CN120835939A - 镀覆钢材 - Google Patents

Abstract

该镀覆钢材具有钢材和配备于上述钢材的表面的镀层，上述镀层的平均化学组成以质量％计含有Al：超过5.0％且为30.0％以下、Mg：超过4.0％且为12.5％以下、B：超过0.01％且为1.00％以下、Zn：超过60.00％，在上述镀层中，以上述镀层的厚度方向的截面的扫描型电子显微镜视场中的面积率计，包含10％以上且低于60％的MgZn₂相、10％以上且低于50％的Al‑Zn相、10％以上的〔Al/MgZn₂/Zn的三元共晶组织〕、0.02％以上且低于3.00％的硼化物和剩余组织，上述硼化物为AlB₂、AlB₁₂、CrB₂、TiB₂、VB₂、ZrB₂中的1种或2种以上。

Description

镀覆钢材

技术领域

本发明涉及镀覆钢材。

本申请基于2023年03月07日在日本申请的特愿2023-034588号而主张优先权，并将其内容援引于此。

背景技术

在钢材的表面形成镀层而成的镀覆钢材有时通过根据目的来实施成形而作为各种形状的加工品来使用。在搬运这样的加工品时，如果加工品的边缘部与其他加工品的镀层的表面相接触，则有可能在镀层中产生到达至钢材的基体程度的伤痕。

此外，镀覆钢材还有可能被用于建筑物的屋顶材、壁材等。该情况下，例如在建筑物的施工现场，如果镀覆钢材与工具、其他资材相接触，则也有可能因接触时的冲击而在镀层中产生到达至钢基体那样的伤痕。

镀层中产生的伤痕损害加工品等的外观。此外，如果在镀层中产生到达至钢基体那样的伤痕，则存在耐蚀性降低的问题。于是，要求耐损伤性优异的镀覆钢材。

在专利文献1中记载了一种热浸镀Zn-Al-Mg合金钢板，其在原材料钢板的表面具有热浸镀Zn-Al-Mg合金层。

在专利文献2中记载了一种镀覆钢材，其具有配置于钢材的表面的包含Zn-Al-Mg合金层的镀层，Zn-Al-Mg合金层具有Zn相，并且在Zn相中含有Mg-Sn金属间化合物相，镀层具有下述化学组成：以质量％计包含Zn：超过65.0％、Al：超过5.0％且低于25.0％、Mg：超过3.0％且低于12.5％、Sn：0.1％～20.0％及杂质，满足Bi+In<Sn、Y+La+Ce≤Ca、Si<Sn、0≤Cr+Ti+Ni+Co+V+Nb+Cu+Mn<0.25、0≤Sr+Sb+Pb+B<0.5。

在专利文献3中记载了一种镀覆钢材，其具有配置于钢材的表面、且包含Zn-Al-Mg合金层的镀层，在Zn-Al-Mg合金层的截面中，MgZn₂相的面积分率为45～75％，MgZn₂相及Al相的合计的面积分率为70％以上，并且Zn-Al-MgZn₂三元共晶组织的面积分率为0～5％，镀层具有下述化学组成：以质量％计包含Zn：超过44.90％且低于79.90％、Al：超过15％且低于35％、Mg：超过5％且低于20％、Ca：0.1％以上且低于3.0％及杂质，在将元素组A设定为Y、La及Ce，将元素组B设定为Cr、Ti、Ni、Co、V、Nb、Cu及Mn，将元素组C设定为Sr、Sb及Pb，以及将元素组D设定为Sn、Bi及In的情况下，选自元素组A中的元素的合计的含量为0％～0.5％，Ca与选自元素组A中的元素的合计的含量为0.1％以上且低于3.0％，选自元素组B中的元素的合计的含量为0％～0.25％，选自元素组C中的元素的合计的含量为0％～0.5％，选自元素组D中的元素的合计的含量为0％～20.00％。

在专利文献4中记载了一种镀覆钢材，其具有配置于基体钢材的表面的包含Zn-Al-Mg合金层的镀层，镀层具有下述化学组成：以质量％计包含Zn：超过65.0％、Al：超过5.0％且低于25.0％、Mg：超过3.0％且低于12.5％、Sn：0.1％～20.0％及杂质，在将Zn-Al-Mg合金层的表面研磨至层厚的1/2后，在利用扫描型电子显微镜以倍率为100倍进行观察时所得到的Zn-Al-Mg合金层的反射电子图像中，存在Al晶，Al晶的累计周长的平均值为88～195mm/mm²。

但是，就专利文献1～4中记载的镀覆材而言，耐损伤性的提高并未作考虑。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2019-173138号公报

专利文献2：日本专利第6428974号公报

专利文献3：日本专利第6365807号公报

专利文献4：国际公开第2019/221193号

发明内容

发明所要解决的课题

本发明是鉴于上述情况而进行的，课题是提供耐损伤性优异、损伤部的耐蚀性也优异的镀覆钢材。

用于解决课题的手段

为了解决上述课题，采用以下的构成。

[1]本发明的一个方案的镀覆钢材具有钢材和配备于上述钢材的表面的镀层，上述镀层的平均化学组成以质量％计包含Al：超过5.0％且为30.0％以下、Mg：超过4.0％且为12.5％以下、B：超过0.01％且为1.00％以下、Cr：0％～0.25％、Ti：0％～0.25％、Zr：0％～0.25％、V：0％～0.25％、Sn：0％～3.00％、Bi：0％～1.00％、In：0％～1.00％、Ca：0％～3.00％、Y：0％～0.50％、La：0％～0.50％、Ce：0％～0.50％、Sr：0％～0.50％、Si：0％～2.50％、P：0％～0.50％、Ni：0％～1.0％、Co：0％～0.25％、Nb：0％～0.25％、Cu：0％～1.00％、Mn：0％～0.25％、Li：0％～0.50％、Na：0％～0.05％、K：0％～0.05％、Ba：0％～0.25％、Ag：0％～1.00％、Mo：0％～0.25％、W：0％～0.25％、Fe：0％～5.00％、Sb：0％～0.50％、Pb：0％～0.50％、剩余部分：超过60.00％的Zn及杂质，在上述镀层中，以上述镀层的厚度方向的截面的扫描型电子显微镜视场中的面积率计，包含10％以上且低于60％的MgZn₂相、10％以上且低于50％的Al-Zn相、10％以上的〔Al/MgZn₂/Zn的三元共晶组织〕、0.02％以上且低于3.00％的硼化物和剩余组织，上述硼化物为AlB₂、AlB₁₂、CrB₂、TiB₂、VB₂、ZrB₂中的1种或2种以上。

[2]本发明的另一方案的镀覆钢材具有钢材和配备于上述钢材的表面的镀层，上述镀层的平均化学组成以质量％计包含Al：超过5.0％且为30.0％以下、Mg：超过4.0％且为12.5％以下、B：超过0.01％且为1.00％以下、Cr：0％～0.25％、Ti：0％～0.25％、Zr：0％～0.25％、V：0％～0.25％、Sn：0％～3.00％、Bi：0％～1.00％、In：0％～1.00％、Ca：0％～3.00％、Y：0％～0.50％、La：0％～0.50％、Ce：0％～0.50％、Sr：0％～0.50％、Si：0％～2.50％、P：0％～0.50％、Ni：0％～1.0％、Co：0％～0.25％、Nb：0％～0.25％、Cu：0％～1.00％、Mn：0％～0.25％、Li：0％～0.50％、Na：0％～0.05％、K：0％～0.05％、Ba：0％～0.25％、Ag：0％～1.00％、Mo：0％～0.25％、W：0％～0.25％、Fe：0％～5.00％、Sb：0％～0.50％、Pb：0％～0.50％、剩余部分：超过60.00％的Zn及杂质，在上述镀层中，以上述镀层的厚度方向的截面的扫描型电子显微镜视场中的面积率计，包含10％以上且低于60％的MgZn₂相、合计为10％以上且低于50％的Al相及Al-Zn相、10％以上的〔Al/MgZn₂/Zn的三元共晶组织〕、0.02％以上且低于3.00％的硼化物和剩余组织，上述硼化物为AlB₂、AlB₁₂、CrB₂、TiB₂、VB₂、ZrB₂中的1种或2种以上。

