶組織存在，呈塊狀存在之MgZn₂ 相在Zn-Al-Mg合金層之任意截面組織中為小於5%，而是非常少的(參照圖1)。

亦即，熔接後仍會殘存之MgZn₂ 相，與因共晶反應而析出為Zn-Al-MgZn₂ 三元共晶組織之微細MgZn₂ 相不同。換言之，熔接後仍會殘存之MgZn₂ 相(本揭示中規定面積分率之MgZn₂ 相)並非作為Zn-Al-MgZn₂ 三元共晶組織，而是單獨析出之MgZn₂ 相。

Zn-Al-MgZn₂ 三元共晶組織容易在熔接時蒸發，而無法使Mg、Zn等元素殘存於熔接部周圍。另一方面，呈塊狀存在之MgZn₂ 相則可殘存於熔接部周圍。

於圖2顯示本揭示鍍敷層之代表例的SEM反射電子影像。如圖2所示，可知塊狀MgZn₂ 相多數存在於Zn-Al-Mg合金層，且互相連結而形成粗大MgZn₂ 相。當欲增加熔接後之殘存量時，以MgZn₂ 相互相連結而為粗大的情況較為理想。

由於有塊狀MgZn₂ 相存在，Zn會變得不易蒸發，LME、氣孔之發生量也會減少。由於這與Zn相量也有關聯，故將於後詳述。

因此，為了抑制LME及氣孔形成，MgZn₂ 相的面積分率是設為45~75%，且設為55~75%較佳。

接著說明Al相。 Al相相當於α相(一般之α相)與β相(一般之β相)，前述α相固溶有0~3%上下之Zn，前述β相含有大於70%且至85%之Zn相(η相)，且一般之α相與Zn相(η相)微細分離(參照圖2、圖5~圖6)。

此處，圖3顯示Zn-Al狀態圖。按照圖3所示之狀態圖，Zn-Al之最終凝固反應是在275℃下因共析反應平衡分離為固溶有10%之Zn的α相及幾乎不會固溶Al之η相(Zn相)。然而，鍍敷凝固製程一般而言冷卻速度快，可能會發生與狀態圖不同的狀態。例如，鍍敷凝固製程中，很多時候是完全未發生上述共析反應，而高溫穩定相即含0~85%之Zn的Al相以現有狀態殘存為Zn過飽和固溶體的。

具體而言，例如如圖6所示，β相也是只要放大10000倍以上，便可知道其係由微細Al相及微細Zn相所構成。然而，一般來說α相及β相之耐蝕性及犧牲防蝕性等性能是顯示Al相的性質，與Zn相之性質不同。因此，本揭示之Al相是設定為亦相當於β相。此外，圖6中，21所示區域(β相)中，呈現白色之區域為Zn相，顯示為黑色之區域則為Al相。

又，例如，使用水冷等進行急冷而形成鍍敷層時，會有形成Al相之Zn過飽和固溶體(與一般之α相與β相之成分濃度不同的Al相)的情況。惟，若不進行急冷，幾乎都是生成一般之α相及β相。 Al相之Zn過飽和固溶體係原本在徐冷時(α相與η相形成時)最終不會存在的相，且係異常成分之α相及β相。具體而言，α相之Zn過飽和固溶體不同於一般之α相，而是以Zn濃度大於3%且至70%過飽和固溶Zn之Al相。Zn過飽和固溶體之α相是脆弱且會使加工性惡化的相。 β相之Zn過飽和固溶體含有大於70%且至85%之Zn相(η相)，且為以Zn濃度大於3%且至70%過飽和固溶Zn之α相(α相之Zn過飽和固溶體)與Zn相(η相)微細分離的Al相。β相之Zn過飽和固溶體的β相，由於包含α相之Zn過飽和固溶體，因此亦為脆弱且會使加工性惡化的相。如上述，Zn過飽和固溶體之Al相係與一般之α相與β相之成分濃度不同的Al相，且係使加工性惡化的相。因此，並不相當於本揭示之Al相。

此處，特定Al相(α相及β相)之方法如下所述。 Al相(α相及β相)之特定，首先是拍攝鍍敷層截面(沿鍍敷層厚度方向切斷之切斷面)的SEM反射電子影像(參照圖5及圖6)。另，要測定Zn-Al-Mg合金層截面之Al相(α相及β相)的面積分率，係使用與測定各相面積分率的鍍敷層截面(沿鍍敷層厚度方向切斷之切斷面)相同的SEM反射電子影像。惟，為了例示，圖5及圖6中係顯示相對於沿鍍敷層厚度方向切斷之切斷面傾斜4°並研磨後的鍍敷層之傾斜(4°)研磨截面的SEM反射電子影像。

接著，在拍攝而得之SEM反射電子影像(參照圖5)中利用EDS等特定出α相。熔融鍍敷層之凝固過程中，各相會析出成中心部為α相，且β相存在於α相之外周部。這是由於當鍍敷層凝固時，從Al相之晶出開始，因固體化所造成之固溶限的減少導致無法含有Zn的Al相對周圍之Al相吐出Zn成分所致。具體而言，在SEM反射電子影像之1000倍左右之放大影像(參照圖5)中，於一定之面積(例如，1μm×1μm)範圍內將Al相內部之成分分析進行定量分析，若為固溶0~3%之Zn的Al相則特定為α相(一般之α相)。存在於α相(一般之α相)之外周部的相，若為微細分離為一般之α相與Zn相(η相)的Al相則特定為β相(一般之β相)。並且，若為過飽和固溶有大於3%且至70%之Zn的Al相，則特定為α相之Zn過飽和固溶體。又，若為α相之Zn過飽和固溶體與Zn相(η相)微細分離的Al相，則特定為β相之Zn過飽和固溶體。

此外，本揭示中，鍍敷層中含有最多的元素為Zn，Al則限制為大於15%且小於35%。因此，與一般之Al系鍍敷鋼板、Al-Zn系鍍敷鋼板(即所謂以Al含量55%為中心之Galvalume鋼板(註冊商標))也不同，Al相不會在Zn-Al-Mg合金層中形成三維網目結構來構成主體，而大多會是MgZn₂ 相量為最多，其次為Al相之組織構成的情況。反而是包晶結構體會形成三維網目結構，前述包晶結構體是佔Zn-Al-Mg合金層中之大半且以MgZn₂ 相構成以Al相為中心的周圍。這與鍍敷層中之Al濃度及Mg濃度的摻混比率有關係。

