WO2020179147A1

WO2020179147A1 - 溶融Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｓｒめっき鋼板及びその製造方法

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Publication number: WO2020179147A1
Application number: PCT/JP2019/045520
Authority: WO
Inventors: 飛山　洋一; 英徳三宅; 大居　利彦; 純久岩野; 史嵩菅野
Original assignee: Ｊｆｅ鋼板株式会社
Priority date: 2019-03-01
Filing date: 2019-11-14
Publication date: 2020-09-10
Also published as: TWI724674B; KR20210123340A; TW202033791A; SG11202109471QA; CN113631748A

Abstract

良好な表面外観性を有するとともに、平板部及び加工部の耐食性に優れた溶融Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｓｒめっき鋼板を提供することを目的とする。　上記目的を達成するべく、本発明は、めっき層が、Ａｌ：４０〜７０質量％、Ｓｉ：０．６〜５質量％、Ｍｇ：０．１〜１０質量％及びＳｒ：０．００１〜１．０質量％を含有し、残部がＺｎ及び不可避的不純物からなる組成を有し、前記めっき層は、下地鋼板との界面に存在する界面合金層と該合金層の上に存在する主層とからなり、前記めっき層の厚さ方向の断面において観察されるＭｇ_２Ｓｉのうち、前記主層の表面から５０％までの厚さ範囲内に存在するＭｇ_２Ｓｉの面積割合が５０％以上であり、且つ、前記主層の表面から前記界面合金層に達するまで延在するＭｇ_２Ｓｉの面積割合が５０％以下であることを特徴とする。

Description

溶融Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｓｒめっき鋼板及びその製造方法

　本発明は、良好な表面外観性を有するとともに、平板部及び加工部の耐食性に優れた溶融Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｓｒめっき鋼板及びその製造方法に関するものである。

　溶融Ａｌ−Ｚｎ系めっき鋼板は、Ｚｎの犠牲防食性とＡｌの高い耐食性とが両立できているため、溶融亜鉛めっき鋼板の中でも高い耐食性を示す。例えば、特許文献１には、めっき層中にＡｌを２５~７５質量％含有する溶融Ａｌ−Ｚｎ系めっき鋼板が開示されている。そして、溶融Ａｌ−Ｚｎめっき鋼板は、その優れた耐食性から、長期間屋外に曝される屋根や壁等の建材分野、ガードレール、配線配管、防音壁等の土木建築分野を中心に近年需要が伸びている。

　溶融Ａｌ−Ｚｎ系めっき鋼板のめっき層は、主層及び下地鋼板と主層との界面に存在する界面合金層からなり、主層は、主としてＺｎを含有したＡｌがデンドライト凝固した部分（α−Ａｌ相のデンドライト部分）と、Ｚｎを主成分とした残りのデンドライト間隙の部分（インターデンドライト）とから構成され、α−Ａｌ相がめっき層の膜厚方向に複数積層した構造を有する。このような特徴的な皮膜構造により、表面からの腐食進行経路が複雑になるため、腐食が容易に下地鋼板に到達しにくくなり、溶融Ａｌ−Ｚｎ系めっき鋼板はめっき層厚が同一の溶融亜鉛めっき鋼板に比べ優れた耐食性を実現できる。

　また、溶融Ａｌ−Ｚｎ系めっきのめっき層中にＭｇを含有することで、耐食性のさらなる向上を目的とした技術が知られている。Ｍｇを含有する溶融Ａｌ−Ｚｎ系めっき鋼板（溶融Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｓｉめっき鋼板）に関する技術として、例えば特許文献２には、めっき層にＭｇを含むＡｌ−Ｚｎ−Ｓｉ合金を含み、該Ａｌ−Ｚｎ−Ｓｉ合金が、４５~６０重量％の元素アルミニウム、３７~４６重量％の元素亜鉛及び１．２~２．３重量％の元素ケイ素を含有する合金であり、該Ｍｇの濃度が１~５重量％である、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｓｉめっき鋼板が開示されている。

　ただし、引用文献２に開示されたＭｇを含有する溶融Ａｌ−Ｚｇ系めっき鋼板については、優れた耐食性を有するものの、めっき層の表面に生成される酸化物層に起因した、数ｍｍ~数百ｍｍの程度の長さのシワ状の欠陥（以下、「シワ状欠陥」という。）が発生しやすくなり、めっき層表面の外観を損ねるという問題があった。
　そのため、例えば特許文献３には、溶融Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系めっき鋼板について、めっき層中にＳｒを含有させることによって、表面外観性の向上を図る技術が開示されている。
　また、特許文献４には、溶融Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系めっき鋼板について、めっき層中にＳｒを含有させることによって、加工性の向上を図る技術が開示されている。

特公昭４６−７１６１号公報特許５０２０２２８号公報特許３９８３９３２号公報特許６３６８７３０号公報

　上述した特許文献３及び４の溶融Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系めっき鋼板は、めっき層中にＳｒを含有させているため、シワ状欠陥の発生を抑制でき、表面外観性の向上が可能となっている。
　しかしながら、引用文献３及び４のＳｒ含有溶融Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系めっき鋼板については、Ｓｒの含有によって、めっき層表面近傍のＭｇ_２Ｓｉの含有量が減少し、その結果として耐食性が低下するおそれがあった。
　また、特許文献２及び３に開示された溶融Ａｌ−Ｚｎ系めっき鋼板では、めっき層中に生成したＭｇ_２Ｓｉが、耐食性の向上効果を発揮するものの、曲げ加工を行った際にめっき層が割れてクラックを生じ、結果として加工部の耐食性（加工部耐食性）が劣るという問題があった。

　本発明は、かかる事情に鑑み、良好な表面外観性を有するとともに、平板部及び加工部の耐食性に優れた溶融Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｓｒめっき鋼板、並びに、平板部及び加工部の耐食性に優れた溶融Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｓｒめっき鋼板の製造方法を提供することを目的とする。

　本発明者らは、上記の課題を解決すべく検討を行った結果、Ｍｇ含有による耐食性向上効果は、めっき層の腐食時、めっき層中に存在するＭｇ_２Ｓｉが優先的に溶解し、めっき層表面に生成される腐食生成物中に溶解したＭｇが濃化することによって発現することから、めっき層の表面近傍に存在するＭｇ_２Ｓｉがより重要であることに着目した。そして、さらに鋭意研究を重ねた結果、めっき層を構成する主層（以後、「めっき主層」又は「主層」ということもある。）に含有されるＭｇ_２Ｓｉのうちの多くを、めっき主層の表面近傍に集めることによって、めっき層中にＳｒを含有させた場合であっても、めっき層表面では十分なＭｇ_２Ｓｉが存在するため、シワ状欠陥の発生を抑制できるだけでなく、優れた耐食性も実現できることを見出した。
　また、本発明者らは、前記めっき主層中のＭｇ_２Ｓｉには、耐食性向上効果があるものの、曲げ加工時に界面合金層内で発生したクラックのめっき主層表面への伝播経路になり、加工性を低下させるため、所望の加工部の耐食性が得られないことに着目した。そして、界面合金層からめっき主層表面まで達するようなＭｇ_２Ｓｉの量を減らすことによって、鋼板の加工時、界面合金層を起点に発生したクラックが、めっき主層を貫通してめっき主層表面まで伝搬することを抑制することができるため、加工部の耐食性についても向上できることを見出した。