[3]根据[1]所述的镀覆钢材，其中，在上述镀层的平均化学组成中，Ca、Y、La、Ce、Sr中的1种或2种以上也可以为0.01质量％以上。

[4]根据[2]所述的镀覆钢材，其中，在上述镀层的平均化学组成中，Ca、Y、La、Ce、Sr中的1种或2种以上也可以为0.01质量％以上。

[5]根据[1]～[4]中任一项所述的镀覆钢材，其中，在上述镀层的厚度方向的截面中，当量圆直径为1～5μm的范围的硼化物的面积率相对于上述硼化物的面积率之比也可以为80％以上。

发明效果

根据本发明的上述方案，能够提供耐损伤性优异、损伤部的耐蚀性也优异的镀覆钢材。

具体实施方式

Zn-Al-Mg系的镀层与通常的Zn镀层相比耐蚀性更高。因此，据认为：如果提高具备Zn-Al-Mg系的镀层的镀覆钢材的耐损伤性，则能够实现耐损伤性以及损伤部的耐蚀性优异的镀覆钢板。于是，本发明的发明者们进行了深入研究，结果发现：通过使硼化物分散于镀层中，能够提高镀层的硬度，由此能够提高耐损伤性以及损伤部的耐蚀性。

本发明的镀覆钢材由于耐损伤性优异，因此即使是在与其他加工品、镀覆钢材等相接触的情况下，也难以在镀层中产生伤痕，此外，即使是在产生伤痕的情况下腐蚀也难以进展。因而，通过本发明的镀覆钢材而制造的钢结构物成为耐蚀性优异者。

以下，对本发明的一个实施方式的镀覆钢材(本实施方式的镀覆钢材)进行说明。

本实施方式的镀覆钢材具有钢材和配备于钢材的表面的镀层，镀层的平均化学组成以质量％计包含Al：超过5.0％且为30.0％以下、Mg：超过4.0％且为12.5％以下、B：超过0.01％且为1.00％以下、Cr：0％～0.25％、Ti：0％～0.25％、Zr：0％～0.25％、V：0％～0.25％、Sn：0％～3.00％、Bi：0％～1.00％、In：0％～1.00％、Ca：0％～3.00％、Y：0％～0.50％、La：0％～0.50％、Ce：0％～0.50％、Sr：0％～0.50％、Si：0％～2.50％、P：0％～0.50％、Ni：0％～1.0％、Co：0％～0.25％、Nb：0％～0.25％、Cu：0％～1.00％、Mn：0％～0.25％、Li：0％～0.50％、Na：0％～0.05％、K：0％～0.05％、Ba：0％～0.25％、Ag：0％～1.00％、Mo：0％～0.25％、W：0％～0.25％、Fe：0％～5.00％、Sb：0％～0.50％、Pb：0％～0.50％、剩余部分：超过60.00％的Zn及杂质，在镀层中，以镀层的厚度方向的截面的扫描型电子显微镜视场中的面积率计，包含10％以上且低于60％的MgZn₂相、10％以上且低于50％的Al-Zn相、10％以上的〔Al/MgZn₂/Zn的三元共晶组织〕、0.02％以上且低于3.00％的硼化物和剩余组织，硼化物为AlB₂、AlB₁₂、CrB₂、TiB₂、VB₂、ZrB₂中的1种或2种以上。

此外，本实施方式的镀覆钢材具有钢材和配备于钢材的表面的镀层，镀层的平均化学组成以质量％计包含Al：超过5.0％且为30.0％以下、Mg：超过4.0％且为12.5％以下、B：超过0.01％且为1.00％以下、Cr：0％～0.25％、Ti：0％～0.25％、Zr：0％～0.25％、V：0％～0.25％、Sn：0％～3.00％、Bi：0％～1.00％、In：0％～1.00％、Ca：0％～3.00％、Y：0％～0.50％、La：0％～0.50％、Ce：0％～0.50％、Sr：0％～0.50％、Si：0％～2.50％、P：0％～0.50％、Ni：0％～1.0％、Co：0％～0.25％、Nb：0％～0.25％、Cu：0％～1.00％、Mn：0％～0.25％、Li：0％～0.50％、Na：0％～0.05％、K：0％～0.05％、Ba：0％～0.25％、Ag：0％～1.00％、Mo：0％～0.25％、W：0％～0.25％、Fe：0％～5.00％、Sb：0％～0.50％、Pb：0％～0.50％、剩余部分：超过60.00％的Zn及杂质，在镀层中，以镀层的厚度方向的截面的扫描型电子显微镜视场中的面积率计，包含10％以上且低于60％的MgZn₂相、合计为10％以上且低于50％的Al相及Al-Zn相、10％以上的〔Al/MgZn₂/Zn的三元共晶组织〕、0.02％以上且低于3.00％的硼化物和剩余组织，硼化物为AlB₂、AlB₁₂、CrB₂、TiB₂、VB₂、ZrB₂中的1种或2种以上。

此外，镀层的平均化学组成中的Ca、Y、La、Ce、Sr中的1种或2种以上优选为0.01质量％以上。

进而，在镀层的厚度方向的截面中，当量圆直径为1～5μm的范围的硼化物的面积率相对于硼化物的面积率之比优选为80％以上。

在以下的说明中，平均化学组成的各元素的含量的“％”表述是指“质量％”。此外，使用“～”表示的数值范围是指包含“～”的前后所记载的数值作为下限值及上限值的范围。对“～”的前后所记载的数值标注有“超过”或“以下”的情况下的数值范围是指不包含这些数值作为下限值或上限值的范围。

所谓“耐损伤性”表示镀层自身中不易产生伤痕的性质。Zn系的镀层由于不如钢材那样硬，因此容易因其他构件与镀层的表面相接触而产生伤痕，但本实施方式的镀层由于硬度高，因此具有不易产生伤痕的性质。

所谓“耐蚀性”表示镀层自身的不易腐蚀的性质。Zn系的镀层由于对钢材具有替化防蚀作用，因此在钢材腐蚀之前镀层发生腐蚀而白锈化，在白锈化的镀层消失后，钢材腐蚀而产生红锈，这是镀覆钢材的腐蚀过程。

所谓“损伤部的耐蚀性”表示下述性质：即使是在因其他构件与镀层的表面相接触而产生损伤部，成为在该损伤部中镀层的一部分缺损的状态，镀层自身也难以腐蚀。

对于钢材的材质，没有特别限制。钢材例如可以应用一般钢、Al镇静钢、极低碳钢、高碳钢、各种高张力钢、一部分高合金钢(含有Ni、Cr等强化元素的钢等)等各种钢材。

此外，对于钢材，可以应用各种钢板、钢线材、钢线，对其尺寸没有特别限制。在钢材为钢板的情况下，只要是能够应用于通常的热浸镀锌工序即可。具体而言，在连续热浸镀锌生产线(CGL)等在熔融金属中进行浸渍而使其凝固的工序中能够应用的钢板与此相符合。作为钢板的尺寸，例如可以应用板厚为10mm以下、板宽为2000mm以下者，但钢板的尺寸并不限于此。

进而，对于钢材，也可以应用软钢线、硬钢线、弹簧钢、钢帘线、螺栓用钢、桥梁线缆用钢线材等。

更具体而言，例如可以应用JIS G 3131：2018、JIS G 3141：2021中规定的冷轧钢板、与所谓的SS材相对应的一般结构用轧制钢材中包含的钢材、热轧钢板中包含的所谓的一般钢、薄薄地镀覆有各种金属的JIS H 8641：2021、JIS G 3302：2022、JIS G 3303：2022、JIS G 3313：2021、JIS G 3314：2022、JIS G 3315：2022、JIS G 3317：2022、JIS G 3321：2022等预镀钢、JIS G 3136：2022中所示的Al镇静钢、极低碳钢、高碳钢、JIS G 3113：2018、JIS G 3134：2018、JIS G 3135：2018中记载的各种高张力钢、一部分高合金钢(含有Ni、Cr等耐蚀性强化元素的钢等)。