一般而言，只要濃度比Mg/Al小於1/10，Zn-Al-Mg合金層中，相較於MgZn₂ 相，Al相所佔比率就會變多。另一方面，當濃度比Mg/Al為 1/10以上之範圍時，MgZn₂ 相所佔比率會變多，而無法成為Al相主體之Zn-Al-Mg合金層。因此，與熔接部無關之平面部等的耐蝕性、犧牲防蝕性及其他性質，相較於Al系鍍敷鋼板及Al-Zn系鍍敷鋼板，其等更接近Zn系鍍敷鋼板本身。

當Al相(α相、β相)有熔接熱入熱且被曝於500℃以上時，便會與基鐵(鋼材)之Fe反應，而成為Al-Fe合金層、球狀或塊狀之Al-Fe金屬間化合物相。AlFe相、Al₂ Fe相、Al₃ Fe相、Al_3.2 Fe相、Al₅ Fe₂ 相等，幾乎是由與前述Al-Fe合金層相同的構成物質所構成，並形成經固溶於Al相中之Zn取代一部分之Al的金屬間化合物相。又，如前述，該等Al-Fe合金層及Al-Fe金屬間化合物相，對基鐵(鋼材)具有一定之耐蝕性。尤其是在熔接部背面，Zn及Mg幾乎都會蒸發或成為氧化物，但Al會成為Al-Fe合金層而使熔接部背面的耐蝕性提升。另，在熔接部周圍等，Al-Fe金屬間化合物相並不至於形成到能夠形成層，而大多顯示出球狀或塊狀的形態。該等Al-Fe合金層及Al-Fe金屬間化合物相對於防蝕的效果，相較於Zn-Al-Mg合金層雖然較小，但對耐蝕性仍有一定的幫助。

因此，為了提升熔接熱影響部之耐蝕性，MgZn₂ 相及Al相之合計面積分率是設為70%以上，且較佳是設為80%以上，設為90%以上更佳，設為95%以上最佳。並且，MgZn₂ 相及Al相之合計面積分率的上限值宜為98%以下，更佳為100%以下。當該面積分率中有MgZn₂ 相及Al相存在時，在熔接之熱影響部500~1000℃之部分中Zn-Al-Mg合金層會變得容易殘存，而可確認到明顯之提升熔接部周圍之耐蝕性的效果。當小於70%時，大多之Zn-Al-Mg合金層會蒸發，熔接部周圍之耐蝕性會變差。

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7)。一般來說，各相為以下構成：Zn相大且形成島狀，接下來係MgZn相大且充滿於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，或有成為Al相或MgZn₂ 相之情況，其位置關係會依快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。

若有由如上述微細的相所構成之三元共晶組織存在，熔接時Zn會變得容易蒸發，LME、氣孔之產生量會增加。

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

接著，說明Zn相。 Zn相在Zn-Al-Mg合金層中少量存在亦可(參照圖2)。由耐蝕性、犧牲防蝕性的觀點來看，Zn-Al-Mg合金層中雖宜含有Zn相，但在熔接時，其會成為LME、氣孔形成的主要原因故不佳。又，由於Zn層容易蒸發，因此幾乎無法期待其在熔接熱影響部的耐蝕性。因此，亦宜管理Zn相之含量。當Zn濃度高時，雖然容易形成Zn相，但在Zn-Al-Mg合金層中，當Zn相之面積分率成為10%以上時，LME、氣孔產生量會變得容易惡化。

惟，即便在Zn相之面積分率成為10%以上的情況下，藉由後述之在Zn-Al-Mg合金層中改變Ca-Zn-Al金屬間化合物相及Ca-Zn-Al-Si金屬間化合物相的存在狀態，仍可抑制LME、氣孔之形成。

因此，Zn相之面積分率亦可小於25%。惟，由熔接性的觀點來看，Zn相量越少越好的傾向並無變化。因此，Zn相之面積分率宜設為小於10%，設為5%以下較佳，設為3%以下更佳。惟，Zn相之面積分率以0%為理想，但由製造上的點來看，宜設為2%以上。並且，鍍敷層之最終凝固部(420~380℃)成為Zn相的情況較多，但藉由應用用以減少Zn相之成分調整、添加元素，甚至是凝固方法，便能盡量不使Zn相單相析出。

接著說明金屬間化合物相。當鍍敷層中含有Ca時，會有於Zn-Al-Mg合金層形成Ca-Zn-Al金屬間化合物相的情況。這是因為Ca本來就容易與Al及Zn形成金屬間化合物相(CaZn₂ 相、CaZn₅ 相、CaZn₁₁ 相、Al₄ Ca相等)。Ca濃度高時，因Ca為非常容易偏析之元素，因此結合之金屬間化合物相並不限於所述中之一種。Ca-Zn-Al金屬間化合物相在熔接時，會在熔接部背面形成CaO氧化物，並在Al-Fe合金層上形成密著性高之氧化物層。藉由形成氧化物層，熔接部背面之耐蝕性便會提升。

此處，Ca-Zn-Al金屬間化合物相之相量及大小會依熔接性及熔接熱影響部的耐蝕性而變。當結晶粒徑大時，在熔接部背面作為CaO氧化物，Ca-Zn-Al金屬間化合物相容易在熔接部背面形成密著性高之氧化物層。亦即，提升熔接部背面之耐蝕性的效果會提高。除此之外，當結晶粒徑大時，與Ca-Zn-Al金屬間化合物相結合之Zn的比率會有變多的傾向，而Ca-Zn-Al金屬間化合物相會抑制Zn相的蒸發，則LME及氣孔形成的改善效果會提高。而且，原本在Zn相之含有率低的鍍敷層中，若經進行如使Ca-Zn-Al金屬間化合物相粗大化之處理，會有難以確認LME及氣孔形成之改善效果的傾向。

