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WO2022215694A1 - Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき縞鋼板 - Google Patents

Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき縞鋼板 Download PDF

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WO2022215694A1
WO2022215694A1 PCT/JP2022/017109 JP2022017109W WO2022215694A1 WO 2022215694 A1 WO2022215694 A1 WO 2022215694A1 JP 2022017109 W JP2022017109 W JP 2022017109W WO 2022215694 A1 WO2022215694 A1 WO 2022215694A1
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WO
WIPO (PCT)
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less
checkered steel
layer
steel sheet
plated
Prior art date
Application number
PCT/JP2022/017109
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English (en)
French (fr)
Inventor
完 齊藤
靖人 後藤
Original Assignee
日本製鉄株式会社
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Publication date
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Priority to AU2022254564A priority patent/AU2022254564B2/en
Priority to EP22784676.3A priority patent/EP4321643A1/en
Priority to US18/553,206 priority patent/US20240183018A1/en
Priority to BR112023020234A priority patent/BR112023020234A2/pt
Priority to CA3213891A priority patent/CA3213891A1/en
Application filed by 日本製鉄株式会社 filed Critical 日本製鉄株式会社
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Priority to CN202280024852.7A priority patent/CN117062935A/zh
Priority to KR1020237034268A priority patent/KR20230155533A/ko
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    • C23C28/028—Including graded layers in composition or in physical properties, e.g. density, porosity, grain size
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    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
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    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
    • C23C2/36—Elongated material
    • C23C2/40—Plates; Strips

Definitions

  • the present disclosure relates to a Zn-Al-Mg plated checkered steel sheet.
  • a checkered steel plate is a steel plate with a continuous non-slip projection (that is, a protrusion) on the surface by rolling.
  • protrusions of constant width, constant length, and constant height are provided at a constant angle and a constant pitch with respect to the rolling direction.
  • a checkered steel plate is usually manufactured by hot rolling.
  • Checkered steel sheets are used for floorboards or steps of large vehicles (buses, trucks, etc.), floorboards of multistory parking lots, floorboards of factories, decks of ships, temporary scaffolds or stairs at construction sites, and the like.
  • Patent Document 1 having a base steel sheet, a Ni plating layer arranged on the surface of the base steel sheet, and a hot-dip plating layer arranged on the surface of the Ni plating layer, A hot-dip plated checkered steel sheet having a convex portion and a flat portion, wherein the thickness of the Ni plating layer on the convex portion is 0.07 to 0.4 ⁇ m per side, and the Ni plating layer on the flat portion is The thickness is 0.05 to 0.35 ⁇ m per side, and the thickness of the Ni plating layer on the convex portion is more than 100% and 400% or less of the thickness of the Ni plating layer on the flat portion.
  • the adhesion amount of the hot-dip plated layer is 60 to 400 g / m 2 per side, and the hot-dip plated layer has a chemical composition of, in mass%, Al: more than 1.0% and 26% or less, Mg: 0 05-10%, Si: 0-1.0%, Sn: 0-3.0%, Ca: 0-1.0%, and the balance being Zn and impurities.” It is
  • Corrosion resistance is required for checkered steel sheets because they are often used outdoors. Therefore, as disclosed in Patent Documents 1 and 2, the checkered steel sheet is subjected to hot-dip plating in order to improve corrosion resistance.
  • the checkered steel sheet is a steel sheet having a local thickness difference due to convex portions and flat portions. Therefore, when hot-dip plating is applied to the checkered steel plate to improve corrosion resistance, the amount of expansion and contraction due to temperature changes differs between the convex portions and the flat portions of the checkered steel plate, resulting in deformation of the checkered steel plate. When the deformed plated checkered steel sheet is made into a product, the flatness becomes poor. Further, when the flatness is deteriorated, the thickness of the plating layer is uneven, and the corrosion resistance and workability are deteriorated.
  • the Zn-Al-Mg alloy plating bath has a lower viscosity than the Zn-based plating bath. descend. Therefore, the Zn-Al-Mg plated checkered steel sheet is required to have a further improvement in flatness.
  • an object of the present disclosure is to provide a Zn-Al-Mg plated checkered steel sheet with excellent flatness, corrosion resistance and workability.
  • a Zn-Al-Mg-based plated checkered steel sheet having The plating layer is mass%, Zn: more than 65.0%, Al: more than 1.0% to less than 25.0%, Mg: more than 1.0% to less than 12.5%, Sn: 0% to 5.0%, Bi: 0% to less than 5.0%, In: 0% to less than 2.0%, Ca: 0% to 3.00%, Y: 0% to 0.5%, La: 0% to less than 0.5%, Ce: 0% to less than 0.5%, Si: 0% to less than 2.5%, Cr: 0% to less than 0.25%, Ti: 0% to less than 0.25%, Zr: 0% to less than 0.25%, Mo: 0% to less than 0.25%, W: 0% to less than 0.25%, Ag: 0% to less than 0.25%, P: 0% to less than 0.25%, Ni: 0% to less than 0.25%, Co: 0% to less than 0.25%, V: 0% to less than 0.25%, Nb:
  • Formula 1 x/(T ⁇ t) ⁇ 1.5
  • Formula 2 0.5 ⁇ T ⁇ t ⁇ t
  • the unit of the sheet thicknesses T and t of the base checkered steel sheet and the gap height x in the formulas 1 and 2 is "mm".