进而，在钢材的表面，也可以预先设置0.3～5g/m²的附着量的Ni镀层、Cr镀层或Mo镀层作为预镀层。通过使用具备这样的预镀层的钢材，能够抑制Al-Fe系界面合金层的生长，抑制粉化等的产生，并且还能够提高加工性。进而，也可以使用形成有Zn、Ni、Sn或它们的合金系等1μm以下的金属膜或合金膜的钢材。

此外，钢材对于钢材的制造方法、钢板的制造方法(热轧方法、酸洗方法、冷轧方法等)等条件，也没有特别限制。

接下来，对镀层进行说明。本实施方式的镀层包含Zn-Al-Mg系合金层。在Zn中加有Al、Mg等合金元素的Zn-Al-Mg系合金层相对于通常的Zn镀层，耐蚀性改善。例如，即使是通常的Zn镀层的一半程度的厚度，Zn-Al-Mg系合金层也具有与Zn镀层同等的耐蚀性。因此，本实施方式的镀层也具备与Zn镀层同等以上的耐蚀性。此外，在镀层中，也可以包含Al-Fe合金层。

Zn-Al-Mg系合金层由Zn-Al-Mg系合金形成。所谓Zn-Al-Mg系合金是指作为整体而言包含Zn、Al及Mg的合金。

Al-Fe合金层是位于钢材与Zn-Al-Mg合金层之间的界面合金层，与钢材的表面相接触。

即，本实施方式的镀层可以为Zn-Al-Mg合金层的单层结构，也可以为包含Zn-Al-Mg合金层和Al-Fe合金层的层叠结构。在层叠结构的情况下，Zn-Al-Mg合金层设定为构成镀层的表面的层为宜。但是，在镀层的最表面，以1μm以下左右的厚度形成有镀层构成元素的氧化被膜，但由于相对于镀层整体的厚度较薄，因此也可以从镀层的主体中忽略。

镀层整体的厚度优选设定为10～70μm。一般而言，镀层的厚度与耐蚀性存在相关关系，较厚者耐蚀性优异，对损伤也变强。另一方面，对于镀层的厚度，因镀浴的捞起而存在极限，而且为了较厚地附着镀层，需要大量的镀覆金属，还造成成本增高。因而，镀层的厚度优选设定为70μm以下。此外，如果镀层的厚度变得低于10μm，则耐蚀性降低，因此镀层为10μm以上为宜。

在镀层中包含Al-Fe合金层的情况下的Al-Fe合金层的厚度为数10nm～5μm前后。Al-Fe合金层将钢材与Zn-Al-Mg系合金层进行结合来提高镀层的耐剥离性。作为界面合金层的Al-Fe合金层的厚度可以通过镀覆钢材的制造时的镀浴温、在镀浴中的浸渍时间来任意地控制厚度。通常，界面合金层与上层的Zn-Al-Mg系合金层相比而成为1/10左右的厚度以下，因此对耐蚀性整体造成的影响小，形成具有该程度的厚度的Al-Fe合金层没有任何问题。

镀层整体的厚度由于被镀覆条件所左右，因此镀层整体的厚度并不限于10～70μm的范围。镀层整体的厚度在通常的热浸镀法中受到镀浴的粘性及比重的影响。而且，通过钢材(镀覆原板)的拉拔速度及擦拭的强弱来调整镀层整体的厚度。

Al-Fe合金层是形成于钢材表面(具体而言为钢材与Zn-Al-Mg合金层之间)、作为组织而言Al₅Fe相为主相的层。Al-Fe合金层通过基底金属(钢材)及镀浴的相互的原子扩散来形成。在使用热浸镀法作为制法的情况下，在含有Al元素的镀层中，容易形成Al-Fe合金层。由于在镀浴中含有一定浓度以上的Al，因此最多地形成Al₅Fe相。但是，原子扩散需要花费时间，而且在接近基底金属的部分中也有Fe浓度变高的部分。因此，Al-Fe合金层也有可能部分地少量包含AlFe相、Al₃Fe相、Al₅Fe₂相等。此外，由于在镀浴中也包含一定浓度的Zn，因此在Al-Fe合金层中也少量含有Zn。

当在镀层中含有Si的情况下，Si特别容易被摄入Al-Fe合金层中，有可能成为Al-Fe-Si金属间化合物相。作为被鉴定的金属间化合物相，有AlFeSi相，作为异构体，存在α、β、q1、q2-AlFeSi相等。因此，Al-Fe合金层有可能检测到这些AlFeSi相等。将包含这些AlFeSi相等的Al-Fe合金层也称为Al-Fe-Si合金层。

接下来，对镀层的平均化学组成进行说明。镀层整体的平均化学组成在镀层为Zn-Al-Mg合金层的单层结构的情况下，为Zn-Al-Mg合金层的平均化学组成。此外，在镀层为Al-Fe合金层及Zn-Al-Mg合金层的层叠结构的情况下，为Al-Fe合金层及Zn-Al-Mg合金层的合计的平均化学组成。

通常，在热浸镀法中，由于镀层的形成反应基本上在镀浴内完成，因此Zn-Al-Mg合金层的化学组成变得与镀浴大致同等。此外，在热浸镀法中，Al-Fe合金层在镀浴刚浸渍后瞬间形成并生长。然后，Al-Fe合金层在镀浴内完成形成反应，其厚度也大多相对于Zn-Al-Mg合金层而言充分小。因此，只要在镀覆后不进行加热合金化处理等特殊的热处理，则镀层整体的平均化学组成与Zn-Al-Mg合金层的化学组成实质上相等，可以忽略Al-Fe合金层等的成分。

Al：超过5.0％且为30.0％以下

Al是与Zn一起构成镀层的主体的元素。Al虽然替化防蚀作用小，但通过在镀层中含有Al，从而平面部耐蚀性提高。此外，如果不存在Al，则无法将Mg在镀浴中稳定地保持，因此作为制造上不可或缺的元素而被含有于镀浴中。

将Al含量设定为超过5.0％是由于：超过5.0％是为了大量地含有后述的Mg所需的含量、或为了确保一定程度的耐蚀性所需的含量。如果为该含量以下，则作为镀浴的建浴是困难的，进而确保耐蚀性变得困难。此外，将Al含量设定为30.0％以下是由于：Al对钢材的替化防蚀作用弱，如果成为其以上的含量，则变得无法充分得到替化防蚀性。Al含量也可以为8.0％～25.0％，也可以为10.0％～22.5％，也可以为12.5％～20.0％。

Mg：超过4.0％且为12.5％以下

Mg是具有替化防蚀效果、提高镀层的耐蚀性的元素。通过含有一定以上的Mg，从而在镀层中形成MgZn₂相。镀层中的Mg含量越高，则越更多地形成MgZn₂相。已知MgZn₂相采取被称为拉弗斯相(Laves相)的结构，由于其硬度高，因此耐损伤性提高。

将Mg含量设定为超过4.0％是由于：超过4.0％是即使是在损伤部也发挥耐蚀性所需的浓度，为4.0％以下时，得不到充分的耐蚀性。此外，还由于：在镀层中不会充分形成MgZn₂相，镀层自身的耐损伤性也变低。另一方面，如果Mg含量变得过量，则镀层的制造变得困难，因此该Mg含量为12.5％以下。更优选的Mg含量为5.0％～12.5％，也可以为6.0％～10.0％，也可以为6.0％～8.0％。