Ca-Zn-Al金屬間化合物相在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)。Ca-Zn-Al金屬間化合物相形成成「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。Ca-Zn-Al金屬間化合物相形成成「四方形、針、棒以外之不定形」時，以面積之圓等效直徑作為Ca-Zn-Al金屬間化合物相之結晶粒徑。當Ca-Zn-Al金屬間化合物相之平均結晶粒徑為1μm以上時，其性能會變化。雖然所確認之所有的Ca-Zn-Al金屬間化合物相不須皆為結晶粒徑1μm以上，但若無法確認到結晶粒徑1μm以上之Ca-Zn-Al金屬間化合物相，提升熔接部背面之耐蝕性的效果會有減低的傾向。並且，抑制LME及氣孔形成之效果會有減低的傾向。亦即，當於Zn-Al-Mg合金層有平均結晶粒徑1μm以上之Ca-Zn-Al金屬間化合物相存在時，提升熔接部背面之耐蝕性的效果、以及抑制LME及氣孔形成的效果會提高。此外，Ca-Zn-Al金屬間化合物相之平均結晶粒徑上限值並無特別限制，而為例如100μm以下。

Ca-Zn-Al金屬間化合物相係熔點非常高之金屬間化合物相，會在鍍敷層凝固後立刻形成，並在Zn-Al-Mg合金層中存在無數個。又，鍍敷層凝固中，當Zn-Al-Mg合金層中有液相存在時，會與附近之Ca-Zn-Al金屬間化合物相結合，而減少微細析出之Ca-Zn-Al金屬間化合物相的數量，且Ca-Zn-Al金屬間化合物相會成長。在鍍敷層之凝固過程中，當使用一般之鍍敷製法時，或者使用急冷時，結晶粒徑(小於1μm)細小，而有無數個Ca-Zn-Al金屬間化合物相存在。另一方面，當處於液相存在狀態(熔點~350℃之間)時，若進行徐冷，便會減少其數量，且粒徑會逐漸變得粗大，而變成會有結晶粒徑1μm以上之Ca-Zn-Al金屬間化合物相在Zn-Al-Mg合金層中析出。當Ca濃度、Al濃度高時，Ca-Zn-Al金屬間化合物相之結晶粒徑容易變大，而當該等濃度低時仍可藉由徐冷而使結晶粒徑增大。

此外，當鍍敷層中大量含有Si時，會有於Zn-Al-Mg合金層中形成Mg₂ Si相的情況。當Ca濃度高時，亦有含有Ca₂ Si相、CaSi相、Ca-Zn-Al-Si金屬間化合物相的情況。當該等化合物相存在於Zn-Al-Mg合金層中時，提升熔接熱影響部之耐蝕性的效果會提高。尤其是，Ca-Zn-Al-Si金屬間化合物相具有與Ca-Zn-Al金屬間化合物相同樣的效果(提升熔接部背面之耐蝕性的效果、以及LME及氣孔形成的改善效果)。除此之外，當Ca-Zn-Al-Si金屬間化合物相存在時，由於熔接後殘存於Al-Fe合金層上之氧化物層中變成會含有Si，因此提升熔接部背面之耐蝕性的效果會提高。尤其是，當平均結晶粒徑1μm以上(或1~100μm)之Ca-Zn-Al-Si金屬間化合物相存在於Zn-Al-Mg合金層時，與Ca-Zn-Al-Si金屬間化合物相同樣地，提升熔接部背面之耐蝕性的效果、以及抑制LME及氣孔形成之效果會提高。

因此，於Zn-Al-Mg合金層中，宜含有選自於由以下各相所構成群組中之至少1種金屬間化合物相：Mg₂ Si相、Ca₂ Si相、CaSi相、Ca-Zn-Al金屬間化合物相及Ca-Zn-Al-Si金屬間化合物相。

並且，當鍍敷層中含有B時，會有在Zn-Al-Mg合金層中形成Ca-Al-B金屬間化合物相的情況，該Ca-Al-B金屬間化合物相是選自於由Al₂ CaB₅ 相、及前述Al₂ CaB₅ 相之一部份的原子位置經Zn及Mg取代之化合物相所構成之群組，且B以原子%計為40%以上。當Zn-Al-Mg合金層中含有該Ca-Al-B金屬間化合物相時，LME便有改善，故較佳。

並且，當鍍敷層中含有選自於元素群D之元素時(具體而言為含有合計0.05%~20%之選自於元素群D的元素)，會有在Zn-Al-Mg合金層中形成選自於由Mg₂ Sn相、Mg₃ Bi₂ 相及Mg₃ In相所構成群組中之至少1種金屬間化合物相的情況。當Zn-Al-Mg合金層中含有該金屬間化合物相時，熔接部周圍之耐蝕性便會提升。

此外，本揭示之鍍敷鋼材中，作為鍍敷層之其他特性，有鍍敷層之硬度。如上述，Zn-Al-Mg合金層中含大量之硬質金屬間化合物即MgZn₂ 相，此外，因添加元素而形成之金屬間化合物一般而言亦為硬質，因此鍍敷層硬度顯示為150Hv以上。

接著說明本揭示鍍敷鋼材之製造方法之一例。

本揭示之鍍敷鋼材可利用熔融鍍敷法於鋼材(鍍敷原板等之鍍敷原材)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。浸漬後實施噴吹N₂ 氣體來調整附著量。

本揭示之鍍敷鋼材之製造方法中，為了控制組織必須管理鍍敷浴溫及凝固過程之溫度。若不進行溫度管理，將無法減少Zn相之析出。

當令鍍敷層之化學組成為本揭示之組成時，若例如將鍍敷浴溫設為(鍍敷浴之熔點+20℃)，並在鍍敷處理後(將鋼材由鍍敷浴拉起後)以在420℃以上的保持時間為5秒以下來製造鍍敷鋼材，Zn-Al-Mg合金層中殘存之Zn相量會變多，且Zn-Al-Mg合金層之最終凝固部會變成Zn-Al-MgZn₂ 三元共晶組織而有Al相及MgZn₂ 相之相量變小的傾向，而成為熔接性劣化之鍍敷層。

又，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，在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，亦會於Zn-Al-Mg合金層中形成Al相之Zn過飽和固溶體(與一般之α相及β相的成分濃度相異之Al相)，且MgZn₂ 相變少，Zn相量異常增加，而成為加工性劣化之鍍敷層。