　本発明は、以上の知見に基づきなされたものであり、その要旨は以下の通りである。
１．めっき層が、Ａｌ：４０~７０質量％、Ｓｉ：０．６~５質量％、Ｍｇ：０．１~１０質量％及びＳｒ：０．００１~１．０質量％を含有し、残部がＺｎ及び不可避的不純物からなる組成を有し、
　前記めっき層は、下地鋼板との界面に存在する界面合金層と該合金層の上に存在する主層とからなり、
　前記めっき層の厚さ方向の断面において観察されるＭｇ_２Ｓｉのうち、前記主層の表面から５０％までの厚さ範囲内に存在するＭｇ_２Ｓｉの面積割合が５０％以上であり、且つ、前記界面合金層から前記主層表面までインターデンドライト部に連続的に存在する（以下、「延在する」ということがある。）Ｍｇ_２Ｓｉの面積割合が５０％以下であることを特徴とする、溶融Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｓｒめっき鋼板。

２．前記めっき層の厚さ方向の断面において観察されるＭｇ_２Ｓｉのうち、前記主層の表面から５０％までの厚さ範囲内に存在するＭｇ_２Ｓｉの面積割合が６０％以上であり、且つ、前記主層の表面から前記界面合金層に達するまで延在するＭｇ_２Ｓｉの面積割合が５０％以下であることを特徴とする、前記１に記載の溶融Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｓｒめっき鋼板。

３．前記めっき層の厚さ方向の断面において観察されるＭｇ_２Ｓｉのうち、前記主層の表面から５０％までの厚さ範囲内に存在するＭｇ_２Ｓｉの面積割合が６０％以上であり、且つ、前記主層の表面から前記界面合金層に達するまで延在するＭｇ_２Ｓｉの面積割合が４０％以下であることを特徴とする、前記２に記載の溶融Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｓｒめっき鋼板。

４．前記めっき層の厚さ方向の断面において観察されるＳｉ相は、前記めっき層の厚さ方向の断面において観察されるＭｇ_２Ｓｉ及びＳｉ相の面積率の合計に対するＳｉ相の面積率の割合が、３０％以下であることを特徴とする、前記１~３のいずれか１項に記載の溶融Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｓｒめっき鋼板。

５．前記主層がα−Ａｌ相のデンドライト部分を有し、該デンドライト部分の平均デンドライトアーム間距離と、前記めっき層の厚さとが、以下の式（１）を満足することを特徴とする、前記１~４のいずれか１項に記載の溶融Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｓｒめっき鋼板。
ｔ／ｄ≧１．５　・・・（１）
ｔ：めっき層の厚さ（μｍ）、ｄ：平均デンドライトアーム間距離（μｍ）

６．Ａｌ：４０~７０質量％、Ｓｉ：０．６~５質量％、Ｍｇ：０．１~１０質量％及びＳｒ：０．００１~１．０質量％を含有し、残部がＺｎ及び不可避的不純物からなる組成を有し、浴温が５８５℃以下であるめっき浴を用い、
　鋼板に溶融めっきを施す際、前記めっき浴進入時の鋼板温度（進入板温）を、前記めっき浴の浴温から２０℃加算した温度（めっき浴温＋２０℃）以下とすることを特徴とする、溶融Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｓｒｉめっき鋼板の製造方法。

７．前記鋼板の進入板温が、前記めっき浴の浴温以下であることを特徴とする、前記６に記載の溶融Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｓｒめっき鋼板の製造方法。

８．前記鋼板に溶融めっきを施した後、１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で、板温が前記めっき浴の浴温から１５０℃減算した温度（めっき浴温−１５０℃）になるまで、前記鋼板を冷却することを特徴とする、前記６又は７に記載の溶融Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｓｒめっき鋼板の製造方法。

　本発明により、良好な表面外観性を有するとともに、平板部及び加工部の耐食性に優れた溶融Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｓｒめっき鋼板、並びに、良好な表面外観性を有するとともに、平板部及び加工部の耐食性に優れた溶融Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｓｒめっき鋼板の製造方法を提供できる。

（ａ）は、溶融Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系めっき鋼板について腐食前後の状態を示した図であり、（ｂ）は、溶融Ａｌ−Ｚｎ系めっき鋼板について腐食前後の状態を示した図である。（ａ）は、本発明の溶融Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｓｒめっき鋼板の、各元素の状態を走査電子顕微鏡のエネルギー分散型Ｘ線分光法（ＳＥＭ−ＥＤＸ）により示したものであり、（ｂ）は、（ａ）で示した溶融Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｓｒめっき鋼板の一部について、Ｍｇ_２Ｓｉ及びＳｉ相を観察するための方法を説明した図である。めっき層の厚さ方向の断面において観察されるＭｇ_２Ｓｉのうち、主層の表面から５０％までの厚さ範囲内に存在するＭｇ_２Ｓｉの面積割合を算出する方法を説明するための図である。めっき層の厚さ方向の断面において観察されるＭｇ_２Ｓｉのうち、主層の表面から界面合金層に達するまで延在するＭｇ_２Ｓｉの面積割合を算出する方法を説明するための図である。デンドライトアーム間距離の測定方法を説明するための図である。日本自動車規格の複合サイクル試験（ＪＡＳＯ−ＣＣＴ）の流れを説明するための図である。

（溶融Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｓｒめっき鋼板）
　本発明の対象とする溶融Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｓｒめっき鋼板は、鋼板表面にめっき層を有し、該めっき層は、下地鋼板との界面に存在する界面合金層と該合金層の上に存在する主層とからなる。また、前記めっき層は、Ａｌ：４０~７０質量％、Ｓｉ：０．６~５質量％、Ｍｇ：０．１~１０質量％及びＳｒ：０．００１~１．０質量％を含有し、残部がＺｎ及び不可避的不純物からなる組成を有する。

　前記めっき層中のＡｌ含有量は、耐食性と操業面のバランスから、４０~７０質量％とし、好ましくは４５~６５質量％である。前記めっき層の主層のＡｌ含有量が４０質量％以上であれば、良好な耐食性が確保できる。前記主層は主としてＺｎを過飽和に含有し、Ａｌがデンドライト凝固した部分（α−Ａｌ相のデンドライト部分）と残りのデンドライト間隙の部分（インターデンドライト部分）からなり且つ該デンドライト部分がめっき層の膜厚方向に積層した耐食性に優れる構造を実現できる。またこのα−Ａｌ相のデンドライト部分が、多く積層するほど、腐食進行経路が複雑になり、腐食が容易に下地鋼板に到達しにくくなるので、耐食性が向上する。同様の観点から、前記めっき層中のＡｌ含有量は４５質量％以上とすることが好ましい。一方、前記めっき層中のＡｌ含有量が７０質量％を超えると、Ｆｅに対して犠牲防食作用をもつＺｎの含有量が少なくなり、耐食性が劣化する。このため、前記めっき層中のＡｌ含有量は７０質量％以下とする。また、前記めっき層中のＡｌ含有量が６５質量％以下であれば、めっきの付着量が少なくなり、下地鋼板が露出しやすくなった場合にもＦｅに対して犠牲防食作用を有し、十分な耐食性が得られる。そのため、めっき主層のＡｌ含有量は６５質量％以下とすることが好ましい。