  • ⁇ 2> The Zn-Al-Mg-based plating stripes according to ⁇ 1>, wherein the Al concentration is more than 5.0% and less than 25.0%, and the Mg concentration is more than 3.0% and less than 12.5%. steel plate.
  • ⁇ 3> The Zn-Al-Mg plated checkered steel sheet according to ⁇ 1> or ⁇ 2>, wherein the plating layer includes an Al-Fe alloy layer between the base checkered steel sheet and the Zn-Al-Mg alloy layer.
  • FIG. 1 is a SEM photograph (500 ⁇ ) showing an example of a cross section of a Zn—Al—Mg plated checkered steel sheet of the present disclosure.
  • 1 is a SEM photograph (2000 ⁇ ) showing an example of a cross section of a Zn—Al—Mg plated checkered steel sheet of the present disclosure.
  • FIG. 4 is a schematic diagram for explaining a method for measuring the gap height x in the Zn—Al—Mg plated checkered steel sheet of the present disclosure.
  • FIG. 2 is a schematic plan view showing an example of the base checkered steel sheet of the Zn-Al-Mg-based plated checkered steel sheet of the present disclosure.
  • FIG. 3B is a schematic cross-sectional view showing an example of the base checkered steel sheet of the Zn-Al-Mg-based plated checkered steel sheet of the present disclosure, and is a schematic cross-sectional view taken along line GG of FIG. 3A.
  • FIG. 3B is a schematic cross-sectional view showing an example of the base checkered steel sheet of the Zn—Al—Mg-based plated checkered steel plate of the present disclosure, and is a schematic cross-sectional view taken along line FF of FIG. 3A.
  • % display of the content of each element in the chemical composition means “% by mass”.
  • a numerical range represented using “to” means a range including the numerical values described before and after “to” as lower and upper limits.
  • Numerical ranges in which "greater” or “less than” are attached to numerical values written before and after “to” mean ranges that do not include these numerical values as lower or upper limits.
  • the content of an element in a chemical composition may be expressed as element concentration (for example, Zn concentration, Mg concentration, etc.).
  • the Zn-Al-Mg-based plated checkered steel sheet (hereinafter also simply referred to as "plated checkered steel sheet”) of the present disclosure includes a base checkered steel plate having a convex portion and a flat portion on one plate surface, and the base checkered steel plate. and a plated layer including a Zn--Al--Mg alloy layer arranged on a plate surface provided with convex portions and flat portions. Then, in the plated checkered steel sheet of the present disclosure, the plated layer has a predetermined chemical composition, and is perpendicular to the longitudinal direction of the protrusion at the center in the longitudinal direction of the protrusion, and is cut along the plate thickness direction.
  • the thickness ratio of the plated layer in the flat part on the left and right of the convex part is 0.2 or more and 5.0 or less, and the convex part
  • the plate thickness of the base checkered steel plate in the flat part is T
  • the plate thickness of the base checkered steel plate in the flat part is t
  • the plated checkered steel plate is set to stand still, and the plated checkered steel plate is placed still.
  • the gap height x between the plate surface of the plated striped steel sheet facing the mounting surface satisfies the following formulas 1 and 2.
  • Formula 2 0.5 ⁇ T ⁇ t ⁇ t
  • the unit of the sheet thicknesses T and t of the base checkered steel sheet and the gap height x in the formulas 1 and 2 is "mm".
  • the plated steel plate of the present disclosure is a Zn-Al-Mg-based plated steel plate with excellent flatness, corrosion resistance and workability due to the above configuration. Then, the plated checkered steel sheet of the present disclosure was found based on the following findings.
  • the inventors further improved the flatness and studied how to suppress variations in the thickness of the plating layer even with the Zn-Al-Mg-based plating, which has a lower viscosity than the Zn-based plating bath. As a result, the following findings were obtained.
  • the deterioration of the flatness of the plated checkered steel sheet affects not only the heating temperature of the base checkered steel sheet before immersion in the plating bath, but also the heating rate and cooling rate.
  • the base checkered steel sheet is hot-dip plated, even if it is rapidly heated and cooled before immersion in the plating bath, the amount of expansion and contraction due to the sudden temperature change between the convex portions and flat portions with different plate thicknesses A difference occurs and transforms. This is because, when heating and cooling, the heating rate and the cooling rate differ between the convex portions and the flat portions of the base checkered steel sheet, unlike a normal flat steel sheet.
  • the base checkered steel sheet is heated and cooled at a moderate heating rate and cooling rate before immersion in the plating bath, it is difficult to cause a difference in heating rate and cooling rate between the convex portion and the flat portion having different plate thicknesses. Become. Thereby, the convex portion and the flat portion are heated and cooled as uniformly as possible, and deformation is suppressed. As a result, the flatness of the base striped steel sheet is further improved, and even with the Zn--Al--Mg-based plating, variations in the thickness of the plating layer are reduced, and corrosion resistance and workability are improved.
  • the inventors have found that a Zn-Al-Mg-based plated checkered steel sheet that satisfies the above formulas 1 and 2 and the layer thickness ratio of the plated layer in the flat portion can be obtained.