當詳細解析具有本揭示化學成分之鍍敷層的凝固過程，則係如以下。首先，浸漬於鍍敷浴時，在立刻形成Al-Fe合金層之後，若於冷卻過程中低於凝固點，最初會立即析出熔點高之金屬間化合物(Mg₂ Si相、Ca₂ Si相、CaSi相、Ca-Zn-Al金屬間化合物相、Ca-Al-B金屬間化合物相等)。由於該等之相量為即便合計仍不滿5%之相量，因此在低於鍍敷浴熔點時，Zn-Al-Mg合金層之大半為液相狀態。由液相會析出MgZn₂ 相、Al相及Zn相，但若在此時採用如上述之一般的鍍敷凝固製程，由於冷卻速度大，因此並不依狀態圖變化，液相會維持至低溫度，而形成Zn-Al-MgZn₂ 三元共晶組織，或者析出較多Zn相。於急冷時，Al相之Zn過飽和固溶體(與一般之α相與β相的成分濃度相異之Al相)會佔多數。就結果而言，較不理想之組織增加。

另一方面，最適合之冷卻條件是在Zn熔點420℃以上之高溫賦予保持時間，藉此可使MgZn₂ 相及Al相充分成長。其結果，便能在鍍敷層中將MgZn₂ 相及Al相所佔面積分率極大化。於該溫度範圍中，是因Al-MgZn₂ 相之共晶反應(Al相稍微較早結晶故亦可稱為包晶反應)而凝固。又，只要將Al-MgZn₂ 相量極大化，便可同時將Zn相量極小值化。因此，為了實現本揭示之鍍敷層(亦即Zn-Al-Mg合金層)之組織，要將鍍敷浴溫設為(鍍敷浴之熔點+20℃)，且將鍍敷處理後(將鋼材由鍍敷浴拉起後)於420℃以上的保持時間設為大於5秒。亦即，藉由將於420℃以上的保持時間設為大於5秒，便能充分確保MgZn₂ 相及Al相之析出時間，而可減低Zn相、Zn-Al-MgZn₂ 三元共晶組織或Al相之Zn過飽和固溶體(與一般之α相及β相的成分濃度相異之Al相)之析出。具體而言，是將鍍敷浴溫設為(鍍敷浴之熔點+20℃)，且將鍍敷處理後(將鋼材由鍍敷浴拉起後)從鍍敷浴之熔點到420℃為止的冷卻速度設為5℃/秒以下，並將於420℃以上的保持時間設為大於5秒。惟，當鍍敷浴之熔點為500℃以上時，即使將從鍍敷浴之熔點到420℃為止的冷卻速度設為10℃/秒以下，MgZn₂ 相及Al相之析出時間仍充分而無問題。當於420℃以上的保持時間小於5秒時，Zn相、Zn-Al-MgZn₂ 三元共晶組織或Al相之Zn過飽和固溶體的形成會增加。

此外，為了使Ca-Zn-Al金屬間化合物及Ca-Zn-Al-Si金屬間化合物成長，凝固時，藉由進行充分之除冷直到液相在Zn-Al-Mg合金層中消滅之溫度(約350℃)為止，便可增大該等金屬間化合物的結晶粒徑。尤其是，在Al濃度為大於15%且至20%之範圍內，由於Al濃度低，該等金屬間化合物的成長需要時間，因此將鍍敷浴之熔點到350℃之冷卻速度設為小於5℃/秒。

又，本來含大量Mg之鍍敷層的化學組成，如上所述會成為硬質之鍍敷層，且為加工性及鍍敷密著性不利的組成。MgZn₂ 相、Al相之大半雖已凝固完成，但在420℃以後的溫度中，於上述之275℃會由Al相產生Zn相之共晶反應。然後，該共晶反應會在250℃以前完成。在獲得鍍敷層之加工性的目的下，只要在420℃以後也長時間保持，Al相之Zn過飽和固溶體(與一般之α相及β相的成分濃度相異之Al相)便會消滅，而成為對加工性亦佳的條件。然而，因共晶反應所析出之Zn相量會互相成長，導致Zn相量增加，而認為熔接性會變得稍差。另一方面，由於急冷會將Al相之Zn過飽和固溶體(與一般之α相及β相的成分濃度相異之Al相)保持於當下狀態，因此由加工性的觀點來看不佳。

因此，考慮到該等之特性，該溫度範圍(420℃到250℃的溫度範圍)之平均冷卻速度宜設為與一般之鍍敷製程相同之10~20℃/秒的範圍。只要以該冷卻速度進行冷卻，便幾乎沒有Al相之Zn過飽和固溶體(與一般之α相及β相的成分濃度相異之Al相)，且不用使Zn相成長至所需以上即可形成Zn-Al-Mg合金層。平均冷卻速度小於10℃/秒，Zn相量有稍為增加的傾向，就熔接性而言不佳。另一方面，平均冷卻速度為20℃/秒以上會有形成Al相之Zn過飽和固溶體的傾向。並且，將420℃到250℃之溫度範圍之平均冷卻速度設為上述範圍的溫度處理，尤其在Al濃度低且Zn濃度高時是很有效的手段。

此外，本揭示之鍍敷鋼材之製造方法中，尤其是形成Al濃度為大於15%且至20%之範圍的鍍敷層時，由於Al濃度低，因此Al相之析出需要時間。因此，為了確保MgZn₂ 相及Al相之合計面積分率，除了將於420℃以上的保持時間設為大於5秒之外，並將從鍍敷浴之熔點到350℃(或250℃)的冷卻速度設為小於5℃/秒。

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觀察等所得之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。只要藉由來自Zn-Al-Mg合金層之表面的X射線繞射，來鑑定Zn-Al-Mg合金層之各相即可。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。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。當添加成分為微量時，由於會有無法檢出有關添加元素之金屬間化合物的情況，因此可由Zn-Al-Mg合金層製作TEM試樣，並找出微小金屬間化合物來由電子繞射影像進行鑑定。

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鍍敷層組織。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量多之相越呈白色之傾向。

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。並且，在倍率1000倍之SEM的反射電子影像中，無法識別存在於Zn-Al-MgZn₂ 三元共晶組織中之「MgZn₂ 相、Al相及Zn相」之邊界、面積分率。亦即，此處欲求出之「MgZn₂ 相、Al相及Zn相之各面積分率」係除後述之Zn-Al-MgZn₂ 三元共晶組織中存在之「MgZn₂ 相、Al相及Zn相」之外的各面積分率。惟，於10000倍左右之放大影像中，由於即便是三元共晶組織亦可求出個別之面積分率，因此可依下述之影像處理條件來算出三元共晶中各相的比率。