　前記めっき層中のＳｉは、下地鋼板との界面に生成する界面合金層の成長を抑制する目的で、耐食性や加工性の向上を目的にめっき浴中に添加され、必然的に前記主層に含有される。本発明の溶融Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｓｒめっき鋼板の場合、めっき浴中にＳｉを含有させて溶融めっき処理を行うと、下地鋼板がめっき浴中に浸漬されると同時に、鋼板表面のＦｅと浴中のＡｌやＳｉが合金化反応し、Ｆｅ−Ａｌ系及び／又はＦｅ−Ａｌ−Ｓｉ系の化合物からなる合金を生成する。このＦｅ−Ａｌ−Ｓｉ系界面合金層の生成によって、界面合金層の成長を抑制することができる。そして、前記めっき層中のＳｉ含有量が０．６質量％以上の場合には、前記界面合金層の成長を十分に抑制できる。一方、めっき層のＳｉ含有量が、５％を超えた場合、めっき層において、加工性を低下させ、カソードサイトとなるＳｉ相が析出し易くなる。このＳｉ相の析出は、後述するようにＭｇ含有量を増やし、Ｓｉ含有量とＭｇ含有量との間に一定の関係を持たせることで抑制できるが、その場合、製造コストの上昇や、Ｍｇ_２Ｓｉの量が多くなることに起因した加工性の低下を招き、まためっき浴の組成管理をより困難にしてしまう。このため、めっき層中のＳｉ含有量は５％以下とする。さらにまた、界面合金層の成長及びＳｉ相の析出をより確実に抑制できる点や、Ｍｇ_２ＳｉとしてＳｉが消費された場合に対応できるという点を考慮すると、前記めっき層中のＳｉ含有量を２．３超え~３．５％とすることが好ましい。

　前記めっき層は、Ｍｇを０．１~１０質量％含有する。前記めっき層の主層が腐食した際、腐食生成物中にＭｇが含まれることとなり、腐食生成物の安定性が向上し、腐食の進行が遅延する結果、耐食性が向上するという効果が得られる。より具体的には、前記めっき層の主層中に存在するＭｇは上述したＳｉと結合し、Ｍｇ_２Ｓｉを生成する。このＭｇ_２Ｓｉは、図１（ａ）に示すように、めっき鋼板が腐食した際、初期に溶解するためＭｇが腐食生成物に含まれることになる。この腐食生成物中に含まれるＭｇは、腐食生成物を緻密化させる効果があり、腐食生成物の安定性及び外来腐食因子に対するバリア性を向上できる。一方、めっき層中にＭｇを含有しない場合には、図１（ｂ）に示すように、腐食生成物中にＭｇが含まれることはなく、所望の耐食性が得られない。
　ここで、前記めっき層のＭｇ含有量を０．１質量％以上としたのは、前記めっき層が、上述した濃度範囲でＳｉを含有した場合、Ｍｇ濃度を０．１質量％以上とすることで、Ｍｇ_２Ｓｉを生成できるようになり、腐食遅延効果を得ることができるからである。同様の観点から、前記めっき層のＭｇ含有量は、１質量％以上であることが好ましく、３質量％以上であることがより好ましい。一方、前記めっき層のＭｇの含有量を１０質量％以下としたのは、前記めっき層のＭｇの含有量が１０％を超える場合、耐食性の向上効果の飽和に加え、製造コストの上昇とめっき浴の組成管理が難しくなるためである。同様の観点から、前記めっき層のＭｇ含有量は、６質量％以下であることが好ましい。

　また、前記めっき層中のＭｇ含有量を１質量％以上とすることで、塗装後耐食性の改善も可能となる。Ｍｇを含まない従来の溶融Ａｌ−Ｚｎ系めっき鋼板のめっき層が大気に触れると、α−Ａｌ相の周囲に緻密且つ安定なＡｌ_２Ｏ_３の酸化膜が直ぐに形成され、この酸化膜による保護作用によってα−Ａｌ相の溶解性はインターデンドライト中のＺｎリッチ相の溶解性に比べ非常に低くなる。この結果、従来のＡｌ−Ｚｎ系めっき鋼板を下地に用いた塗装鋼板は、塗膜に損傷が生じた場合、傷部を起点に塗膜／めっき界面でＺｎリッチ相の選択腐食を起こし、塗装健全部の奥深くに向けて進行して大きな塗膜膨れを起こすことから、塗装後耐食性が劣る。そのため、優れた塗装後耐食性を得る観点からは、前記めっき層中のＭｇ含有量を１質量％以上とすることが好ましく、３質量％以上とすることがより好ましい。
　一方、前記めっき層中にＭｇを含有した溶融Ａｌ−Ｚｎ系めっき鋼板を用いた塗装鋼板の場合、インターデンドライト中に析出するＭｇ_２Ｓｉ相やＭｇ−Ｚｎ化合物（ＭｇＺｎ_２、Ｍｇ_３２（Ａｌ，Ｚｎ）_４９等）が腐食の初期段階で溶け出し、腐食生成物中にＭｇが取込まれる。Ｍｇを含有した腐食生成物は非常に安定であり、これにより腐食が初期段階で抑制されるため、従来のＡｌ−Ｚｎ系めっき鋼板を下地に用いた塗装鋼板の場合に問題となるＺｎリッチ相の選択腐食による大きな塗膜膨れを抑制できる。その結果、めっき層にＭｇを含有させた溶融Ａｌ−Ｚｎ系めっき鋼板は優れた塗装後耐食性を示す。前記めっき層中のＭｇが１質量％未満の場合には、腐食時に溶け出すＭｇの量が少なく、塗装後耐食性が向上しないおそれがある。なお、前記めっき層中のＭｇ含有量が１０質量％を超える場合には、効果が飽和するだけでなく、Ｍｇ化合物の腐食が激しく起こり、めっき層全体の溶解性が過度に上昇する結果、腐食生成物を安定化させても、その溶解速度が大きくなるため、大きな膨れ幅を生じ、塗装後耐食性が劣化するおそれがある。そのため、優れた塗装後耐食性を安定的に得るためには、前記めっき層中のＭｇ含有量を１０質量％以下とすることが好ましい。

　また、前記めっき層は、０．００１~１．０質量％のＳｒを含有する。前記めっき層にＳｒを含有することで、シワ状欠陥の発生を抑制し、本発明の溶融Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｓｒめっき鋼板の表面外観性を向上させることができる。
　前記シワ状欠陥とは、前記めっき層の表面に形成されたシワ状の凹凸になった欠陥であり、前記めっき層表面において白っぽい筋として観察される。このようなスジ状欠陥は、前記めっき層中にＭｇを多く添加した場合に、発生しやすくなる。そのため、本発明の溶融Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｓｒめっき鋼板では、前記めっき層中にＳｒを含有させることによって、前記めっき層表層においてＳｒをＭｇよりも優先的に酸化させ、Ｍｇの酸化反応を抑制することで、前記スジ状欠陥の発生を抑えることが可能となる。