  • the plated steel plate of the present disclosure is a Zn-Al-Mg plated steel plate with excellent flatness, corrosion resistance and workability.
  • a striped steel sheet is a steel sheet to be plated.
  • the checkered steel sheet is provided with a convex portion and a flat portion on one plate surface.
  • the checkered steel sheet is usually hot-rolled to have convex shapes.
  • the steel type of the base checkered steel sheet is not particularly limited.
  • the base checkered steel plate includes, for example, a steel type corresponding to general structural rolled steel specified in JIS G3101:2015.
  • the convex shape of the base checkered steel sheet is imparted by, for example, transferring the concave shape formed on the working rolls to the steel sheet surface in the finishing stage of hot rolling.
  • the plate surface opposite to the plate surface provided with the convex portion and the flat portion in the plate thickness direction is a surface having the surface properties of a normal steel plate.
  • the plate surface on which the convex portion and the flat portion are provided and the plate surface opposite to the plate surface in the plate thickness direction are, for example, in the stage of finish hot rolling, the operation in which the convex portion and the flat portion are provided. It is a plate surface provided by a normal rolling roll (that is, a roll having normal roughness) facing the roll.
  • the base checkered steel plate may be a pre-plated checkered steel plate.
  • a pre-plated checkered steel sheet is obtained, for example, by an electrolytic treatment method or a displacement plating method.
  • electrolytic treatment method a pre-plated checkered steel sheet is obtained by immersing the base checkered steel sheet in a sulfuric acid bath or a chloride bath containing metal ions of various pre-plating components and performing electrolytic treatment.
  • displacement plating method a pre-plated checkered steel plate is obtained by immersing a base checkered steel plate in an aqueous solution containing metal ions of various pre-plating components and pH-adjusted with sulfuric acid to cause displacement deposition of metals.
  • a typical example of the pre-plated checkered steel sheet is a pre-Ni-plated checkered steel sheet.
  • the plating layer includes a Zn-Al-Mg alloy layer.
  • the plating layer may include an Al--Fe alloy layer in addition to the Zn--Al--Mg alloy layer.
  • the Al--Fe alloy layer is arranged between the checkered steel sheet and the Zn--Al--Mg alloy layer.
  • the plated layer may have a single layer structure of a Zn--Al--Mg alloy layer, or may have a laminated structure including a Zn--Al--Mg alloy layer and an Al--Fe alloy layer.
  • the Zn--Al--Mg alloy layer is preferably a layer forming the surface of the plating layer.
  • an oxide film of the constituent elements of the plating layer is formed on the surface of the plating layer with a thickness of about 50 nm, it is considered that the thickness is thinner than the thickness of the entire plating layer and does not constitute the main body of the plating layer.
  • the coating weight of the plating layer is preferably 60 to 500 g/m 2 per side.
  • the coating weight of the plating layer is 60 g/m 2 or more, corrosion resistance can be ensured more reliably.
  • the coating amount of the plating layer is 500 g/m 2 or less, it is possible to suppress appearance defects such as drip patterns of the plating layer.
  • the chemical composition of the plating layer is mass %, Zn: more than 65.0%, Al: more than 1.0% to less than 25.0%, Mg: more than 1.0% to less than 12.5%, Sn: 0% to 5.0%, Bi: 0% to less than 5.0%, In: 0% to less than 2.0%, Ca: 0% to 3.00%, Y: 0% to 0.5%, La: 0% to less than 0.5%, Ce: 0% to less than 0.5%, Si: 0% to less than 2.5%, Cr: 0% to less than 0.25%, Ti: 0% to less than 0.25%, Zr: 0% to less than 0.25%, Mo: 0% to less than 0.25%, W: 0% to less than 0.25%, Ag: 0% to less than 0.25%, P: 0% to less than 0.25%, Ni: 0% to less than 0.25%, Co: 0% to less than 0.25%, V: 0% to less than 0.25%, Nb: 0% 0% to less than 0.25%,
  • the chemical composition of this plating layer is the average chemical composition of the entire plating layer (if the plating layer has a single-layer structure of a Zn-Al-Mg alloy layer, the average chemical composition of the Zn-Al-Mg alloy layer, the plating layer is the average chemical composition of the total of the Al--Fe alloy layer and the Zn--Al--Mg alloy layer in the case of the laminated structure of the Al--Fe alloy layer and the Zn--Al--Mg alloy layer.
  • the chemical composition of the Zn--Al--Mg alloy layer is almost the same as the chemical composition of the plating bath, since the formation reaction of the plating layer is completed in the plating bath in most cases.
  • the Al—Fe alloy layer is instantly formed and grown immediately after immersion in the plating bath.
  • the Al--Fe alloy layer has completed its formation reaction in the plating bath, and its thickness is often sufficiently smaller than that of the Zn--Al--Mg alloy layer.
  • the average chemical composition of the entire plating layer is substantially the same as that of the Zn-Al-Mg alloy layer, and that of the Al-Fe alloy layer. component can be ignored.
  • Zn more than 65.0% Zn is an element necessary for obtaining corrosion resistance.
  • the plating layer is composed of elements with low specific gravity such as Al and Mg. Therefore, the Zn concentration should be over 65.0%.
  • Zn concentration is preferably 70% or more. Note that the upper limit of the Zn concentration is the concentration of elements other than Zn and the remainder other than impurities.