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。

其他金屬間化合物相(Ca-Zn-Al金屬間化合物等)雖會顯示與MgZn₂ 相相近之對比，但形狀獨特。因此，該等金屬間化合物相亦可較容易區別。含原子號小之Si的金屬間化合物相(Ca-Zn-Al-Si金屬間化合物等)對比較暗，也可較容易區別。含原子號小之B的金屬間化合物相(Ca-Al-B金屬間化合物相等)，與含Si之金屬間化合物相同樣地對比較暗，而可較容易區別。當難以判別時，實施利用TEM所進行之電子線繞射。

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，係如下而實施。測定上述各相之面積分率時之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-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合金層中各相面積分率相同手法，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7)。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次以上時，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合金層中各相面積分率相同之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各相面積分率的平均值。

鍍敷層硬度，只要由鍍敷層表面以荷重10gf之壓痕來測定維氏硬度即可。且由30點左右之平均值獲得維氏硬度較佳。

為了評估鍍敷層之加工性，以壓製所進行之V型彎曲試驗後的粉化量評估為佳。由於在V型彎曲部谷部會有壓縮應力作用，因此缺乏塑性變形能力之鍍敷鋼板會發生粉化。當進行更加嚴格之加工性評估時，宜將V型彎曲試驗片再度放回平板上且進行膠帶剝離，並利用折回試驗進行評估。

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1-1~1-3所示化學組成之鍍敷層，使用預定量之純金屬鑄錠，並於大氣中以真空熔解爐將鍍敷浴建浴。鍍敷鋼板之製作係使用批式熔融鍍敷裝置。

作為比較材，No.102、103準備了市售Zn-Al-Mg系鍍敷鋼板及熔融Zn鍍敷鋼板。鍍敷層之厚度皆為20μm。

作為鍍敷原板，使用3.2mm之一般材熱軋碳鋼100×200mm(C=0.15%，Si=0.005%，Mn=0.55%，P=0.015%，S=0.005%)，並在鍍敷步驟前實施脫脂、酸洗。

任一試樣之製作，至浸漬鍍敷浴後拉起為止之步驟皆對鍍敷原板實施同等的還原處理方法。亦即，將鍍敷鋼板於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，藉由噴吹N₂ 氣體冷卻至鍍敷浴溫+10℃，並立即浸漬於鍍敷浴。此外，令任一鍍敷原板浸漬於鍍敷浴之浸漬時間為0.2秒。調整N₂ 氣體擦拭壓力使鍍敷厚度可成為20μm(±1μm)來製出鍍敷鋼板。由浸漬鍍敷浴至擦拭完成為止，使批式鍍敷裝置高速運轉並在1秒以內完成，然後立刻噴吹N₂ 氣體，使溫度下降至鍍敷熔點為止。

鍍敷步驟係如下述6種來實施。

製法A：令鍍敷浴溫為鍍敷浴之熔點+20℃。將鍍敷原板由鍍敷浴拉起後，在高於鍍敷熔點時完成擦拭。經實施以下冷卻製程而製得鍍敷層，該冷卻製程為：令從鍍敷浴之熔點至250℃之平均冷卻速度為15(±5)℃/秒，並令從250℃至150℃之平均冷卻溫度為7.5(±2.5)℃/秒。惟，從鍍敷浴之熔點至420℃之冷卻溫度為大於5℃/秒，且在420℃以上之保持時間為小於5秒。

製法B：令鍍敷浴溫為鍍敷浴之熔點+20℃。將鍍敷原板由鍍敷浴拉起後，在高於鍍敷熔點時完成擦拭。以令從鍍敷浴之熔點至150℃之平均冷卻速度為40(±10)℃/秒之冷卻製程，製得鍍敷層。惟，從鍍敷浴之熔點至420℃之冷卻溫度為大於5℃/秒，且在420℃以上之保持時間為小於5秒。

製法C：令鍍敷浴溫為鍍敷浴之熔點+20℃。將鍍敷原板由鍍敷浴拉起後，在高於鍍敷浴之熔點時完成擦拭。經實施以下冷卻製程而製得鍍敷層，該冷卻製程為：令從鍍敷浴之熔點至420℃之平均冷卻速度為4(±1)℃/秒(在420℃以上之保持時間為大於5秒)，並令從420℃至250℃之平均冷卻溫度為15(±5)℃/秒。

製法D：令鍍敷浴溫為鍍敷浴之熔點+20℃。將鍍敷原板由鍍敷浴拉起後，在高於鍍敷浴之熔點時完成擦拭。經實施以下冷卻製程而製得鍍敷層，該冷卻製程為：令從鍍敷浴之熔點至420℃之平均冷卻速度為4(±1)℃/秒(在420℃以上之保持時間為大於5秒)，並令從420℃至250℃之平均冷卻溫度為30(±5)℃/秒。

製法E：令鍍敷浴溫為鍍敷浴之熔點+20℃。將鍍敷原板由鍍敷浴拉起後，在高於鍍敷浴之熔點時完成擦拭。經實施以下冷卻製程而製得鍍敷層，該冷卻製程為：令從鍍敷浴之熔點至420℃之平均冷卻速度為8(±2)℃/秒(在420℃以上之保持時間為大於5秒)，並令從420℃至250℃之平均冷卻溫度為15(±5)℃/秒。

製法F：令鍍敷浴溫為鍍敷浴之熔點+20℃。將鍍敷原板由鍍敷浴拉起後，在高於鍍敷浴之熔點時完成擦拭。經實施以下冷卻製程而製得鍍敷層，該冷卻製程為：令從鍍敷浴之熔點至420℃之平均冷卻速度為8(±2)℃/秒(在420℃以上之保持時間為大於5秒)，並令從420℃至250℃之平均冷卻溫度為30(±5)℃/秒。

-測定各相之面積分率- 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。・MgZn₂ 相之面積分率・Al相之面積分率・Zn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・Ca-Al-B金屬間化合物相(於表中表記為「B化合物」)之面積分率：Al₂ CaB₅ 相、及Al₂ CaB₅ 相之一部分之原子位置經Zn及Mg取代後之化合物相之合計面積分率・Mg與Sn、Bi或In之金屬間化合物相(於表中表記為「Sn化合物相」)：Mg₂ Sn相、Mg₃ Bi₂ 相及Mg₃ In相之合計面積分率・其他金屬間化合物之面積分率：Mg₂ Si相、Ca₂ Si相、CaSi相、Ca-Zn-Al金屬間化合物相(於表中表記為「CZA」)、及Ca-Zn-Al-Si金屬間化合物相(於表中表記為「CZAS」)之合計面積分率(惟，不顯示各相之面積分率，而將已確認存在的相表記為「Ex」)。