　前記めっき層中のＳｒ含有量については、０．００１質量％以上であることを要する。上述したスジ状欠陥の発生を抑制する効果を得るためである。同様の観点から、前記めっき層中のＳｒ含有量は、０．００５質量％以上であることが好ましく、０．０１質量％以上であることがより好ましく、０．０５質量％以上であることが特に好ましい。一方、前記めっき層中のＳｒ含有量については、１．０質量％以下であることを要する。Ｓｒの含有量が多くなりすぎると、スジ状欠陥発生の抑制効果が飽和するため、コスト的に不利になるためである。同様の観点から、前記めっき層中のＳｒ含有量は、０．７質量％以下であることが好ましく、０．５質量％以下であることがより好ましく、０．３質量％以下であることが特に好ましい。

　なお、前記めっき層は、めっき処理中にめっき浴と下地鋼板の反応でめっき中に取り込まれる下地鋼板成分や、めっき浴を建浴する際に使用するインゴット中に含有されている不可避的不純物が含まれる。前記めっき中に取り込まれる下地鋼板成分としては、Ｆｅが数％程度含まれることがある。めっき浴中の不可避的不純物の種類としては、例えば、下地鋼板成分としては、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｃ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂ等が挙げられる。また、インゴット中の不純物としては、Ｆｅ、Ｐｂ、Ｓｂ、Ｃｄ、Ａｓ、Ｇａ、Ｖ等が挙げられる。なお、前記めっき層中のＦｅについては、下地鋼板から取り込まれるものと、めっき浴中にあるものとを区別して定量することはできない。前記不可避的不純物の総含有量は、特に限定はしないが、めっきの耐食性と均一な溶解性を維持するという観点から、Ｆｅを除いた不可避的不純物量は合計で１質量％以下であることが好ましい。
　また、本発明の溶融Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｓｒめっき鋼板では、前記めっき層が、Ｚｎ−Ａｌ系めっきで腐食生成物の安定元素として知られている、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｍｎ、Ｃａ、Ｖ、Ｔｉ、Ｂ、Ｍｏ、Ｓｎ、Ｚｒ、Ｌｉ、Ａｇ等から選ばれた少なくとも一種以上を、各元素１％未満の含有量で、さらに含むこともできる。これら元素のそれぞれの含有率が１％未満であれば、本発明で開示されている効果を阻害せず且つ腐食生成物安定効果によりさらなる耐食性向上が可能となる。

　なお、前記界面合金層については、前記めっき層のうち、下地鋼板との界面に存在する層であり、上述したように、鋼板表面のＦｅと浴中のＡｌやＳｉが合金化反応して必然的に生成するＦｅ−Ａｌ系及び／又はＦｅ−Ａｌ−Ｓｉ系の化合物である。この界面合金層は、硬くて脆いため、厚く成長すると加工時のクラック発生の起点となることから、薄くすることが好ましい。

　そして、本発明の溶融Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｓｒめっき鋼板では、前記めっき層の厚さ方向の断面において観察されるＭｇ_２Ｓｉのうち、前記主層の表面から５０％までの厚さ範囲内に存在するＭｇ_２Ｓｉの面積割合が５０％以上であり、且つ、前記主層の表面から前記界面合金層に達するまで延在するＭｇ_２Ｓｉの面積割合が５０％以下であることを特徴とする。
　これによって、良好な表面外観性を実現できるとともに、平板部及び加工部の耐食性についても向上できる。

　本発明の溶融Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｓｒめっき鋼板では、前記めっき層の厚さ方向の断面において観察されるＭｇ_２Ｓｉのうち、前記主層の表面から５０％までの厚さ範囲内に存在するＭｇ_２Ｓｉの面積割合が５０％以上とする。前記めっき層中にＭｇ_２Ｓｉを含有することによって、めっき層の腐食時、このＭｇ_２Ｓｉが優先的に溶解し、めっき層表面に生成される腐食生成物中に溶解したＭｇが濃化することによって、優れた耐食性を発現することが可能となる。ただし、シワ状欠陥の抑制等を目的として、前記めっき層中にＳｒを含有させた場合、前記めっき層主層の表面に十分なＭｇ_２Ｓｉが存在せず、前記腐食生成物中にＭｇを濃化させることが難しくなり、耐食性を低下させるという問題があった。そのため、本発明の溶融Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｓｒめっき鋼板では、前記めっき層主層に含有されるＭｇ_２Ｓｉのうちの大部分（具体的には、５０％以上）を、めっき主層の表面近傍に集めることによって、めっき層中にＳｒを含有させた場合でも、主層表面では十分なＭｇ_２Ｓｉが存在できることになるため、腐食時に十分な量のＭｇ_２Ｓｉを溶解させ、腐食生成物中にＭｇを濃化させることができる結果、シワ状欠陥の発生を抑制しつつも、優れた耐食性を実現できる。

　すなわち、本発明の溶融Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｓｒめっき鋼板では、前記主層の表面から５０％までの厚さ範囲内に存在するＭｇ_２Ｓｉの面積割合が大きい（５０％以上である）ことから、腐食時に主層の表面にあるＭｇ_２Ｓｉの多くが溶解し、腐食後のめっき表面に形成された腐食生成物のＭｇ濃度が高くなる。そのため、本発明の溶融Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｓｒめっき鋼板では、シワ状欠陥の発生を抑制しつつも、優れた耐食性を実現できる。
　一方、従来の溶融Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｓｒめっき鋼板は、前記主層の表面から５０％までの厚さ範囲内に存在するＭｇ_２Ｓｉが少ない（５０％未満である）ことから、腐食時に溶解するＭｇ_２Ｓｉの量が十分でなく、腐食後のめっき表面の腐食生成物のＭｇ濃度が相対的に低くなる。そのため、従来の溶融Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｓｒめっき鋼板では、シワ状欠陥の発生を抑制できるものの、耐食性は低下することとなる。

　なお、上述したＭｇ_２Ｓｉの面積割合（前記主層の表面から５０％までの厚さ範囲内に存在するＭｇ_２Ｓｉの面積割合）の導出は、例えば、走査型電子顕微鏡を用いてエネルギー分散型Ｘ線分光法（ＳＥＭ−ＥＤＸ）を用いて行うことができる。
　例えば、図２（ａ）に示すように、前記めっき層の厚さ方向の断面状態を取得した後、図２（ｂ）に示すように、Ｍｇ及びＳｉのそれぞれについてマッピングを行う（Ｍｇは赤、Ｓｉは青で示している）。その後、マッピングしたＭｇ及びＳｉのうち、これらが同じ位置で重なった部分（図２（ｂ）では紫で示されている部分）をＭｇ_２Ｓｉとすることができる。
　ここで、得られたＭｇ_２Ｓｉについては、図３に示すように、前記めっき層の主層全体の面積に対するＭｇ_２Ｓｉの面積率（Ａ％）を測定する。その後、前記主層を厚さ方向に半分に分割し、前記主層全体の面積に対する表面から５０％までの厚さ範囲に存在するＭｇ_２Ｓｉの面積率（Ｂ％）を測定する。そして、前記めっき層の主層全体におけるＭｇ_２Ｓｉの面積率（Ａ％）に対する、主層の表面から５０％までの厚さ範囲に存在するＭｇ_２Ｓｉの面積率（Ｂ％）の割合（（Ｂ％）／（Ａ％）×１００％）を算出することによって、観察視野中に存在するＭｇ_２Ｓｉのうち、主層の表面から５０％までの厚さ範囲内に存在するＭｇ_２Ｓｉの占める面積割合（Ｘ％）を得ることができる。