  • Al more than 1.0% to less than 25.0%
  • Al is an essential element for forming Al crystals and ensuring corrosion resistance.
  • Al is also an essential element for enhancing the adhesion of the plating layer and ensuring workability. Therefore, the lower limit of the Al concentration should be over 1.0% (preferably over 5.0%, more preferably 10.0% or more).
  • the upper limit of Al concentration is less than 25.0% (preferably 23.0% or less).
  • Mg more than 1.0% to less than 12.5% Mg is an essential element for ensuring corrosion resistance. Therefore, the lower limit of the Mg concentration should be over 1.0% (preferably over 3.0%, more preferably over 5.0%). On the other hand, when the Mg concentration increases too much, workability tends to deteriorate. Therefore, the upper limit of the Mg concentration is less than 12.5% (preferably 10.0% or less).
  • Sn 0-5.0% Sn is an element that contributes to corrosion resistance. Therefore, the lower limit of the Sn concentration is preferably over 0% (preferably 0.1% or more, more preferably 0.5% or more). On the other hand, when the Sn concentration increases too much, the corrosion resistance tends to deteriorate. Therefore, the upper limit of Sn concentration is set to 5.0% or less (preferably 3.0% or less).
  • Bi 0% to less than 5.0% Bi is an element that contributes to corrosion resistance. Therefore, the lower limit of the Bi concentration is preferably over 0% (preferably 0.1% or more, more preferably 3.0% or more). On the other hand, when the Bi concentration increases too much, the corrosion resistance tends to deteriorate. Therefore, the upper limit of the Bi concentration is less than 5.0% (preferably 4.8% or less).
  • In 0% to less than 2.0% In is an element that contributes to corrosion resistance. Therefore, the lower limit of the In concentration is preferably over 0% (preferably 0.1% or more, more preferably 1.0% or more). On the other hand, when the In concentration increases too much, the corrosion resistance tends to deteriorate. Therefore, the upper limit of the In concentration is less than 2.0% (preferably 1.8% or less).
  • Ca 0% to 3.0% Ca is an element that can adjust the optimum Mg elution amount for imparting corrosion resistance. Therefore, the lower limit of Ca concentration is preferably over 0% (preferably 0.05% or more). On the other hand, when the Ca concentration increases too much, corrosion resistance and workability tend to deteriorate. Therefore, the upper limit of Ca concentration is 3.0% or less (preferably 1.0% or less).
  • Y 0% to 0.5% Y is an element that contributes to corrosion resistance. Therefore, the lower limit of the Y concentration is preferably over 0% (preferably 0.1% or more). On the other hand, if the Y concentration increases too much, the corrosion resistance tends to deteriorate. Therefore, the upper limit of the Y concentration is 0.5% or less (preferably 0.3% or less).
  • La and Ce 0% to less than 0.5%
  • La and Ce are elements that contribute to corrosion resistance. Therefore, the lower limits of La concentration and Ce concentration are preferably over 0% (preferably 0.1% or more). On the other hand, if the La concentration and Ce concentration are too high, the corrosion resistance tends to deteriorate. Therefore, the upper limits of La concentration and Ce concentration are each less than 0.5% (preferably 0.4% or less).
  • Si 0% to less than 2.5%
  • Si is an element that suppresses the growth of the Al—Fe alloy layer and contributes to the improvement of corrosion resistance. Therefore, the Si concentration is preferably over 0% (preferably 0.05% or more, more preferably 0.1% or more).
  • the Si concentration is preferably 0.1% or more (preferably 0.2% or more) from the viewpoint of ensuring corrosion resistance.
  • the upper limit of Si concentration is set to less than 2.5%.
  • the Si concentration is preferably 2.4% or less, more preferably 1.8% or less, and even more preferably 1.2% or less.
  • the concentrations of Cr, Ti, Zr, Mo, W, Ag, P, Ni, Co, V, Nb, Cu, Mn, Li, Na and K are too high, corrosion resistance tends to deteriorate. Therefore, the upper limits of the concentrations of Cr, Ti, Zr, Mo, W, Ag, P, Ni, Co, V, Nb, Cu, Mn, Li, Na, and K are each less than 0.25%. .
  • the upper limit of the concentration of Cr, Ti, Zr, Mo, W, Ag, P, Ni, Co, V, Nb, Cu, Mn, Li, Na, and K is preferably 0.22% or less.
  • the Zn--Al--Mg alloy layer and the Al--Fe alloy layer contain a certain Fe concentration. It has been confirmed that up to a Fe concentration of 5.0% does not adversely affect the performance of a plating layer (particularly a Zn--Al--Mg alloy layer). Since most of Fe is often contained in the Al—Fe alloy layer, the Fe concentration generally increases as the thickness of this layer increases.
  • Sr, Sb, Pb and B 0% to less than 0.5% Sr, Sb, Pb and B are elements that contribute to corrosion resistance. Therefore, it is preferable that the lower limits of the concentrations of Sr, Sb, Pb and B each exceed 0% (preferably 0.05% or more, more preferably 0.1% or more). On the other hand, when the concentrations of Sr, Sb, Pb and B are excessively increased, corrosion resistance tends to deteriorate. Therefore, the upper limits of the concentrations of Sr, Sb, Pb and B are each less than 0.5%.