B：超过0.01％且为1.00％以下

B(硼)是形成以AlB₂、AlB₁₂、或下述的元素组A与B(硼)的化合物即AB₂为代表的硼化物的元素。B由于在熔融状态的Zn或Al中的溶解度比较不高，因此溶解限以上的B作为硼化物存在于镀浴中。当在纯Zn浴或纯Al浴中添加了B的情况下，浴中的硼化物由于与镀浴的比重差而沉降或浮上，因此难以向镀层中添加硼化物。另一方面，在本实施方式的Zn-Al-Mg浴的情况下，镀浴与硼化物的比重差变小，因此能够使镀层中含有大量的硼化物。硼化物的硬度高，通过被包含于镀层中来提高镀层的硬度，因此耐损伤性提高，损伤部的耐蚀性也提高。B含量为0.01％以下时，耐损伤性的提高效果不充分。此外，如果B含量超过1.00％，则大量的渣滓产生、未镀覆频发。因此，B含量为超过0.01％且为1.00％以下。B含量也可以为0.02％～0.80％，也可以为0.05％～0.60％，也可以为0.10％～0.40％。

此外，本实施方式的镀层也可以含有下述的元素组A～元素组F中的1种或2种以上的元素，也可以不含有。

元素组A

Cr：0％～0.25％

Ti：0％～0.25％

Zr：0％～0.25％

V：0％～0.25％

元素组A的元素如果与B一起被含有，则形成以CrB₂、TiB₂、ZrB₂、VB₂为代表的硼化物。这些硼化物由于硬度为600Hv以上而非常硬，因此通过这些硼化物在镀层中分散地存在，从而具有镀层的平均硬度上升、耐损伤性提高的效果。此外，这些硼化物通过其电位来促进镀层的溶出，因此在因伤痕的产生而使钢材从镀层露出的情况下，变成将该部位迅速地用腐蚀生成物进行覆盖，因此使损伤部耐蚀性提高。如果元素组A的元素的合计为0.01％以上，则发挥上述的效果，损伤部耐蚀性变得良好。另一方面，这些元素的含量存在上限。如果超过上限，则渣滓等的附着变多。因此，Cr、Ti、Zr、V分别设定为0％～0.25％。优选设定为超过0％且为0.25％以下，更优选设定为0.01％～0.25％以下。

元素组B

Sn：0％～3.00％

Bi：0％～1.00％

In：0％～1.00％

元素组B的元素具有提高镀层的替化防蚀性的作用。但是，与Zn相比存在与Mg的结合强的倾向，如果这些元素组B的元素与Mg结合，则Mg的含有效果变小，因此元素组B的元素的含量存在上限。如果超过上限，则渣滓等的附着变多，存在耐蚀性也全部恶化的倾向。因此，Sn设定为0％～3.00％，更优选设定为超过0％且为3.00％以下。Bi设定为0％～1.00％，更优选设定为超过0％且为1.00％以下。In设定为0％～1.00％，更优选设定为超过0％且为1.00％以下。

元素组C

Ca：0％～3.00％

Y：0％～0.50％

La：0％～0.50％

Ce：0％～0.50％

Sr：0％～0.50％

作为元素组C的Ca、Y、La、Ce、Sr由于在大气中容易氧化，因此如果存在于镀浴中，则在浴表面形成致密的氧化被膜，具有防止Mg的氧化的效果。通过该效果，从而镀层中的Mg浓度稳定，使目标组成的镀层的制造变得容易。为了适宜地发挥这样的效果，将这些元素的含量设定为超过0％，更优选设定为0.01％以上。此外，在含有0.01％以上的Ca的情况下，变得容易形成Al-Ca-Si系或Ca-Al-Zn系的化合物。这些化合物的硬度高，使耐损伤性提高。就Y、La、Ce、Sr而言，也形成同样的化合物(Ca置换体)，具有相同的效果。但是，各个元素的含量存在上限，如果超过含量的上限，则存在镀浴的建浴变得困难的倾向。此外，渣滓等的附着变多，耐蚀性也存在恶化的倾向。因而，Ca设定为0％～3.00％，优选设定为0.01％～2.00％，更优选设定为0.01％～1.00％。此外，Y、La、Ce、Sr分别设定为0％～0.50％，优选设定为超过0％且为0.50％以下，更优选设定为0.01％～0.50％。

元素组D

Si：0％～2.50％

P：0％～0.50％

作为元素组D的Si及P是属于半金属的元素。这些元素也一般在镀层中形成包含Zn、Al的金属间化合物。各个元素的含量存在上限，如果超过含量的上限，则渣滓等的附着变多，存在耐蚀性也全部恶化的倾向。因而，Si设定为0％～2.50％，优选设定为超过0％且为2.50％以下。P设定为0％～0.50％，优选设定为超过0％且为0.50％以下。

元素组E

Ni：0％～1.0％

Co：0％～0.25％

Nb：0％～0.25％

Cu：0％～1.00％

Mn：0％～0.25％

Li：0％～0.50％

Na：0％～0.05％

K：0％～0.05％

Ba：0％～0.25％

Ag：0％～1.00％

Mo：0％～0.25％

W：0％～0.25％

Fe：0％～5.00％

作为元素组E的Ni、Co、Nb、Cu、Mn、Li、Na、K、Ba、Ag、Mo、W及Fe为金属元素，通过这些元素被摄入镀层中，从而形成置换固溶体、新的高熔点的金属间化合物。由此，虽然镀层与硬度上升有关，但其改善效果小，特别是在存在元素组A中的至少1种以上的元素的情况下，无法确认到明显的效果。元素组E的元素的含量存在上限，如果超过含量的上限，则存在渣滓等的附着变多的倾向。因此，Ni设定为0％～1.0％，优选设定为超过0％且为1.0％以下。Cu、Ag设定为0％～1.00％，优选设定为超过0％且为1.00％以下。Co、Nb、Mn、Ba、Mo、W分别设定为0％～0.25％，优选设定为超过0％且为0.25％以下。Li设定为0％～0.50％，优选设定为超过0％且为0.50％以下。Na、K设定为0％～0.05％，优选设定为超过0％且为0.05％以下。

此外，Fe有可能不可避免地被含有于镀层中。这是因为在镀覆制造时有可能从基底金属扩散到镀层中。因而，Fe含量为0％～5.00％，也可以为超过0％且为5.00％以下。此外，Fe也可以为2.00％以下，也可以为1.00％以下，也可以为0.50％以下。

元素组F

Sb：0％～0.50％

Pb：0％～0.50％

作为元素组F的Sb及Pb是性质与Zn相似的元素。因此，通过含有这些元素，虽然基本上不会发挥特殊的效果，但具有在镀层的外观上变得容易形成锌花花纹等效果。但是，如果过量地含有它们，则有可能耐蚀性降低。因此，Sb及Pb分别设定为0％～0.50％，优选设定为超过0％且为0.50％以下。

剩余部分：超过60.00％的Zn及杂质

Zn为低熔点的金属，在钢材上成为镀层的主相而存在。Zn是为了确保耐蚀性、获得对钢材的替化防蚀作用所需的元素。Zn含量没有特别限制，但如果Zn含量为60.00％以下，则Zn-Al-Mg合金层的金属组织的主体成为Al相，表现出替化防蚀性的Zn相不足。因而，Zn含量优选超过60.00％。更优选Zn含量为70.00％以上。Zn含量的上限是成为除Zn以外的元素及杂质以外的剩余部分的量。

杂质是指原材料中所含的成分、或在制造的工序中混入的成分，是并非有意含有的成分。例如，在镀层中，通过钢材(基底金属)与镀浴的相互的原子扩散，从而有可能也微量混入Fe以外的成分作为杂质。

对于镀层的平均化学组成的鉴定，用含有抑制基底金属(钢材)腐蚀的抑制剂的酸将镀层进行剥离溶解来得到酸溶液。接着，通过对所得到的酸溶液利用ICP发光分光分析法或ICP-MS法进行测定，能够得到化学组成(平均化学组成)。酸种只要是能够溶解镀层的酸即可，没有特别限制。如果测定剥离前后的面积和重量，则还能够同时获得镀层附着量(g/m²)。