　また、本発明の溶融Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｓｒめっき鋼板では、前記主層の表面から前記界面合金層に達するまで延在するＭｇ_２Ｓｉの面積割合を５０％以下とすることによって、加工部の耐食性についても大きく向上できる。前記めっき主層中に含まれるＭｇ_２Ｓｉは、耐食性向上効果があるものの、前述のように界面合金層で発生したクラックの伝播経路となり、加工性を低下させることから、従来の溶融Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系めっき鋼板では、十分な加工性ひいては加工部の耐食性を得ることができなかった。そのため、本発明の溶融Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｓｒめっき鋼板では、前記界面合金層から前記めっき主層表面まで達するようなＭｇ_２Ｓｉの量を減らす（Ｍｇ_２Ｓｉの面積割合を５０％以下とする）ことによって、鋼板を加工する際、硬い界面合金層にクラックが発生した場合であっても、そのクラックの多くが界面合金層近傍のみで伝搬し、前記めっき層の主層表面まで到達しない。その結果、良好な加工性及び加工後の耐食性を確保することができる。
　一方、従来の溶融Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系めっき鋼板では、前記界面合金層を起点にクラックが発生した場合、それらの多くがめっき主層の表面にまで達することになるため、十分な加工部の耐食性を得ることができない。

　また、上述したＭｇ_２Ｓｉの面積割合（主層の表面から前記界面合金層に達するまで延在するＭｇ_２Ｓｉの面積割合）の導出についても、例えば、走査型電子顕微鏡を用いてエネルギー分散型Ｘ線分光法（ＳＥＭ−ＥＤＸ）によりを用いて行うことができる。
　上述したように、前記めっき層の厚さ方向の断面状態を取得した後（図２（ａ））、Ｍｇ及びＳｉのそれぞれについてマッピングを行う（図２（ｂ））。その後、マッピングしたＭｇ及びＳｉのうち、これらが同じ位置で重なった部分をＭｇ_２Ｓｉとすることができる（図２（ｂ））。
　ここで、得られたＭｇ_２Ｓｉについては、図４に示すように、前記めっき層の主層全体の面積に対するＭｇ_２Ｓｉの面積率（Ａ％）を測定する。その後、観察視野中に存在するＭｇ_２Ｓｉ粒子の中から、主層の表面から界面合金層に達するまで延在するＭｇ_２Ｓｉ粒子（図４では矢印で示した粒子）の、前記めっき層の主層全体に対する面積率（Ｃ％）を測定する。そして、前記めっき層の主層全体におけるＭｇ_２Ｓｉの面積率（Ａ％）に対する、前記めっき層の主層全体における主層の表面から界面合金層に達するまで延在するＭｇ_２Ｓｉの面積率（Ｃ％）の割合（（Ｃ％）／（Ａ％）×１００％）を算出することによって、観察視野中に存在するＭｇ_２Ｓｉ粒子のうち、前記主層の表面から前記界面合金層に達するまで延在するＭｇ_２Ｓｉの面積割合（Ｙ％）を得ることができる。

　なお、本発明における、前記Ｍｇ_２Ｓｉが「主層の表面から界面合金層に達するまで延在する」点については、前記Ｍｇ_２Ｓｉが、主層の表面から前記界面合金層に達する（接する）まで延在するものだけでなく、前記Ｍｇ_２Ｓｉの下端と前記界面合金層の上端との距離が非常に小さく、実質的に前記界面層に達する場合（例えば、前記めっき層の厚さ方向の断面において観察した際の、前記Ｍｇ_２Ｓｉの下端と前記界面合金層の上端との距離が１．０μｍ以下である場合）も含むものである。この場合も、前記界面合金層を起点にクラックが発生した場合、それらの多くがめっき主層の表面にまで達することになるためである。

　前記めっき層の厚さ方向の断面において観察されるＭｇ_２Ｓｉについては、より優れた耐食性を実現できる観点から、前記主層の表面から５０％までの厚さ範囲内に存在するＭｇ_２Ｓｉの面積割合が６０％以上であることが好ましい。
　また、前記めっき層の厚さ方向の断面において観察されるＭｇ_２Ｓｉについては、より優れた加工部の耐食性を実現できる観点から、前記主層の表面から前記界面合金層に達するまで延在するＭｇ_２Ｓｉの面積割合が４０％以下であることが好ましい。
　さらに、前記めっき層の厚さ方向の断面において観察されるＭｇ_２Ｓｉについては、より優れた耐食性及び加工部の耐食性を実現できる観点から、前記主層の表面から５０％までの厚さ範囲内に存在するＭｇ_２Ｓｉの面積割合が６０％以上であり、且つ、前記主層の表面から前記界面合金層に達するまで延在するＭｇ_２Ｓｉの面積割合が前記主層の表面から前記界面合金層に達するまで延在するＭｇ_２Ｓｉの面積割合が４０％以下であることがより好ましい。

　ここで、上述しためっき層の厚さ方向の断面において観察されるＭｇ_２Ｓｉの面積割合については、めっき層の無作為に選択した１０カ所の断面において観察されるＭｇ_２Ｓｉの面積割合を平均したものである。

　なお、前記めっき層には組成成分としてＳｉを含有するため、上述したようにめっき層中のＳｉ，Ｍｇの組成によってはＳｉ相がめっき層中に形成されることがある。しかしながら、耐食性及び加工性をより高める観点からは、前記Ｓｉ相の形成を、できるだけ抑えることが好ましい。
　特に、本発明では、耐食性を向上させるＭｇ_２Ｓｉとめっき層の腐食の際にカソードサイトとなって耐食性を劣化させるＳｉ相との含有比率が重要であることを見出した。すなわち、本発明の本質は、耐食性を向上させるＭｇ２Ｓｉの絶対量が多くても耐食性を劣化させるＳｉ相の量が多くては良好な耐食性を確保できないため、その割合を一定の値以下に制御することにある。

　そのため、本発明の溶融Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｓｒめっき鋼板では、以下に示す方法により測定された、前記めっき層の厚さ方向の断面において観察されるＭｇ_２Ｓｉ及びＳｉ相の面積率の合計に対する、前記めっき層の厚さ方向の断面において観察されるＳｉ相の面積率（Ｓｉ相の面積率／Ｍｇ_２Ｓｉ及びＳｉ相の合計面積率）が、３０％以下であることが好ましく、１０％以下であることがより好ましい。
　なお、前記Ｓｉ相の面積率を導出する方法については、例えば上述したＭｇ_２Ｓｉと同様に、走査型電子顕微鏡を用いてエネルギー分散型Ｘ線分光法（ＳＥＭ−ＥＤＸ）によりを用いて行うことができる。
　上述したように、前記めっき層の厚さ方向の断面状態を取得した後（図２（ａ））、Ｍｇ及びＳｉのそれぞれについてマッピングを行う（図２（ｂ））。その後、マッピングしたＭｇ及びＳｉのうち、Ｓｉが存在する位置でＭｇが存在しなかった図２（ｂ）中青色で示された部分をＳｉ相とみなすことができる。観察した視野におけるこの青色部分の面積の総和とめっき層の面積の比からＳｉ相の面積率（Ｄ％）を算出できる。さらに、Ｍｇ_２Ｓｉ及びＳｉ相の面積率の合計に対する、前記めっき層の厚さ方向の断面において観察されるＳｉ相の面積率（Ｓｉ相の面積率／Ｍｇ_２Ｓｉ及びＳｉ相の合計面積率）は、（Ｄ％／（Ａ％＋Ｄ％）×１００％）として算出できる。
　ここで、上述しためっき層の厚さ方向の断面において観察される、Ｍｇ_２Ｓｉ及びＳｉ相の合計面積に対するＳｉ相の面積割合については、めっき層の無作為に選択した１０カ所の断面において観察されるＳｉ相の面積割合を平均したものである。