  • Impurity Impurity refers to a component contained in raw materials or a component that is mixed in during the manufacturing process and is not intentionally included.
  • the coating layer may contain a small amount of components other than Fe as impurities due to mutual atomic diffusion between the checkered steel sheet and the coating bath.
  • the chemical composition of the plating layer is measured by the following method. First, an acid solution is obtained by exfoliating and dissolving a plating layer with an acid containing an inhibitor for suppressing corrosion of the base checkered steel sheet. Next, by measuring the obtained acid solution by ICP analysis, the chemical composition of the plating layer (if the plating layer has a single-layer structure of a Zn-Al-Mg alloy layer, the chemical composition of the Zn-Al-Mg alloy layer , the total chemical composition of the Al--Fe alloy layer and the Zn--Al--Mg alloy layer) can be obtained when the plating layer has a laminated structure of an Al--Fe alloy layer and a Zn--Al--Mg alloy layer.
  • the acid species is not particularly limited as long as it is an acid capable of dissolving the plating layer.
  • the components of the pre-plating are also detected.
  • the ICP analysis detects not only Ni in the coating layer but also Ni in the pre-Ni-plating.
  • a pre-plated checkered steel plate with a Ni adhesion amount of 1 g/m 2 to 3 g/m 2 (thickness of about 0.1 to 0.3 ⁇ m) is used as the base checkered steel plate, if the coating layer Even if the Ni concentration contained is 0%, the Ni concentration is detected as 0.1 to 15%. Therefore, the Ni concentration in the plated layer may become unknown as a result of the ICP analysis.
  • the Ni concentration in the coating layer when the pre-Ni-plated checkered steel sheet is used as the base steel sheet is measured by glow discharge optical emission spectrometry (quantitative GDS). Specifically, using three or more standard samples with different Ni concentrations with a high-frequency glow discharge luminescence surface analyzer (manufactured by Horiba, model number: GD-Profiler2), the relationship between the Ni concentration and the luminescence intensity of Ni Create a calibration curve for Zn alloy standard samples IMN ZH1, ZH2 and ZH4 manufactured by BAS are used as standard samples.
  • the GDS measurement conditions are as follows. H. V.
  • the pre-Ni-plated checkered steel sheet is used as the base checkered steel sheet, when the base checkered steel sheet is immersed in the plating bath, a small amount of Ni in the pre-Ni plating layer dissolves in the plating bath.
  • the Ni concentration in the plating bath is 0.02 to 0.03% higher than the Ni concentration in the freshly prepared plating bath. Therefore, when the pre-Ni-plated checkered steel sheet is used, the Ni concentration in the coating layer increases by 0.03% at maximum.
  • the method for determining whether or not the base checkered steel sheet is the pre-plated checkered steel sheet is as follows. From the checkered steel plate to be measured, a sample whose cross section cut along the plate thickness direction of the checkered steel plate is taken as a measurement surface. An electron probe microanalyser (FE-EPMA) is used to line-analyze the vicinity of the interface between the plating layer of the checkered steel sheet and the base checkered steel sheet on the measurement surface of the sample to measure the Ni concentration.
  • FE-EPMA electron probe microanalyser
  • the measurement conditions are an acceleration voltage of 15 kV, a beam diameter of about 100 nm, an irradiation time of 1000 ms per point, and a measurement pitch of 60 nm.
  • the measurement distance may be a distance at which it can be confirmed whether or not the Ni concentration is concentrated at the interface between the coating layer of the checkered steel sheet and the base checkered steel sheet. Then, if the Ni concentration is high at the interface between the coating layer and the base checkered steel plate in the checkered steel plate, the base checkered steel plate is determined to be a pre-plated checkered steel plate.
  • the Al—Fe alloy layer may be formed on the surface of the checkered steel plate (specifically, between the checkered steel plate and the Zn—Al—Mg alloy layer), and the Al 5 Fe phase is the main phase of the structure. layer.
  • the Al—Fe alloy layer is formed by mutual atomic diffusion of the checkered steel sheet and the plating bath.
  • the coating layer is formed by the hot dip coating method, so the coating layer containing the Al element is likely to form an Al—Fe alloy layer. Since the plating bath contains Al at a certain concentration or higher, the Al 5 Fe phase forms the most.
  • the Al—Fe alloy layer may partially contain a small amount of an AlFe phase, an Al 3 Fe phase, an Al 5 Fe 2 phase, or the like.
  • the plating bath contains Zn at a certain concentration, the Al—Fe alloy layer also contains a small amount of Zn.
  • the corrosion resistance of the Al 5 Fe phase, the Al 3 Fe phase, the AlFe phase, and the Al 5 Fe 2 phase is almost the same.
  • the corrosion resistance referred to here is the corrosion resistance of portions not affected by welding.
  • Si when Si is contained in the plated layer, Si is particularly likely to be incorporated into the Al--Fe alloy layer, and may form an Al--Fe--Si intermetallic compound phase.
  • the identified intermetallic compound phase includes the AlFeSi phase, and ⁇ , ⁇ , q1, q2-AlFeSi phases and the like exist as isomers. Therefore, these AlFeSi phases and the like may be detected in the Al--Fe alloy layer.