接下来，对镀层的组织形态进行说明。

镀层中含有的相所占的比例及其大小对镀层的耐损伤性产生较大影响。即使是相同成分组成的镀层，根据制法不同，其金属组织中所含的相或组织也发生变化，性质变得不同。镀层的金属组织的确认可以通过带能量色散型X射线分析装置的扫描型电子显微镜(SEM-EDS)来容易地进行确认。在经镜面精加工的镀层的任意的垂直截面(厚度方向)中，例如通过获得反射电子图像，能够确认镀层的大概的金属组织的状态。本实施方式的镀层的厚度由于为10～70μm左右，因此在SEM中，优选以500～5000倍的视场来确认其金属组织。例如，在对厚度为25μm的镀层以2000倍的倍率进行确认的情况下，能够确认每一视场为25μm(镀覆厚度)×40μm(SEM视场宽度)＝1000μm²的区域的镀层的截面。在本实施方式中，按照针对镀层的SEM的视场不会成为局部视场的观察的方式，对合计为10000μm²以上的视场中的金属组织进行观察，确定构成镀层的金属组织的相或组织的面积率、尺寸。如果是每一视场为25μm(镀覆厚度)×40μm(SEM视场宽度)＝1000μm²的区域的观察，则为了获得镀层的平均信息，只要从任意截面中选择10个视场来作为平均信息即可。

利用SEM而得到的反射电子图像在能够简单地判别镀层中所含的相或组织的方面是优选的。由于Al那样的原子序号小的元素被较黑地造影，像Zn那样原子序号大的元素较白地被拍摄，因此能够简单地读取这些组织的比例。

为了确认各个相，在EDS分析中，精确地确认相的组成，由元素映射(mapping)等来读取大致同等的成分相以确定相即可。可以使用EDS分析者通过进行元素映射，能够判别大致相同组成的相。如果能够确定大致相同组成的相，则能够获知观察视场中的其结晶相的面积。如果把握面积，则通过计算来求出当量圆直径，由此能够算出平均晶体粒径。

此外，能够求出观察视场中的各相的面积比例。特定的相在镀层中所占的面积率变得相当于该相在镀层中的体积率。

在本实施方式的镀层中，包含MgZn₂相、Al-Zn相、〔Al/MgZn₂/Zn的三元共晶组织〕和硼化物。此外，在镀层中也可以包含Al相。进而，也可以包含剩余组织。

MgZn₂相

本实施方式的MgZn₂相是在镀层中Mg成为16质量％(±5％)、Zn成为84质量％(±5％)的区域。MgZn₂相可以通过EDS分析来判断，但由于大多情况下在SEM的反射电子图像中会以Al与Zn的中间色的灰色被拍摄到，因此在SEM的反射电子图像中，MgZn₂相也能够与Al-Zn相、Al相、〔Al/MgZn₂/Zn的三元共晶组织〕等明确地进行区别。

MgZn₂相由于其自身的硬度高，因此镀层的硬度与镀层中的MgZn₂相所占的比例成比例地上升。因此，从耐损伤性的观点出发，MgZn₂相越多越优选，但另一方面，由于MgZn₂相越多则耐损伤性以外的加工性、替化防蚀性越降低，因此MgZn₂相的面积率存在上限。因此，镀层中的MgZn₂相的面积率需要为10％以上且低于60％。

Al相

在本实施方式的镀层中，可以含有Al相，也可以不含有。Al相是在镀层中Al含有率超过40质量％的区域。在该Al相中，也可以包含Zn，但Zn含有率低于60质量％。Al相可以通过EDS分析来判断，但在SEM的反射电子图像中也能够与其他的相、组织明确地进行区别。即，Al相大多情况下在SEM的反射电子图像中被最黑地显示。

在本实施方式中Al相采取在任意截面中作为块状或圆形及扁平形等树状的截面而出现的情况等各种形态。在本实施方式中，〔Al/MgZn₂/Zn的三元共晶组织〕中所含的Al不包含在Al相中。

Al-Zn相

本实施方式中的Al-Zn相是包含60质量％以上的Zn和Al的相。Al-Zn相是粒径为1μm左右的微细的Zn相(以下称为微细Zn相)与粒径为1μm以下的微细的Al相(以下称为微细Al相)的集合体。在熔融状态的镀层中，Al变得具有与室温时的晶体结构不同的结构，变得能够固溶大量Zn相，作为含有50％左右的Zn相的高温稳定相而存在。另一方面，在室温下，在该高温稳定相中Zn相的含量极端减少，Al与Zn平衡分离而成为作为包含微细Al相及微细Zn相的Al-Zn相而存在。即，Al-Zn相是以超过60质量％且为85质量％以下的比例含有微细Zn相的相。该Al-Zn相由于性质与镀层中所含的Al相、包含超过85质量％的Zn的块状的Zn相都不同，因此在反射电子SEM图像、广角X射线衍射上被区别。据认为：在广角X射线衍射上，例如，作为Al_0.403Zn_0.597(JCODF#00-052-0856)、Al_0.71Zn_0.29(PDF#00-019-0057)等而具有固有的衍射峰。因此，在本实施方式中，将Al成分为15质量％～40质量％、Zn成分为60质量％～85质量％的相作为Al-Zn相。通过将Al-Zn相的区域以闭空间进行包围，还能够定义Al-Zn相的晶体尺寸。

Al-Zn相由于为比较软质的相，因此在组织中所占的面积率低时，耐损伤性提高。另一方面，为了确保加工性，Al-Zn相需要为一定以上，因此Al-Zn相的面积率需要为10％以上且低于50％。

此外，当在镀层中含有Al-Zn相及Al相这两者的情况下，Al相也由于为比较软质的相，因此在组织中所占的面积率低时，耐损伤性提高。另一方面，为了确保加工性，Al相及Al-Zn相(有时汇总称为含Al相)需要为一定以上。因此，Al相与Al-Zn相的合计的面积率需要为10％以上且低于50％。

〔Al/MgZn₂/Zn的三元共晶组织〕

〔Al/MgZn₂/Zn的三元共晶组织〕是包含Al相、MgZn₂相及Zn相的共晶组织，在反射电子SEM图像中，与作为镀层的主相而包含的MgZn₂相、上述的Al相明确地被区别。具体而言，如果是以Zn相作为构成要素的片层组织，则可以判断为三元共晶组织。

如果〔Al/MgZn₂/Zn的三元共晶组织〕的面积率变得低于10面积％，则伴随面积率的减少而三元共晶组织中的Zn相变少，镀层的替化防蚀性降低，变得无法维持损伤部的耐蚀性。因此，〔Al/MgZn₂/Zn的三元共晶组织〕的面积率需要设定为10面积％以上。即，通过使包含Zn相的〔Al/MgZn₂/Zn的三元共晶组织〕以一定程度存在，从而确保替化防蚀性来提高耐蚀性。对〔Al/MgZn₂/Zn的三元共晶组织〕的面积率的上限没有特别限制，但也可以设定为75面积％以下，也可以设定为70面积％以下，也可以设定为65面积％以下。

硼化物

在本实施方式中，镀层中的硼化物的形态包含AlB₂、CrB₂、TiB₂、ZrB₂、VB₂中的任一种或两种以上。

AlB₂以外的硼化物由于密度显示出与镀浴大致相同程度的值，因此以镀浴的溶解限以上被添加的B能够在不会向镀浴锅底沉降或作为顶渣被过度排出的情况下被含有于镀层中。硼化物的硬度高达600Hv，通过在镀层中被分散地含有，从而使镀层的硬度上升。其结果是，镀层的耐损伤性提高。

此外，当在镀层中有损伤的情况下，通过硼化物与其他镀层组织的电位差，从而被暴露于腐蚀因子中的硼化物的周围优先发生腐蚀，变得形成绝缘性的腐蚀生成物。在腐蚀生成物形成于硼化物的周围的阶段，优先的腐蚀停止，但通过此时流出的腐蚀生成物，使得伤痕被迅速地覆盖，因此损伤部的耐蚀性提高。

为了由硼化物带来的耐损伤性提高，需要将镀层中的硼化物的面积率设定为0.02面积％以上且低于3.00面积％。硼化物的面积率低于0.02面积％时，镀层的硬度不会充分提高，耐损伤性变得不充分。如果硼化物的面积率成为3.00面积％以上，则有可能在镀层中大量地含有粗大的硼化物，使镀层的耐蚀性降低。本实施方式的硼化物为AlB₂、CrB₂、TiB₂、ZrB₂、VB₂，但根据镀层的平均化学组成，有可能不是包含AlB₂、CrB₂、TiB₂、ZrB₂、VB₂的全部，而是包含一部分。硼化物的面积率设定为在对镀层的厚度方向的截面进行观察的情况下所检测到的全部硼化物的合计面积率。