　また、前記めっき層の厚さ方向の断面において観察されるＳｉ相の面積率（観察視野におけるＳｉ相の面積割合：Ｄ％）は、１０％以下であることが好ましく、３％以下であることがより好ましい。
　ここで、上述しためっき層の厚さ方向の断面において観察されるＳｉ相の面積率については、めっき層の無作為に選択した１０カ所の断面において観察されるＳｉ相の面積率を平均したものである。

　さらに、めっき鋼板の初期耐食性をより高める観点からは、前記めっき層の表面において観察されるＳｉ相の面積率（観察視野におけるＳｉ相の面積割合）が、１％以下であることが好ましく、０．５％以下であることがより好ましい。ここで、前記めっき層の表面におけるＳｉ相の面積率を導出する方法については、断面を観察する場合と同様に、走査型電子顕微鏡を用いてエネルギー分散型Ｘ線分光法（ＳＥＭ−ＥＤＸ）によりを用いて行うことができる。面積率の求め方は、断面観察法に準じて行うことができ、めっき層の無作為に選択した１０カ所の表面において観察されるＳｉ相の面積率を平均したものとすることができる。

　さらにまた、同様に初期耐食性をより高める観点から、前記めっき層の表面において観察されるＭｇ_２Ｓｉ及びＳｉ相の合計面積に対する、前記めっき層の厚さ方向の断面において観察されるＳｉ相の面積割合（Ｓｉ相の面積／Ｍｇ_２Ｓｉ及びＳｉ相の合計面積）が、２０％以下であることが好ましく、１０％以下であることがより好ましい。実際の観察方法、面積率の求め方は、上述した断面観察法に準じる。

　なお、前記めっき層の主層や前記界面合金層を、走査型電子顕微鏡によって観察する際には、めっき層の断面又は表面を、研磨及び／又はエッチングした後に観察を行う。断面又は表面の研磨方法やエッチング方法はいくつか種類があるが、一般的にめっき層断面又は表面を観察する際に用いられる方法であれば特に限定はされない。また、走査型電子顕微鏡での観察条件は、例えば加速電圧５~２０ｋＶで、２次電子線像や反射電子像にて５００~５０００倍程度の倍率であれば、前記めっき層の断面を明確に観察することが可能である。また、ＥＤＸでマッピングする場合も、同様の倍率で分析することで先の面積率を求めることができる。

　また、前記めっき層の主層は、α−Ａｌ相のデンドライト部分を有し、該デンドライト部分の平均デンドライトアーム間距離と、前記めっき層の厚さとが、以下の式（１）を満足することが好ましい。
ｔ／ｄ≧１．５　・・・（１）
ｔ：めっき層の厚さ（μｍ）、ｄ：平均デンドライトアーム間距離（μｍ）
　上記（１）式を満足することで、上述したα−Ａｌ相からなるデンドライト部分のアームを相対的に小さくでき、優先的に腐食されるインターデンドライトの経路を長く確保することにより、耐食性をより向上させることができる。

　なお、前記デンドライト部分のデンドライトアーム間距離とは、隣接するデンドライトアーム間の中心距離（デンドライトアームスペーシング）のことを意味する。本発明では、例えば、図５に示すように、めっき層主層の表面を、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）等を用いて拡大観察し（例えば２００倍で観察し）、無作為に選択した視野の中で、２番目に間隔の広いデンドライトアーム（２次デンドライトアーム）の間隔を以下のとおり測定する。２次デンドライトアームが３本以上整列している部分を選択し（図５では、Ａ−Ｂ間の３本を選択している。）、アームが整列している方向に沿って距離（図５では、距離Ｌ）を測定する。その後、測定した距離をデンドライトアームの本数で除して（図５では、Ｌ／３）、デンドライトアーム間距離を算出する。当該デンドライトアーム間距離は、１つの視野の中で、３箇所以上測定し、それぞれ得られたデンドライトアーム間距離の平均を算出したものを平均デンドライトアーム間距離とする。

　なお、前記めっき層の膜厚は、加工性と耐食性とを高いレベルでの両立させる観点から、１０~３０μｍであることが好ましく、２０~２５μｍであることがより好ましい。前記めっき層が１０μｍ以上の場合には十分な耐食性を確保でき、前記めっき層が３０μｍ以下の場合には加工性を十分に確保できるためである。

　さらに、本発明の溶融Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｓｒめっき鋼板は、その表面に、化成処理皮膜及び／又は塗膜をさらに備える表面処理鋼板とすることもできる。

（溶融Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｓｒめっき鋼板の製造方法）
　次に、本発明の溶融Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｓｒめっき鋼板の製造方法について説明する。
　本発明の溶融Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｓｒめっき鋼板の製造方法は、Ａｌ：４０~７０質量％、Ｓｉ：０．６~５質量％、Ｍｇ：０．１~１０質量％及びＳｒ：０．００１~１．０質量％を含有し、残部がＺｎ及び不可避的不純物からなる組成を有し、浴温が５８５℃以下であるめっき浴を用い、鋼板に溶融めっきを施す際、前記めっき浴進入時の鋼板温度（進入板温）を、前記めっき浴の浴温から２０℃加算した温度（めっき浴温＋２０℃）以下とすることを特徴とする。
　上述した製造方法によって得られた溶融Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｓｒめっき鋼板は、好な表面外観性を有するとともに、平板部及び加工部の耐食性にも優れる。

　本発明の溶融Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｓｒめっき鋼板の製造方法では、特に限定はされないが、製造効率や品質の安定性の観点から、連続式溶融めっき設備が通常採用される。

　なお、本発明の溶融Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｓｒめっき鋼板に用いられる下地鋼板の種類については、特に限定はされない。例えば、酸洗脱スケールした熱延鋼板若しくは鋼帯、又は、それらを冷間圧延して得られた冷延鋼板若しくは鋼帯を用いることができる。
　また、前記前処理工程及び焼鈍工程の条件についても特に限定はされず、任意の方法を採用することができる。

　本発明の溶融Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｓｒめっき鋼板の製造方法では、前記めっき浴が、Ａｌ：４０~７０質量％、Ｓｉ：０．６~５質量％、Ｍｇ：０．１~１０質量％及びＳｒ：０．００１~１．０質量％を含有し、残部がＺｎ及び不可避的不純物からなる組成を有する。
　これによって、所望の組成の溶融Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｓｒめっき鋼板を得ることができる。なお、前記めっき浴中に含有される各元素の種類や、含有量、作用については、上述した本発明の溶融Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｓｒめっき鋼板の中で説明されている。