-鍍敷層之電弧熔接性- 使用所得之鍍敷鋼板，如以下實施了鍍敷層之電弧熔接性的評估。準備2片100mm見方之試樣，並以CO₂ /MAG熔接機製作了搭接填角熔接試樣。以鍍敷鋼板之一端重疊寬度為10mm，鍍敷鋼板互相之重疊空隙為0mm，下板焊腳長度6mm左右實施電弧熔接。將熔接速度設為0.3m/min，熔接焊線為實心焊線YGW14，φ12，且CO₂ 遮蔽氣體流量設為15l/min，熔接電流設為150~250(A)，電弧電壓設為20~24V，2pass。由上側對熔接焊珠實施X射線穿透試驗而求出氣孔之佔有率Bs(%)。

Zn-Al-Mg系鍍敷鋼板、Zn鍍敷鋼板之氣孔佔有率Bs為約40%，而將氣孔佔有率Bs為40%以上評估為「B」，將氣孔佔有率Bs為20~40%評估為「A」，將氣孔佔有率Bs小於20%評估為「S」。

-LME之評估- 使用所製之鍍敷鋼板，如以下實施了LME的評估。於鍍敷鋼板70mm×150mm中央，以不鏽鋼熔接焊線φ1.2mm(JIS Z3323 YF309LC)依照上述熔接條件(惟，1pass)，製得了經走焊(bead on plate)熔接之長75mm、寬3~5mm的走焊試驗片。然後，以滲入探傷試驗來確認試驗片有無破裂。

於Zn-Al-Mg系鍍敷鋼板、Zn鍍敷鋼板確認到複數個能以目視確認之3mm以上的LME(亦即龜裂)。於是，當有確認到能以目視確認之5mm以上的LME時，評估為「B」。當熔接部(熔接金屬)並無LME，且於熔接金屬及熔接熱影響部(HAZ部)邊界以周長之長度小於5%確認到標記痕跡，但對龜裂截面進行EPMA觀察的結果，在龜裂周圍並未確認到Zn時評估為「A」。熔接部周圍(熔接金屬之周圍)沒有龜裂，且沒有標記痕跡者評估為「S」。

-熔接部背面之耐蝕性- 使用所獲得之鍍敷鋼板，如以下實施了熔接部背面之耐蝕性。與LME之評估同樣地製得走焊試驗片。利用腐蝕促進試驗(JASO M 609-91)對該試驗片之背面以90~180循環來評估焊珠背面部的紅鏽。在Zn-Al-Mg系鍍敷鋼板中，在90循環下於焊珠背面上產生點鏽。Zn鍍敷鋼板中則為整面紅鏽。

將在90循環下於焊珠背面部確認到點狀紅鏽者評估為「B」。將在120循環下於焊珠背面部確認到點狀紅鏽者評估為「A」。將在150循環下於焊珠背面部確認到點狀紅鏽者評估為「AA」。將在180循環下於焊珠背面部確認到點狀紅鏽者評估為「AAA」。將在180循環下於焊珠背面部未產生紅鏽者評估為「S」。

-熔接部周圍之耐蝕性- 使用所獲得之鍍敷鋼板，如以下實施熔接部周圍的耐蝕性。與LME之評估同樣地製得走焊試驗片。將該試驗片之表面供於鹽水噴霧試驗(JIS Z 2371)1000~1300小時後確認耐蝕性。在Zn-Al-Mg系鍍敷鋼板中，在經過1000小時的時間點從熔接部周圍確認到紅鏽滴垂。Zn鍍敷鋼板中則為整面紅鏽。

將在經過1000小時的時間點於熔接部周圍確認到點狀紅鏽者評估為「B」。將在經過1100小時的時間點於熔接部周圍確認到點狀紅鏽者評估為「A」。將在經過1200小時的時間點於熔接部周圍確認到點狀紅鏽者評估為「AA」。將在經過1300小時的時間點於熔接部周圍確認到點狀紅鏽者評估為「AAA」。將在經過1300小時的時間點未於熔接部周圍確認到紅鏽者評估為「S」。

-鍍敷層之加工性- 使用所獲得之鍍敷鋼板，如以下實施了鍍敷層之加工性的評估。對鍍敷鋼板實施10R-90°V型彎曲衝壓試驗，並將寬24mm之玻璃紙膠帶壓抵V型彎曲谷部後剝離，以目視判斷粉化情形。

膠帶上附著有粉化剝離粉者評估為「B」，無粉化剝離評估為「A」。

將實施例A一覽表示於表1-1~表1-6。

[表1-1]

[表1-2]

[表1-3]

[表1-4]

[表1-5]

[表1-6]

(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鑄錠，並於大氣中以真空熔解爐將鍍敷浴建浴。鍍敷鋼板之製作係使用批式熔融鍍敷裝置。

作為鍍敷原板，使用3.2mm之一般材熱軋碳鋼100×200mm(C=0.15%，Si=0.005%，Mn=0.55%，P=0.015，S=0.005%)，並在鍍敷步驟前實施脫脂、酸洗。

任一試樣之製作，至浸漬鍍敷浴後拉起為止之步驟皆對鍍敷原板實施同等的還原處理方法。亦即，將鍍敷鋼板於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，藉由噴吹N₂ 氣體冷卻至鍍敷浴溫+10℃，並立即浸漬於鍍敷浴。此外，令任一鍍敷原板浸漬於鍍敷浴之浸漬時間為0.2秒。調整N₂ 氣體擦拭壓力使鍍敷厚度可成為20μm(±1μm)來製出鍍敷鋼板。由浸漬鍍敷浴至擦拭完成為止，使批式鍍敷裝置高速運轉並在1秒以內完成，然後立刻噴吹N₂ 氣體，使溫度下降至鍍敷浴之熔點為止。

鍍敷步驟係如下述2種來實施。

製法C(與實施例A相同)：令鍍敷浴溫為鍍敷浴之熔點+20℃。將鍍敷原板由鍍敷浴拉起後，在高於鍍敷浴之熔點時完成擦拭。經實施以下冷卻製程而製得鍍敷層，該冷卻製程為：令從鍍敷浴之熔點至420℃之平均冷卻速度為4(±1)℃/秒(在420℃以上之保持時間為大於5秒)，並令從420℃至250℃之平均冷卻溫度為15(±5)℃/秒。