对于硼化物的当量圆直径没有特别限制，但粗大的硼化物由于可成为腐蚀的路径，因此有可能使镀层的耐蚀性降低。因此，硼化物的当量圆直径优选在1～5μm的范围内。为了兼顾耐损伤性和耐蚀性，镀层中的当量圆直径为1～5μm的硼化物的面积率相对于全部硼化物的面积率优选为80％以上。

硼化物的面积率通过以下的方法来求出。

通过下述方式进行计算：利用SEM-EDS，对多个视场的合计为10000μm²的视场中的镀层进行映射，将作为B浓度而言以半定量值计成为1质量％以上的相确定为硼化物，导出合计的硼化物相的面积相对于观察视场面积的比例。

在硼化物的观察时，优选的是，对镀层的厚度方向整体进行观察，作为厚度方向为前提的平均面积率。

以上的相、组织及硼化物构成镀层的主相，这些相、组织及硼化物的合计面积率成为90％以上。另一方面，有可能通过在镀层中含有Zn、Mg及Al以外的元素而形成其他的金属相。例如，Si形成Mg₂Si相等，Ca形成Al-Zn-Ca相等。作为这种剩余组织的代表性构成物，包含Mg₂Si相、AlZnCa相、AlCaSi相等。在它们中，虽然对焊接性、耐蚀性提高具有效果，但其影响并不显著。根据镀层的平均化学组成，将这些剩余组织的含有比例设定为合计超过10面积％是困难的，因此剩余组织的比例成为10面积％以下。剩余组织的下限也可以为0面积％。

接下来，对通过热浸镀法来制造本实施方式的镀覆钢材的情况进行说明。本实施方式的镀覆钢材可以通过浸渍式的镀覆法(间歇式)、连续式的镀覆法中的任一者来进行制造。

成为镀覆对象的钢材的大小、形状、表面形态等没有特别制约。即使是通常的钢材、高张力钢、不锈钢等，只要是钢材，则也能够应用。最优选一般结构用钢的钢带。也可以事先利用喷丸、磨削刷等进行表面精加工，使表面附着Ni、Fe、Zn、Sn镀层等3g/m²以下的金属膜或合金膜后进行镀覆也没有问题。此外，作为钢材的事先处理，优选通过脱脂、酸洗将钢材充分地进行洗涤。

利用H₂等还原性气体将钢材表面充分地加热及还原后，使钢材浸渍于被调合为规定成分的镀浴中。关于高张力钢等，一般还会将退火时的气氛进行加湿，利用内部氧化法等对高Si、Mn钢等确保镀覆密合性，通过进行这样的处理，能够将未镀覆、外观不良少的镀覆钢材与通常一般钢材同样地进行镀覆。这样的钢材在基底金属侧被观察到晶粒系的微细的钢材表面、内部氧化被膜层，但对本发明的性能不造成影响。

在热浸镀法的情况下，镀层的成分可以通过所建浴的镀浴的成分来对其进行控制。镀浴的建浴通过将纯金属以规定量混合，例如通过不活泼气氛下的熔化法来制作镀浴成分的合金。

通过将表面被还原的钢材浸渍于维持在规定浓度的镀浴中，从而形成与镀浴大致同等成分的镀层。在浸渍时间长时间化、直至凝固完成为止花费长时间的情况下，界面合金层的形成变得活跃，因此也有可能Fe浓度变高，但在500℃以下时，与镀层的反应急速变慢，因此镀层中含有的Fe浓度通常收敛在5.00％以下。

为了形成热浸镀层，优选将镀浴保温在450℃～550℃。然后，优选将还原后的钢材浸渍数秒钟。在还原后的钢材表面，有可能Fe扩散至镀浴中，与镀浴反应而在镀层与钢材界面形成界面合金层(主要是Al-Fe系的金属间化合物层)。在形成界面合金层的情况下，界面合金层的下方的钢材与上方的镀层在金属化学上被更牢固地结合。

将钢材在镀浴中浸渍规定时间后，将钢材从镀浴中捞起，在附着于表面的金属处于熔融状态时通过进行N₂擦拭，由此将镀层调整为规定的厚度。镀层的厚度优选调整为10～70μm。如果换算成镀层的附着量，则成为40～450g/m²(单面)。

在调整镀层的附着量之后，使所附着的熔融金属凝固。镀覆凝固时的冷却手段可以通过吹附氮、空气或氢及氦混合气体来进行，也可以为雾气冷却，也可以为水没。优选为雾气冷却，优选为使氮中包含水的雾气冷却。冷却速度可以通过水的含有比例来调整。

在本实施方式中，在以通常的操作条件的镀覆凝固条件、例如在镀浴温至150℃之间以5～20℃/秒的平均冷却速度进行冷却的情况下，有可能无法控制组织，因此有可能不满足规定的性能。因此，以下，对能够获得本实施方式的镀层的冷却工序进行说明。

浴温～400℃之间的平均冷却速度：10℃/秒以上、优选40℃/秒以上

在浴温～400℃的温度区域中，从硼化物作为初晶进行析出的方面出发，将浴温～400℃之间的平均冷却速度设定为10℃/秒以上。

但是，如果使该温度区域中的平均冷却速度更快，则硼化物微细化，变得容易将硼化物在镀层中均匀地分散。因此，可预料耐损伤性更进一步提高。因此，为了防止冷却过程中的硼化合物的粗大化，该区域快速地进行冷却为宜，更优选将平均冷却速度设定为40℃/秒以上。

400℃～300℃之间的平均冷却速度：40℃/秒以上

在400℃～300℃的温度区域中，引起Al相从液相中的析出、Zn-Al-MgZn₂相的三元共晶反应，其结果是，液相消失而镀层完全凝固。如果该温度区域的平均冷却速度慢，则有可能硼化物不会均匀地分散于镀层中，变得得不到耐损伤性的提高。

此外，在400℃～300℃的温度区域中，Al相变化为作为高温稳定相的Al-Zn相，即在析出的Al相中，作为〔Al/MgZn₂/Zn的三元共晶组织〕而形成的Zn相被吸收，〔Al/MgZn₂/Zn的三元共晶组织〕减少。因此，至少需要将平均冷却速度设定为40℃/秒以上。更优选平均冷却速度为50℃/秒以上。

300℃～150℃之间的平均冷却速度：10℃/秒以下

在300℃～150℃之间的温度区域中，Al-Zn相分离成微细Al相和微细Zn相。通过像这样相进行分离，从而不耐损伤的Al-Zn相减少。因而，该温度区域优选缓慢地进行冷却。如果300～150℃之间的平均冷却速度成为10℃/秒以下，则Al-Zn相进行分离。因此，需要将300℃～150℃之间的平均冷却速度设定为10℃/秒以下。

150℃以下的温度区域

在凝固过程中150℃以下的温度区域的冷却速度由于不会对镀层内的构成相造成影响，因此没有必要限定冷却条件，也可以为自然放冷。

在镀层的冷却后，也可以进行各种化学转化处理、涂装处理。此外，为了进一步提高防蚀性，也可以在焊接部、加工部等处实施修补用修正涂布、喷镀处理等。

本实施方式的镀覆钢材也可以在镀层上形成皮膜。皮膜可以形成1层或2层以上。作为镀层正上方的皮膜的种类，例如可列举出铬酸盐皮膜、磷酸盐皮膜、无铬酸盐皮膜。用于形成这些皮膜的铬酸盐处理、磷酸盐处理、无铬酸盐处理可以通过已知的方法来进行。但是，铬酸盐处理的大部分有可能在镀层表面使焊接性恶化，因此为了充分地发挥出镀层中的焊接性改善效果，其厚度优选设定为1μm以下。