  • the Al--Fe alloy layer containing these AlFeSi phases and the like is also called an Al--Fe--Si alloy layer. Since the Al--Fe--Si alloy layer is also thinner than the Zn--Al--Mg alloy layer, its influence on the corrosion resistance of the entire plating layer is small.
  • the structure of the Al—Fe alloy layer may change depending on the amount of pre-plating applied. Specifically, when the pure metal layer used for pre-plating remains around the Al-Fe alloy layer, an intermetallic compound phase (for example, Al 3 Ni phase, etc.) forms an alloy layer, forms an Al—Fe alloy layer in which part of Al atoms and Fe atoms are substituted, or forms part of Al atoms, Fe atoms, and Si atoms in substitution In some cases, an Al--Fe--Si alloy layer is formed.
  • an intermetallic compound phase for example, Al 3 Ni phase, etc.
  • the Al--Fe alloy layer is a layer including alloy layers of the above-described various modes in addition to the alloy layer mainly composed of the Al 5 Fe phase.
  • an Al-Ni-Fe alloy layer is formed as the Al-Fe alloy layer.
  • the thickness of the Al—Fe alloy layer is, for example, 0 ⁇ m or more and 7 ⁇ m or less.
  • the thickness of the Al—Fe alloy layer is preferably 0.05 ⁇ m or more and 5 ⁇ m or less from the viewpoint of enhancing the adhesion of the plating layer (specifically, the Zn—Al—Mg alloy layer) and ensuring corrosion resistance and workability.
  • the thickness of the Zn-Al-Mg alloy layer is usually thicker than that of the Al-Fe alloy layer, the contribution of the Al-Fe alloy layer to the corrosion resistance of the plated checkered steel sheet is the same as that of the Zn-Al-Mg alloy layer. small in comparison.
  • the Al—Fe alloy layer contains Al and Zn, which are corrosion-resistant elements, at a certain concentration or more, as presumed from the results of component analysis. Therefore, the Al--Fe alloy layer has a certain degree of corrosion resistance to the checkered steel sheet.
  • a plating layer having a chemical composition specified in the present disclosure is formed by a hot-dip plating method, an Al-Fe alloy layer of 100 nm or more is formed between the base checkered steel sheet and the Zn-Al-Mg alloy layer. many.
  • the thickness of the Al—Fe alloy layer is preferably 0.05 ⁇ m or more. However, since a thick Al--Fe alloy layer causes marked deterioration in plating workability, it is preferable that the thickness is less than a certain value. From the viewpoint of workability, the thickness of the Al—Fe alloy layer is preferably 7 ⁇ m or less. When the thickness of the Al--Fe alloy layer is 7 ⁇ m or less, the amount of cracks and powdering generated starting from the Al--Fe alloy layer is reduced, and workability is improved. The thickness of the Al—Fe alloy layer is more preferably 5 ⁇ m or less, more preferably 2 ⁇ m or less.
  • the thickness of the Al--Fe alloy layer is measured as follows. After embedding the sample in resin, it is ground and polished, and the backscattered electron image of the SEM of the cross section of the plating layer (the cross section along the plate thickness direction of the plating layer) (with a magnification of 10,000 times and a field size of 50 ⁇ m ⁇ 200 ⁇ m, The field of view in which the Al--Fe alloy layer is visible), the thickness is measured at any five points of the identified Al--Fe alloy layer. The thickness of the Al--Fe alloy layer is taken as the arithmetic average of the five locations.
  • the layer thickness ratio of the plated layers in the flat portions on the left and right sides of the convex portion is set to 0.2 or more and 5.0 or less.
  • the layer thickness ratio of the plated layer in the flat portion is preferably 0.25 or more and 4.00 or less, and more It is preferably 0.33 or more and 3.00 or less.
  • the thickness of the plated layer on the flat portion is preferably 1.0 to 300.0 ⁇ m, more preferably 2.0 to 200.0 ⁇ m.
  • the layer thickness ratio of the plated layer in the flat portion is measured as follows. First, a cut surface (specifically, In FIG. 3A, the cut surface corresponding to the FF cross section) is taken as an observation surface. Next, the sample is embedded in resin, and the observation surface of the sample is observed with a scanning electron microscope (SEM) at a magnification of 500 or 2000 (see FIGS. 1A and 1B). Next, the layer thicknesses of the plated layers on the left and right flat portions are measured, and the ratio of the layer thickness of the left plated layer/the layer thickness of the right plated layer is obtained.
  • SEM scanning electron microscope
  • a point 3 mm away from the boundary between the convex portion and the flat portion (specifically, the end of the flat portion where a pair of plate surfaces facing in the plate thickness direction are parallel (see EG in FIG. 1A)) (See FP in FIG. 1) to measure the thickness of the plated layer (See FT in FIG. 1B) on the left and right flat portions.
  • B is the base checkered steel sheet
  • C is the plating layer
  • Q is the convex portion
  • P is the flat portion.
  • the stripe height Tt should be equal to or less than the plate thickness of the base checkered steel plate in the flat portion.
  • the lower limit of the fringe height Tt is set to more than 0.5 mm in order to ensure the functions of the plated fringed steel sheet (for example, slip resistance).
  • the gap height x between the plated checkered steel sheet and the stationary surface when the plated steel sheet is left at rest is too large, the flatness deteriorates. Therefore, the gap height x should be equal to or less than the stripe height T ⁇ t ⁇ 1.5.