製法G：令鍍敷浴溫為鍍敷浴之熔點+20℃。將鍍敷原板由鍍敷浴拉起後，在高於鍍敷浴之熔點時完成擦拭。經實施以下冷卻製程而製得鍍敷層，該冷卻製程為：令從鍍敷浴之熔點至350℃之平均冷卻速度為4(±1)℃/秒(在420℃以上之保持時間為大於7秒)，並令從350℃至250℃之平均冷卻溫度為15(±5)℃/秒。

製法H：令鍍敷浴溫為鍍敷浴之熔點+20℃。將鍍敷原板由鍍敷浴拉起後，在高於鍍敷浴之熔點時完成擦拭。經實施以下冷卻製程而製得鍍敷層，該冷卻製程為：令從鍍敷浴之熔點至250℃之平均冷卻速度為4(±2)℃/秒(在420℃以上之保持時間為大於10秒)。

使用所製得之鍍敷鋼板，設為與實施例A相同而實施了各相之面積分率及各種性能評估。

惟，當確認到有Ca-Zn-Al金屬間化合物相及Ca-Zn-Al金屬間化合物相存在時，依所述方法測定各化合物相之平均結晶粒徑。然後，將平均結晶粒徑顯示於表中。另，平均結晶粒徑之單位為「μm」。

使用所製得之鍍敷鋼板，如以下實施塗裝後耐蝕性。與實施例A所實施之LME之評估同樣地製作了走焊試驗片。使用Nihon Parkerizing Co., Ltd.製之表面調整處理劑(商品名：PREPLAENE-X)在室溫下對該試驗片進行表面調整20秒。接著，使用Nihon Parkerizing Co., Ltd.製之磷酸鋅處理液(商品名：PALBOND3020)進行了磷酸鹽處理。具體而言，將處理液之溫度設為43℃，並將熱壓鋼材在處理液中浸漬120秒。藉此，在鋼材表面上形成有磷酸鹽被膜。接著，在實施磷酸鹽處理後，對磷酸處理後之走焊試驗片，將日本塗料股份有限公司製之陽離子型電沉積塗料以電壓160V之斜率(slope)通電進行電沉積塗裝，並更進一步以燒結溫度170℃進行20分鐘燒結塗裝。針對任一試料，將電沉積塗裝之塗料的膜厚平均皆設為15μm。接著，將該試驗片供於JASO試驗(M609-91)，並確認塗裝後之焊珠部周圍的紅鏽產生狀況。

將在90循環以內於焊珠部或熱影響部確認到點狀紅鏽者評估為「B」。將在120循環以內於焊珠部或熱影響部確認到點狀紅鏽者評估為「A」。將在150循環以內於焊珠部或熱影響部確認到點狀紅鏽者評估為「AA」。將在180循環以內於焊珠部或熱影響部確認到點狀紅鏽者評估為「AAA」。

將實施例B一覽表示於表2-1~表2-2。

[表2-1]

[表2-2]

以上，已參照所附圖式詳細說明本揭示之較佳實施形態，惟本揭示不受該等例限定。且應當了解的是，只要是具有本揭示所屬技術領域之通識人士，即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揭示之技術範圍。

此外，圖1~圖5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：MgZn₂ 相(塊狀) 5：Al相(α相) 6：Al相(β相) 7：Zn相 8：Ca-Al-B金屬間化合物相B化合物(Al₂ CaB₅ 相：原子比率由EDS定量分析而推定) 9：Zn-Al-MgZn₂ 三元共晶組織之Zn相 10：Zn-Al-MgZn₂ 三元共晶組織之MgZn₂ 相 11：Zn-Al-MgZn₂ 三元共晶組織之Al相 20：α相(一般之α相) 21：β相(一般之β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) 一種熔融鍍敷鋼板，為具備鋼材、及配置於前述鋼材表面且包含Zn-Al-Mg合金層的鍍敷層之熔融鍍敷鋼板；前述Zn-Al-Mg合金層之任意截面組織中，以圓等效直徑計結晶粒徑在1μm以上之MgZn₂ 相與Al相之合計面積率為70%以上，且Zn相之面積率小於10%，前述Zn-Al-Mg合金層含有選自於由Mg₂ Si相、Ca₂ Si相、CaSi相、Ca-Zn-Al相及Ca-Zn-Al-Si相所構成群組中之至少1種金屬間化合物相；且前述鍍敷層是由以下元素所構成：以質量%計， Zn：大於44.9%且小於74.9%、 Al：大於20%且小於35%、 Mg：大於5%且小於20%、 Ca：0.1%~小於3.0%、 Si：0%~1%、 B：0%~0.5%、 Y：0%~0.5%、 La：0%~0.5%、 Ce：0%~0.5%、 Cr：0%~0.25%、 Ti：0%~0.25%、 Ni：0%~0.25%、 Co：0%~0.25%、 V：0%~0.25%、 Nb：0%~0.25%、 Cu：0%~0.25%、 Mn：0%~0.25%、 Sr：0%~0.5%、 Sb：0%~0.5%、 Pb：0%~0.5%、 Sn：0%~20%、 Bi：0%~2%、 In：0%~2%、 Fe：0%~5%、及不純物；當令元素群A為Y、La及Ce，令元素群B為Cr、Ti、Ni、Co、V、Nb、Cu及Mn，令元素群C為Sr、Sb及Pb，並令元素群D為Sn、Bi及In時，選自於元素群A之元素的合計含量為0.5%以下， Ca與選自於元素群A之元素的合計含量為小於3.0%，選自於元素群B之元素的合計含量為0.25%以下，選自於元素群C之元素的合計含量為0.5%以下，選自於元素群D之元素的合計含量為20%以下。

(附記2) 如附記1之熔融鍍敷鋼板，其中前述Al為大於22%且小於35%，前述Mg為大於10%且小於20%，前述Ca為0.3%~小於3.0%，且前述Si為0.1%~1%。