　なお、本発明の製造方法により得られた溶融Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｓｒめっき鋼板は、全体としてはめっき浴の組成とほぼ同等となる。そのため、前記主層の組成の制御は、めっき浴組成を制御することにより精度良く行うことができる。

　また、本発明の溶融Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｓｒめっき鋼板の製造方法では、前記めっき浴中のＭｇ及びＳｉの含有量が、以下の式（２）を満足することが好ましい。
Ｍ_Ｍｇ／（Ｍ_Ｓｉ−０．６）≧１．０　・・・（２）
Ｍ_Ｍｇ：Ｍｇの含有量（質量％）、Ｍ_Ｓｉ：Ｓｉの含有量（質量％）
　前記めっき浴中のＭｇ及びＳｉの含有量が、上記関係式を満たすことによって、形成されためっき層は、Ｓｉ相の発生が抑えられ（例えば、めっき層の厚さ方向の断面において観察されるＳｉ相の面積率が１０％以下、めっき層の表面において観察されるＳｉ相の面積率が、１％以下となり）、加工性及び耐食性のさらなる向上が可能となる。
　同様の観点から、Ｍ_Ｍｇ／（Ｍ_Ｓｉ−０．６）が、２．０以上であることがより好ましく、３．０以上であることがさらに好ましい。

　本発明の溶融Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｓｒめっき鋼板の製造方法では、前記めっき浴の浴温が５８５℃以下であり、５８０℃以下であることが好ましい。この浴温設定により、前記めっき層の主層の表面から界面合金層まで達するような大きなＭｇ_２Ｓｉの量を減らすことができる。また、界面合金層の成長を抑制する効果もある。低浴温化が有効に作用する理由は、Ｍｇ_２Ｓｉ及び界面合金層が成長する高温領域に鋼板が滞在する時間を、短時間にすることが可能になるためである。前記めっき浴の浴温が５８５℃を超える場合、前記めっき浴進入時の鋼板温度について適正化を図った場合であっても、前記主層の表面から界面合金層まで達するような大きなＭｇ_２Ｓｉの量が多くなり、また、界面合金層が厚く成長するため、所望の加工性及び加工部の耐食性を得ることができない。

　また、本発明の溶融Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｓｒめっき鋼板の製造方法では、前記めっき浴進入時の鋼板温度（進入板温）を、前記めっき浴の浴温から２０℃加算した温度（めっき浴温＋２０℃）以下とする。これによって、前記めっき層の主層の表面から界面合金層まで達するような大きなＭｇ_２Ｓｉの量を減らすことができる。進入板温を低減することにより、大きなＭｇ_２Ｓｉの量を減らすことができる理由としては、前記浴温を低くした際の効果と同様に、Ｍｇ_２Ｓｉ及び界面合金層が成長する高温領域に鋼板が滞在する時間を短時間にすることが可能なためである。
　同様の観点から、前記鋼板の進入板温は、前記めっき浴の浴温から１０℃加算した温度（めっき浴温＋１０℃）以下であることが好ましく、前記めっき浴の浴温以下であることが好ましい。

　さらに、本発明の溶融Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｓｒめっき鋼板の製造方法では、前記鋼板に溶融めっきを施した後、１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で、板温が前記めっき浴の浴温から１５０℃減算した温度（めっき浴温−１５０℃）になるまで、前記鋼板を冷却することが好ましい。上述しためっき層中に形成されるＭｇ_２Ｓｉは、めっき浴の浴温から１５０℃減算した温度（めっき浴温−１５０℃）までの温度域で生成しやすいことがわかっており、その温度域での冷却速度を平均１０℃／ｓｅｃ以上と早くすることよって、Ｍｇ_２Ｓｉの成長を抑え、前記めっき層の主層の表面から界面合金層まで達するような大きなＭｇ_２Ｓｉの量を減らすことができる。さらに、前記溶融めっき後の鋼板の冷却速度を高めることで、前記界面合金層の成長を抑えることもできる結果、優れた加工部の耐食性を実現できる。
　なお、前記平均冷却速度については、鋼板がめっき浴温から１５０℃減算した温度になるまでの時間を求め、１５０℃をその時間で除することで求められる。

　また、上述した温度域での冷却速度を平均１０℃／ｓｅｃ以上と速くすることよって、めっき主層の表面近傍に存在するＭｇ_２Ｓｉの量を全体の５０％以上と増やすことが可能となる。この理由は、次の通りである。前記界面合金層は、前記めっき浴中での固液反応（浴中のＡｌと鋼板との反応）により生成し、この反応時に界面合金層にＳｉも取り込まれる。そのため、インターデンドライトが凝固する際の界面合金層近傍のＳｉ濃度は、めっき主層の平均Ｓｉ濃度より低くなっており、Ｍｇ_２Ｓｉの分布は、界面合金層側に比べてめっき主層表面側のほうが多くなっている。一方、めっき後の冷却過程において、前記めっき鋼板は、表面から冷却されるため、インターデンドライトの凝固は表面から起こる。Ｚｎ中のＭｇ_２Ｓｉの溶解度は、温度が低いほど小さく、固液界面でＭｇ及びＳｉは液相側に排出され、液体のインターデンドライト部に濃縮されていくこととなる。この現象は、平衡状態に近い、すなわち冷却速度が遅いほど顕著になるため、冷却速度が遅い場合、Ｍｇ_２Ｓｉの分布は界面合金層近傍に偏在しやすくなる。つまり、冷却速度を速く（平均１０℃／ｓｅｃ以上に）することによって、上述したＭｇ_２Ｓｉの分布について、界面合金層近傍での偏在を抑制し、本来のＭｇ_２Ｓｉの分布を維持することができる。すなわち、前記めっき層中のＭｇ_２Ｓｉの分布を、前記界面合金層の近傍に比べて、前記主層表面側のほうが多いという状態を確保できる。
　同様の観点から、前記溶融めっき後の鋼板の冷却は、２０℃／ｓｅｃ以上の平均冷却速度で行うことがより好ましく、３０℃／ｓｅｃ以上の平均冷却速度で行うことがさらに好ましく、４０℃／ｓｅｃ以上の平均冷却速度で行うことが特に好ましい。

　なお、本発明の製造方法において、前記溶融めっき時の浴温及び進入板温、並びに、溶融めっき後の冷却条件以外については、特に限定はされず、常法に従って溶融Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｓｒめっき鋼板を製造することができる。

　本発明の製造方法によって得られた溶融Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｓｒめっき鋼板は、その表面に、化成処理皮膜をさらに形成すること（化成処理工程）や、別途塗装設備において塗膜をさらに形成すること（塗膜形成工程）も可能である。
　なお、前記化成処理皮膜については、例えば、クロメート処理液又はクロメートフリー化成処理液を塗布し、水洗することなく、鋼板温度として８０~３００℃となる乾燥処理を行うクロメート処理又はクロメートフリー化成処理により形成することが可能である。これら化成処理皮膜は単層でも複層でもよく、複層の場合には複数の化成処理を順次行えばよい。
　また、前記塗膜については、ロールコーター塗装、カーテンフロー塗装、スプレー塗装等の形成方法が挙げられる。有機樹脂を含有する塗料を塗装した後、熱風乾燥、赤外線加熱、誘導加熱等の手段により加熱乾燥して塗膜を形成することが可能である。