  • the value of "x/(Tt)" is preferably 1.2 or less, more preferably 1.0 or less, from the viewpoints of improving flatness, improving corrosion resistance, and improving workability. From the same point of view, it is preferable that the "x/(Tt)" value be close to zero.
  • the "Tt” value is preferably 0.8 t or less, more preferably 0.7 t or less, from the viewpoints of improving flatness, improving corrosion resistance, and improving workability.
  • the lower limit of the stripe height Tt is set in consideration of the improvement of the function (for example, slip resistance) of the plated steel sheet.
  • the plate thickness t of the base checkered steel plate at the flat portion is preferably 1.6 to 6.0 mm.
  • the gap height x is preferably 3.0 mm or less, more preferably 2.0 mm or less.
  • the area occupancy of the convex portions is preferably 15 to 60%.
  • the plate thickness T of the base checkered steel plate at the convex portion, the plate thickness t of the base checkered steel plate at the flat portion, the checkered height T ⁇ t, and the gap height x are measured as follows.
  • a sample of 300 mm square is taken from the plate surface central portion of the plated striped steel sheet to be measured.
  • the collected sample is left still on a horizontal surface (stilling surface).
  • the plate surface of the sample facing the stationary surface corresponds to the surface of the plated checkered steel sheet on which the convex portions and flat portions are not provided.
  • the stationary sample is observed from the stationary surface and the horizontal direction, and the height of the gap between the stationary surface and the plate surface of the sample facing the stationary surface is measured (see FIG. 2). Then, this operation is performed from four sides of the sample, and the maximum value of the gap height is defined as the gap height x.
  • CS indicates the sample of the plated checkered steel sheet
  • Su indicates the stationary surface.
  • a cut surface (specifically, in FIG. 3A, FF A sample whose observation surface is the cut surface corresponding to the cross section is collected.
  • the sample is embedded in resin, and the observed surface of the sample is observed with an optical microscope at a magnification of 25 (see FIG. 1).
  • the plate thickness of the base checkered steel plate at the center of the convex portion in the width direction and the plate thickness of the base checkered steel plate at the center of the flat portion in the width direction are measured.
  • the base checkered steel sheet is heated to the temperature of the plating bath +20 ° C. or higher and 850 ° C. or lower at a heating rate of 5 to 20 ° C./s and then held, and then the temperature of the plating bath After cooling at a cooling rate of 5 to 20 ° C./s to a range of the temperature of the plating bath + 10 ° C. or less, the cooled base checkered steel sheet is immersed in the plating bath and pulled up from the plating bath. When the temperature exceeds 500°C, the steel sheet is cooled to 500°C at a cooling rate of 5 to 20°C/s to produce a plated checkered steel sheet.
  • the plating is carried out, for example, by a continuous molten metal plating method such as the Sendzimir method.
  • An example of a specific manufacturing method is as follows. First, a base checkered steel sheet having a checkered height T ⁇ t that satisfies Equation 1 is prepared. Next, after pickling the checkered steel sheet, the checkered steel sheet is heated and held at the final heating temperature.
  • pre-plating for example, pre-Ni plating
  • pre-Ni plating may be applied to the base checkered steel sheet after pickling and before heating.
  • the temperature reached by heating is the temperature of the plating bath +20°C or higher and 850°C or lower.
  • the heating rate is 5-20° C./s.
  • the heating rate is set to 5° C./s.
  • the heating holding time is 10 to 120 seconds. By setting the heating and holding time to 10 to 120 seconds, the oxide film on the surface can be reduced to improve the plating properties.
  • the base striped steel sheet is heated by, for example, electric heating, non-oxidizing direct flame heating, or radiation heating.
  • the base checkered steel sheet is cooled to a range of not less than the temperature of the plating bath and not more than the temperature of the plating bath +10.
  • the cooling rate is 5-20° C./s.
  • the cooling rate is set to 5°C/s.
  • Cooling of the base checkered steel sheet is performed, for example, by nitrogen gas cooling.
  • the cooled base checkered steel sheet is immersed in a plating bath having the same chemical composition as the chemical composition of the plating layer in the plated checkered steel sheet of the present disclosure.
  • the amount of coating applied is adjusted by wiping, and then cooled.
  • the temperature of the plating bath is 500° C. or less, there are no particular restrictions on the cooling conditions after plating.
  • the cooling rate to 500° C. after plating is 5 to 20° C./s.
  • the cooling rate is set to 5°C/s. There are no particular restrictions on the cooling conditions below 500°C. Cooling after plating is performed, for example, by air cooling or nitrogen gas cooling.
  • the distance between the wiping nozzle and the checkered steel sheet varies depending on the location during wiping after plating. Variation occurs in the layer thickness of the plating layer between parts. Also, in the case of gas cooling, the distance between the cooling nozzle and the striped steel sheet changes depending on the location, so the plating layer is locally thin and thick, and the thickness of the plating layer varies between flat areas. occur. In particular, since the Zn-Al-Mg-based plating bath has a lower viscosity than the Zn-based plating bath, the thickness of the plating layer tends to vary.