对于铬酸盐处理，有下述铬酸盐处理：通过电解来形成铬酸盐皮膜的电解铬酸盐处理；利用与原材料的反应来形成皮膜之后将多余的处理液冲洗掉的反应型铬酸盐处理；将处理液涂布于被涂物上并在不水洗的情况下进行干燥来形成皮膜的涂布型铬酸盐处理。可以采用任一处理。

作为电解铬酸盐处理，可例示出使用铬酸、硅溶胶、树脂(磷酸、丙烯酸树脂、乙烯酯树脂、乙酸乙烯酯丙烯酸乳液、羧基化苯乙烯丁二烯胶乳、二异丙醇胺改性环氧树脂等)及硬质二氧化硅的电解铬酸盐处理。

作为磷酸盐处理，例如可例示出磷酸锌处理、磷酸锌钙处理、磷酸锰处理。

无铬酸盐处理特别是对环境没有负荷，是优选的。对于无铬酸盐处理，有下述无铬酸盐处理：通过电解来形成无铬酸盐皮膜的电解型无铬酸盐处理；利用与原材料的反应来形成皮膜之后将多余的处理液冲洗掉的反应型无铬酸盐处理；将处理液涂布于被涂物上并在不水洗的情况下进行干燥来形成皮膜的涂布型无铬酸盐处理。可以采用任一处理。

进而，在镀层正上方的皮膜上，也可以具有1层或2层以上的有机树脂皮膜。作为有机树脂，并不限于特定的种类，例如可列举出聚酯树脂、聚氨酯树脂、环氧树脂、丙烯酸树脂、聚烯烃树脂或这些树脂的改性体等。这里所谓改性体是指使这些树脂的结构中所含的反应性官能团与在结构中包含可与该官能团反应的官能团的其他化合物(单体、交联剂等)发生反应而得到的树脂。

作为这样的有机树脂，可以将1种或2种以上的有机树脂(未改性的树脂)混合使用，也可以在至少1种有机树脂的存在下将通过将至少1种其他的有机树脂进行改性而得到的有机树脂混合使用1种或2种以上。此外，也可以在有机树脂皮膜中包含任意的着色颜料、防锈颜料。也可以使用通过溶解或分散于水中而进行水系化的树脂。

本实施方式的镀覆钢材的耐损伤性及损伤部耐蚀性如以下那样来进行评价。

<耐损伤性>

按照镀层附着量(厚度)在每单面成为30μm的方式进行调整，制作70×150mm的尺寸的镀覆钢板，使用自动划格试验机，从镀层的表面形成切口(划格)。具体而言，使用NT美工刀的刃，在划格试验机的载荷条件为400gf下在镀层表面形成切口。之后，对划格部进行截面观察。如果是通过切口的前端到达至钢材而使钢材被暴露的状态，则耐蚀性显著降低。另一方面，如果切口停留于镀层内，则可以说不会引起耐蚀性的降低，耐损伤性良好。

<损伤部耐蚀性>

与上述同样地操作，制作70×150mm的尺寸的镀覆钢材，使用自动划格试验机，从镀层的表面形成切口(划格)。具体而言，使用NT美工刀的刃，在划格试验机的载荷条件为400gf下在镀层表面形成切口，制作试验片。试验片投入腐蚀试验机中，利用JASO M609法来实施复合循环试验，确认切口线处的红锈产生状况。对相对于切口线的全长产生了10％以上的长度的红锈的时刻的循环数进行评价。越是在少的循环数时产生了10％以上的长度的红锈的情况，意味着损伤部耐蚀性越低。

如以上说明的那样，本实施方式的镀覆钢材成为耐损伤性及损伤部的耐蚀性优异、进而镀层的外观也优异者。

实施例

镀覆钢材的原板设定为从厚度为0.8mm的冷轧钢板中以180mm×100mm的尺寸切出的原板。都为SS400(一般钢)。使用间歇式热浸镀模拟装置(RHESCA公司制)，在钢板的一部分上安装K热电偶，在包含5％的H₂的N₂的还原气氛中，在800℃下进行退火而将钢板表面充分地还原，然后在镀浴中浸渍3秒钟，之后捞起，通过N₂气擦拭使镀覆厚度在每单面成为30μm(±1μm)。原板的表面及背面的镀覆厚度相同。从镀浴中捞起后，以下述A～E的冷却条件进行冷却，制造镀覆钢材。

条件A：将钢材从镀浴中捞起后，将浴温～400℃之间的平均冷却速度设定为40℃/秒，将400℃～300℃之间的平均冷却速度设定为50℃/秒，将300℃～150℃之间的平均冷却速度设定为10℃/秒。

条件B(比较条件)：将钢材从镀浴中捞起后，将浴温～150℃之间的平均冷却速度一直设定为50℃/秒(比较条件)。

条件C(比较条件)：将钢材从镀浴中捞起后，将浴温～150℃之间的平均冷却速度一直设定为20℃/秒(比较条件)。

条件D(比较条件)：将钢材从镀浴中捞起后，将浴温～150℃之间的平均冷却速度一直设定为10℃/秒(比较条件)。

条件E：将钢材从镀浴中捞起后，将浴温～400℃之间的平均冷却速度设定为10℃/秒，将400℃～300℃之间的平均冷却速度设定为50℃/秒，将300℃～150℃之间的平均冷却速度设定为10℃/秒。

镀层的平均化学组成如下那样操作来测定。用含有抑制基底金属(钢材)腐蚀的抑制剂的酸将镀层进行剥离溶解来得到酸溶液。接着，通过对所得到的酸溶液利用ICP发光分光分析法或ICP-MS法进行测定，得到镀层的平均化学组成。将结果示于表1A～表4B中。

镀层中的相、组织(MgZn₂相、Al相、Al-Zn相、〔Al/MgZn₂/Zn的三元共晶组织〕、硼化物、剩余组织)的面积率的测定方法如上所述，使与钢材的表面垂直的镀层的厚度方向的截面露出，以500～5000倍的视场来确认其金属组织。具体而言，按照镀层的厚度的整体被包含于视场中的方式，对多个视场的合计为10000μm²的视场中的金属组织进行观察，确定构成镀层的金属组织的相或组织的面积率。为了确认各个相，在EDS分析中，精确地确认相的组成，由元素映射等来读取大致同等的成分相以确定相。通过进行元素映射，能够判别大致相同组成的相。

表中的硼化物的面积率的测定对象的硼化物为AlB₂、CrB₂、TiB₂、ZrB₂、VB₂。根据镀层的平均化学组成，有可能不是包含AlB₂、CrB₂、TiB₂、ZrB₂、VB₂的全部，而是包含一部分。因此，硼化物的面积率为在对镀层的厚度方向的截面进行观察的情况下所检测到的全部硼化物的合计面积率。

(耐损伤性评价)

为了模拟在镀覆钢材的表面所产生的伤痕，使用自动划格试验机，从镀层的表面形成切口线。具体而言，使用NT美工刀的刃，在划格试验机(安田精机No.551-AUTO-1)的载荷最大的条件为400gf下，以2mm间距按照长度成为20mm的方式在镀层表面平行地形成11条切口线。

将形成有切口线的镀覆钢材在切口线的中央部按照与切口线成为垂直的方式进行切断后，埋入树脂中。接着，将树脂进行研磨来制备能够观察截面的样品。通过使用光学显微镜对截面进行观察来测定距离镀层表面的切口深度。

对每一个试验例将以上的工序实施10次，通过切口的最大深度来评价耐损伤性。耐损伤性的评价设定为下述那样。将“B”设定为不合格，将“A”、“AA”、“S”设定为合格。

“B”：切口的最大深度为30μm以上的情况。

“A”：切口的最大深度为20μm以上且低于30μm的情况。

“AA”：切口的最大深度为10μm以上且低于20μm的情况。

“S”：切口的最大深度低于10μm的情况。

(损伤部耐蚀性评价)