（サンプル１~２５）
　常法で製造した板厚０．５ｍｍの冷延鋼板を下地鋼板として用い、連続式溶融めっき設備において、サンプル１~２５の溶融Ａｌ−Ｚｎ系めっき鋼板の製造を行った。なお、製造に用いためっき浴の組成については、表１に示す各サンプルのめっき層の組成とほぼ同じであり、めっき浴の浴温、鋼板の進入板温及びめっき浴の浴温から１５０℃減算した温度までの冷却速度、については表１に示す。
　その後、得られた溶融Ａｌ−Ｚｎ系めっき鋼板の各サンプルについては、走査型電子顕微鏡を用いてエネルギー分散型Ｘ線分光法（ＳＥＭ−ＥＤＸ）により、無作為の一カ所で断面の観察を行った。
　そして、それぞれのサンプルについて、形成されためっき層の各条件及びめっきの各製造条件を測定又は算出し、表１に示す。

（評価）
　上記のように得られた溶融Ａｌ−Ｚｎ系めっき鋼板の各サンプルについて、以下の評価を行った。評価結果を表１に示す。

（１）表面外観性
　溶融Ａｌ−Ｚｎ系めっき鋼板の各サンプルについて、１０００~１６００ｍｍ程度の鋼板巾×長手１０００ｍｍの観察視野で、めっき層の表面（各サンプルの両面）を目視により観察した。
　そして、観察結果を、以下の基準に従って評価した。
　○：表面及び裏面のいずれについても、シワ状欠陥が全く観察されなかった
　×：表面及び裏面のうちの少なくとも一方に、シワ状欠陥が観察された

（２）耐食性評価（平板部の耐食性）
　溶融Ａｌ−Ｚｎ系めっき鋼板の各サンプルについてについて、日本自動車規格の複合サイクル試験（ＪＡＳＯ−ＣＣＴ）を行った。ＪＡＳＯ−ＣＣＴについては、図６に示すように、特定の条件で、塩水噴霧、乾燥及び湿潤を１サイクルとした試験である。
　各サンプルに赤錆が発生するまでのサイクル数を測定し、以下の基準に従って評価した。
　○：赤錆発生サイクル数≧４００サイクル
　△：３００サイクル≦赤錆発生サイクル数＜４００サイクル
　×：赤錆発生サイクル数＜３００サイクル
（３）曲げ加工部耐食性評価（加工部の耐食性）
　溶融Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｓｒめっき鋼板の各サンプルについて、同板厚の板を内側に３枚挟んで１８０°曲げの加工（３Ｔ曲げ）を施した後、曲げの外側に日本自動車規格の複合サイクル試験（ＪＡＳＯ−ＣＣＴ）を行った。ＪＡＳＯ−ＣＣＴについては、図６に示すように、特定の条件で、塩水噴霧、乾燥及び湿潤を１サイクルとした試験である。
　各サンプルの加工部に赤錆が発生するまでのサイクル数を測定し、以下の基準に従って評価した。
　○：赤錆発生サイクル数≧４００サイクル
　△：３００サイクル≦赤錆発生サイクル数＜４００サイクル
　×：赤錆発生サイクル数＜３００サイクル

　表１から、本発明例の各サンプルは、比較例の各サンプルに比べて、表面外観性、耐食性及び加工部耐食性のいずれについてもバランスよく優れていることがわかる。

　本発明によれば、良好な表面外観性を有するとともに、平板部及び加工部の耐食性に優れた溶融Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｓｒめっき鋼板、並びに、良好な表面外観性を有するとともに、平板部及び加工部の耐食性に優れた溶融Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｓｒめっき鋼板の製造方法を提供できる。

Claims

　めっき層が、Ａｌ：４０~７０質量％、Ｓｉ：０．６~５質量％、Ｍｇ：０．１~１０質量％及びＳｒ：０．００１~１．０質量％を含有し、残部がＺｎ及び不可避的不純物からなる組成を有し、
　前記めっき層は、下地鋼板との界面に存在する界面合金層と該合金層の上に存在する主層とからなり、
　前記めっき層の厚さ方向の断面において観察されるＭｇ_２Ｓｉのうち、前記主層の表面から５０％までの厚さ範囲内に存在するＭｇ_２Ｓｉの面積割合が５０％以上であり、且つ、前記主層の表面から前記界面合金層に達するまで延在するＭｇ_２Ｓｉの面積割合が５０％以下であることを特徴とする、溶融Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｓｒめっき鋼板。
　前記めっき層の厚さ方向の断面において観察されるＭｇ_２Ｓｉのうち、前記主層の表面から５０％までの厚さ範囲内に存在するＭｇ_２Ｓｉの面積割合が６０％以上であり、且つ、前記主層の表面から前記界面合金層に達するまで延在するＭｇ_２Ｓｉの面積割合が５０％以下であることを特徴とする、請求項１に記載の溶融Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｓｒめっき鋼板。
　前記めっき層の厚さ方向の断面において観察されるＭｇ_２Ｓｉのうち、前記主層の表面から５０％までの厚さ範囲内に存在するＭｇ_２Ｓｉの面積割合が６０％以上であり、且つ、前記主層の表面から前記界面合金層に達するまで延在するＭｇ_２Ｓｉの面積割合が４０％以下であることを特徴とする、請求項１又は２に記載の溶融Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｓｒめっき鋼板。
　前記めっき層の厚さ方向の断面において観察されるＳｉ相は、前記めっき層の厚さ方向の断面において観察されるＭｇ_２Ｓｉ及びＳｉ相の面積率の合計に対するＳｉ相の面積率の割合が、３０％以下であることを特徴とする、請求項１~３のいずれか１項に記載の溶融Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｓｒめっき鋼板。
　前記主層がα−Ａｌ相のデンドライト部分を有し、該デンドライト部分の平均デンドライトアーム間距離と、前記めっき層の厚さとが、以下の式（１）を満足することを特徴とする、請求項１~４のいずれか１項に記載の溶融Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｓｒめっき鋼板。
ｔ／ｄ≧１．５　・・・（１）
ｔ：めっき層の厚さ（μｍ）、ｄ：平均デンドライトアーム間距離（μｍ）
　Ａｌ：４０~７０質量％、Ｓｉ：０．６~５質量％、Ｍｇ：０．１~１０質量％及びＳｒ：０．００１~１．０質量％を含有し、残部がＺｎ及び不可避的不純物からなる組成を有し、浴温が５８５℃以下であるめっき浴を用い、
　鋼板に溶融めっきを施す際、前記めっき浴進入時の鋼板温度（進入板温）を、前記めっき浴の浴温から２０℃加算した温度（めっき浴温＋２０℃）以下とすることを特徴とする、溶融Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｓｒめっき鋼板の製造方法。
　前記鋼板の進入板温が、前記めっき浴の浴温以下であることを特徴とする請求項６に記載の溶融Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｓｒめっき鋼板の製造方法。
　前記鋼板に溶融めっきを施した後、１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で、板温が前記めっき浴の浴温から１５０℃減算した温度（めっき浴温−１５０℃）になるまで、前記鋼板を冷却することを特徴とする、請求項６又は７に記載の溶融Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｓｒめっき鋼板の製造方法。