(附記3) 如附記1或附記2之熔融鍍敷鋼板，其中前述鍍敷層含有選自於由B、元素群A(Y、La及Ce)、元素群B(Cr、Ti、Ni、Co、V、Nb、Cu及Mn)及元素群C(Sr、Sb及Pb)所構成群組中之至少1種，且前述鍍敷層以質量%計滿足：當含有B時，B：0.05%~0.5%，當含有選自於元素群A之元素時，其合計含量為0.05%~0.5%，當含有選自於元素群B之元素時，其合計含量為0.05%~0.25%，當含有選自於元素群C之元素時，其合計含量為0.05%~0.5%。

(附記4) 如附記1至附記3中任1項之熔融鍍敷鋼板，其中前述Zn-Al-Mg合金層含有Ca-Al-B化合物，該Ca-Al-B化合物為Al₂ CaB₅ 或一部分的原子位置經Zn及Mg取代者，且B以原子%計為40%以上。

(附記5) 如附記1至附記4中任1項之熔融鍍敷鋼板，其中前述鍍敷層含有選自於元素群D(Sn、Bi及In)之至少1種元素，前述鍍敷層以質量%計滿足下式： Sn+Bi+In=0.05%~20%，且前述鍍敷層更含有選自於由Mg₂ Sn、Mg₃ Bi₂ 及Mg₃ In所構成群組中之至少1種金屬間化合物。

(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2017-013259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‧‧‧MgZn₂相(塊狀)

5‧‧‧Al相(α相)

6‧‧‧Al相(β相)

7‧‧‧Zn相

8‧‧‧Ca-Al-B金屬間化合物相B化合物(Al₂CaB₅相原子比率由EDS定量分析而推定)

9‧‧‧Zn-Al-MgZn₂三元共晶組織之Zn相

10‧‧‧Zn-Al-MgZn₂三元共晶組織之MgZn₂相

11‧‧‧Zn-Al-MgZn₂三元共晶組織之Al相

20‧‧‧α相(一般之α相)

21‧‧‧β相(一般之β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係顯示以往之Zn-Al-Mg系鍍敷層(Zn-11%Al-3%Mg-0.2%Si)的SEM反射電子影像。圖2係顯示本揭示鍍敷層之一示例(實施例A中No.18A之鍍敷層)的SEM反射電子影像。圖3顯示Zn-Al狀態圖(mass%標示)。圖4係顯示本揭示之鍍敷層之其他示例(實施例A中No.8A之鍍敷層)的SEM反射電子影像。圖5係用以說明特定Al相(α相及β相)之方法之鍍敷層截面的SEM反射電子影像。圖6係圖6之SEM反射電子影像的放大影像。圖7係用以說明Zn-Al-MgZn₂ 三元共晶組織之判定及測定面積分率之方法之鍍敷層截面的SEM反射電子影像。

Claims

一種鍍敷鋼材，為具有鋼材、及配置於前述鋼材表面且包含Zn-Al-Mg合金層的鍍敷層之鍍敷鋼材；前述Zn-Al-Mg合金層之截面中，MgZn₂相之面積分率為45~75%，MgZn₂相及Al相之合計面積分率為70%以上，且Zn-Al-MgZn₂三元共晶組織之面積分率為0~5%；且前述鍍敷層具有下述化學組成：以質量%計由以下元素所構成： Zn：大於44.90%且小於79.90%、 Al：大於15%且小於35%、 Mg：大於5%且小於20%、 Ca：0.1%~小於3.0%、 Si：0%~1.0%、 B：0%~0.5%、 Y：0%~0.5%、 La：0%~0.5%、 Ce：0%~0.5%、 Cr：0%~0.25%、 Ti：0%~0.25%、 Ni：0%~0.25%、 Co：0%~0.25%、 V：0%~0.25%、 Nb：0%~0.25%、 Cu：0%~0.25%、 Mn：0%~0.25%、 Sr：0%~0.5%、 Sb：0%~0.5%、 Pb：0%~0.5%、 Sn：0%~20.00%、 Bi：0%~2.0%、 In：0%~2.0%、 Fe：0%~5.0%、及不純物；當令元素群A為Y、La及Ce，令元素群B為Cr、Ti、Ni、Co、V、Nb、Cu及Mn，令元素群C為Sr、Sb及Pb，並令元素群D為Sn、Bi及In時，選自於前述元素群A之元素的合計含量為0%~0.5%， Ca與選自於前述元素群A之元素的合計含量為0.1%~小於3.0%，選自於前述元素群B之元素的合計含量為0%~0.25%，選自於前述元素群C之元素的合計含量為0%~0.5%，且選自於前述元素群D之元素的合計含量為0%~20.00%。
如請求項1之鍍敷鋼材，其中前述Zn-Al-Mg合金層含有選自於由以下各相所構成群組中之至少1種金屬間化合物相：Mg₂Si相、Ca₂Si相、CaSi相、Ca-Zn-Al金屬間化合物相及Ca-Zn-Al-Si金屬間化合物相。
如請求項1或請求項2之鍍敷鋼材，其中前述Al含量為大於22%且小於35%，前述Mg含量為大於10%且小於20%，前述Ca含量為0.3%~小於3.0%，且前述Si含量為0.1%~1.0%。
如請求項1或請求項2之鍍敷鋼材，其中前述Al含量為大於15%且至22%。
如請求項1或請求項2之鍍敷鋼材，其中當前述鍍敷層含有前述B時，前述B含量以質量%計為0.05%~0.5%，當前述鍍敷層含有選自於前述元素群A之元素時，選自於前述元素群A之元素的合計含量以質量%計為0.05%~0.5%，當前述鍍敷層含有選自於前述元素群B之元素時，選自於前述元素群B之元素的合計含量以質量%計為0.05%~0.25%，且當前述鍍敷層含有選自於前述元素群C之元素時，選自於前述元素群C之元素的合計含量以質量%計為0.05%~0.5%。
如請求項1或請求項2之鍍敷鋼材，其中前述Zn-Al-Mg合金層含有Ca-Al-B金屬間化合物相，該Ca-Al-B金屬間化合物相是選自於由Al₂CaB₅相、及前述Al₂CaB₅相之一部分的原子位置經Zn及Mg取代後之化合物相所構成之群組，且B以原子%計為40%以上。
如請求項1或請求項2之鍍敷鋼材，其中當前述鍍敷層含有選自於前述元素群D之元素時，選自於前述元素群D之元素的合計含量以質量%計為0.05%~20%，且前述Zn-Al-Mg合金層含有選自於由Mg₂Sn相、Mg₃Bi₂相及Mg₃In相所構成群組中之至少1種金屬間化合物相。
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。