与耐损伤性评价同样地操作，在镀层的表面设置切口线。接着，将形成有切口线的供试材按照包含切口线部的方式切出50×100mm，实施JASO M609的复合循环试验，确认切口线处的红锈产生状况。以切口线的长度中的产生了10％以上的长度的红锈的时刻的循环数进行评价。越是在少的循环数时产生了10％以上的长度的红锈的情况，意味着损伤部耐蚀性越低。耐蚀性的评价设定为下述那样。将“B”设定为不合格，将“A”、“AA”、“AAA”及“S”设定为合格。

“B”：在低于150个循环时观察到红锈产生的情况。

“A”：在150个循环时产生了红锈的情况。

“AA”：在210个循环时产生了红锈的情况。

“AAA”：在270个循环时产生了红锈的情况。

“S”：在270个循环时没有产生红锈的情况。

如表1A～表5B中所示的那样，比较例1的Al含量及Mg含量不足，而且B含量为0％。此外，在镀层中不含硼化物，MgZn₂相的面积率降低。由此，耐损伤性及损伤部的耐蚀性降低。

比较例2的Al含量及Mg含量不足，而且B含量为0％。此外，在镀层中不含硼化物，MgZn₂相的面积率降低。由此，耐损伤性及损伤部的耐蚀性降低。

比较例3的B含量不足。此外，制造条件脱离了优选的范围。此外，镀层中的硼化物的面积率不足。由此，耐损伤性及损伤部的耐蚀性降低。

比较例26的Mg含量不足。此外，MgZn₂相的面积率降低。由此，耐损伤性及损伤部的耐蚀性降低。

比较例29的Sn含量过量。由此，损伤部的耐蚀性降低。

比较例31的B含量及Bi含量脱离了本发明范围。此外，镀层中的硼化物的面积率不足。由此，耐损伤性及损伤部的耐蚀性降低。

比较例32的B含量脱离了本发明范围。此外，镀层中的硼化物的面积率不足。由此，耐损伤性及损伤部的耐蚀性降低。

比较例34的In含量脱离了本发明范围。此外，制造条件脱离了优选的范围。此外，Al相与Al-Zn相的合计面积率脱离了本发明范围。由此，耐损伤性及损伤部的耐蚀性降低。

比较例38的La含量及Ce含量脱离了本发明范围。此外，制造条件脱离了优选的范围。由此，损伤部的耐蚀性降低。

比较例41、42由于B含量过量，因此在镀浴中大量产生渣滓，镀层的外观大幅恶化。因此，是在工业上的利用中难以用于各种用途的状态。

比较例46的B含量及P含量脱离了本发明范围。此外，镀层中的硼化物的面积率不足。由此，耐损伤性及损伤部的耐蚀性降低。

比较例49的Ca含量脱离了本发明范围。此外，制造条件脱离了优选的范围。此外，Al相和Al-Zn相的面积率脱离了本发明范围。由此，耐损伤性及损伤部的耐蚀性降低。

比较例50的Mg含量及B含量脱离了本发明范围。此外，制造条件脱离了优选的范围。此外，镀层中的硼化物的面积率不足。进而，MgZn₂的面积率变得过量，〔Al/MgZn₂/Zn的三元共晶组织〕的面积率变成0％。由此，耐损伤性及损伤部的耐蚀性降低。

比较例51的制造条件脱离了优选的范围。此外，Al相与Al-Zn相的合计面积率脱离了本发明范围。由此，耐损伤性及损伤部的耐蚀性降低。

比较例52的Al含量脱离了本发明范围。此外，MgZn₂的面积率不足，Al相与Al-Zn相的合计面积率脱离了本发明范围。由此，耐损伤性及损伤部的耐蚀性降低。

[表1A]

下划线部表示为本发明的范围外或优选的制造条件的范围外。

[表1B]

下划线部表示为本发明的范围外或优选的制造条件的范围外。

[表2A]

[表2B]

下划线部表示为本发明的范围外。

[表3A]

[表3B]

下划线部表示为本发明的范围外。

[表4A]

[表4B]

[表5A]

下划线部表示为本发明的范围外。

[表5B]

下划线部表示为本发明的范围外。

产业上的可利用性

根据本发明，能够提供耐损伤性优异、损伤部的耐蚀性也优异的镀覆钢材，因此产业上的可利用性高。

Claims (5)

1.一种镀覆钢材，其具有钢材和配备于所述钢材的表面的镀层，所述镀层的平均化学组成以质量％计包含：

Al：超过5.0％且为30.0％以下、

Mg：超过4.0％且为12.5％以下、

B：超过0.01％且为1.00％以下、

Cr：0％～0.25％、

Ti：0％～0.25％、

Zr：0％～0.25％、

V：0％～0.25％、

Sn：0％～3.00％、

Bi：0％～1.00％、

In：0％～1.00％、

Ca：0％～3.00％、

Y：0％～0.50％、

La：0％～0.50％、

Ce：0％～0.50％、

Sr：0％～0.50％、

Si：0％～2.50％、

P：0％～0.50％、

Ni：0％～1.0％、

Co：0％～0.25％、

Nb：0％～0.25％、

Cu：0％～1.00％、

Mn：0％～0.25％、

Li：0％～0.50％、

Na：0％～0.05％、

K：0％～0.05％、

Ba：0％～0.25％、

Ag：0％～1.00％、

Mo：0％～0.25％、

W：0％～0.25％、

Fe：0％～5.00％、

Sb：0％～0.50％、

Pb：0％～0.50％、

剩余部分：超过60.00％的Zn及杂质，

在所述镀层中，以所述镀层的厚度方向的截面的扫描型电子显微镜视场中的面积率计，包含10％以上且低于60％的MgZn₂相、10％以上且低于50％的Al-Zn相、10％以上的〔Al/MgZn₂/Zn的三元共晶组织〕、0.02％以上且低于3.00％的硼化物和剩余组织，

所述硼化物为AlB₂、AlB₁₂、CrB₂、TiB₂、VB₂、ZrB₂中的1种或2种以上。

2.一种镀覆钢材，其具有钢材和配备于所述钢材的表面的镀层，

所述镀层的平均化学组成以质量％计包含：

Al：超过5.0％且为30.0％以下、

Mg：超过4.0％且为12.5％以下、

B：超过0.01％且为1.00％以下、

Cr：0％～0.25％、

Ti：0％～0.25％、

Zr：0％～0.25％、

V：0％～0.25％、

Sn：0％～3.00％、

Bi：0％～1.00％、

In：0％～1.00％、

Ca：0％～3.00％、

Y：0％～0.50％、

La：0％～0.50％、

Ce：0％～0.50％、

Sr：0％～0.50％、

Si：0％～2.50％、

P：0％～0.50％、

Ni：0％～1.0％、

Co：0％～0.25％、

Nb：0％～0.25％、

Cu：0％～1.00％、

Mn：0％～0.25％、

Li：0％～0.50％、

Na：0％～0.05％、

K：0％～0.05％、

Ba：0％～0.25％、

Ag：0％～1.00％、

Mo：0％～0.25％、

W：0％～0.25％、

Fe：0％～5.00％、

Sb：0％～0.50％、

Pb：0％～0.50％、

剩余部分：超过60.00％的Zn及杂质，

在所述镀层中，以所述镀层的厚度方向的截面的扫描型电子显微镜视场中的面积率计，包含10％以上且低于60％的MgZn₂相、合计为10％以上且低于50％的Al相及Al-Zn相、10％以上的〔Al/MgZn₂/Zn的三元共晶组织〕、0.02％以上且低于3.00％的硼化物和剩余组织，

所述硼化物为AlB₂、AlB₁₂、CrB₂、TiB₂、VB₂、ZrB₂中的1种或2种以上。

3.根据权利要求1所述的镀覆钢材，其中，在所述镀层的平均化学组成中，Ca、Y、La、Ce、Sr中的1种或2种以上为0.01质量％以上。

4.根据权利要求2所述的镀覆钢材，其中，在所述镀层的平均化学组成中，Ca、Y、La、Ce、Sr中的1种或2种以上为0.01质量％以上。

5.根据权利要求1～4中任一项所述的镀覆钢材，其中，在所述镀层的厚度方向的截面中，当量圆直径为1～5μm的范围的硼化物的面积率相对于所述硼化物的面积率之比为80％以上。