  • Zn-Al-Mg in which the layer thickness of the layer is less likely to vary, and the layer thickness ratio of the plated layer on the flat portion on the left and right of the protrusion (layer thickness on the left side / layer thickness on the right side) satisfies the above range.
  • a system-plated checkered steel sheet is obtained.
  • a film may be formed on the plating layer of the plated checkered steel sheet of the present disclosure.
  • the coating can form one layer or two or more layers.
  • Examples of the types of films directly on the plating layer include chromate films, phosphate films, and chromate-free films. Chromate treatment, phosphate treatment, and chromate-free treatment for forming these films can be performed by known methods.
  • Chromate treatment includes electrolytic chromate treatment, in which a chromate film is formed by electrolysis, reactive chromate treatment, in which a film is formed by using a reaction with the material, and then excess treatment liquid is washed away, and treatment liquid is applied to the object to be coated.
  • electrolytic chromate treatment in which a chromate film is formed by electrolysis
  • reactive chromate treatment in which a film is formed by using a reaction with the material, and then excess treatment liquid is washed away, and treatment liquid is applied to the object to be coated.
  • electrolytic chromate treatment electrolytic chromate treatment using chromic acid, silica sol, resin (acrylic resin, vinyl ester resin, vinyl acetate acrylic emulsion, carboxylated styrene-butadiene latex, diisopropanolamine-modified epoxy resin, etc.), and hard silica is used.
  • resin acrylic resin, vinyl ester resin, vinyl acetate acrylic emulsion, carboxylated styrene-butadiene latex, diisopropanolamine-modified epoxy resin, etc.
  • phosphate treatment examples include zinc phosphate treatment, zinc calcium phosphate treatment, and manganese phosphate treatment.
  • Chromate-free treatment is particularly suitable because it does not burden the environment.
  • Chromate-free treatment includes electrolytic-type chromate-free treatment that forms a chromate-free film by electrolysis, reaction-type chromate-free treatment that uses a reaction with the material to form a film, and then rinses off the excess treatment solution.
  • organic resin films may be provided on the film directly on the plating layer.
  • the organic resin is not limited to a specific type, and examples thereof include polyester resins, polyurethane resins, epoxy resins, acrylic resins, polyolefin resins, modified products of these resins, and the like.
  • the modified product is a reaction of the reactive functional group contained in the structure of these resins with another compound (monomer, cross-linking agent, etc.) containing a functional group capable of reacting with the functional group in the structure. It refers to resin.
  • organic resin one or two or more organic resins (unmodified) may be mixed and used, or in the presence of at least one organic resin, at least one other One or a mixture of two or more organic resins obtained by modifying the organic resin may be used.
  • the organic resin film may contain any color pigment or rust preventive pigment.
  • a water-based product obtained by dissolving or dispersing in water can also be used.
  • Example 2 A predetermined amount of pure metal ingot was used to melt the ingot so as to obtain a plating layer having the chemical composition shown in Tables 1 and 2. After the ingot was melted, a plating bath was prepared in the atmosphere. A batch-type hot-dip plating apparatus was used to produce the plated checkered steel sheets.
  • plated checkered steel sheets were produced under the conditions shown in Tables 1 and 2. Specifically, it is as follows. Under an environment of N 2 -H 2 (5%) (dew point of -40°C or less, oxygen concentration of less than 25 ppm), the base checkered steel plate was heated from room temperature by electric heating, held for 60 seconds, and then N 2 gas was blown. , the plating bath temperature was cooled to +10°C, and immediately immersed in the plating bath. After that, the base checkered steel sheet is pulled up from the plating bath, and the N2 gas wiping pressure is adjusted so that the coating amount on the plate surface provided with the convex portions and the flat portions is about 250 g/ m2 . , a plated checkered steel sheet was produced.
  • N 2 -H 2 5%) (dew point of -40°C or less, oxygen concentration of less than 25 ppm)
  • FIGS. 3A to 3C The shape of the base checkered steel plate used was the same as in FIGS. 3A to 3C.
  • A, B, C, D, E, and H are as follows.
  • H height of convex portion (that is, height of stripes).
  • This checkered steel plate is hot-rolled Al-killed steel, and has an angle A of 45°, a length B of 25.3 mm, a maximum width C of 5.1 mm, a minimum width D of 2.5 mm, and a pitch E of 28.6 mm. there were. Moreover, the area occupation ratio of the convex portion was 40%. However, the height H of the convex portion (that is, the stripe height T ⁇ t) was as shown in Table 1.
  • pre-Ni-plated checkered steel sheets obtained by applying pre-Ni plating to the hot-rolled checkered steel sheets were used as the base checkered steel sheets.
  • the Ni adhesion amount was set to 1 g/m 2 to 3 g/m 2 .
  • An example using a pre-Ni-plated checkered steel sheet as the checkered steel sheet is indicated as "pre-Ni" in the column of "checkered steel sheet" in the table.
  • the plated checkered steel sheet was bent 90° V with the plate surface on which the convex and flat portions were provided on the crest side, and a cellophane tape with a width of 24 mm was pressed against the crest of the V bend. pulled away. 10. "A+” evaluation when the area ratio of the plating layer separated from the plated checkered steel plate and adhering to the cellophane tape to the area of the pressed cellophane tape is 3.0% or less, and "A” evaluation when 5.0% or less; 0% or less was evaluated as "B", and over 10.0% was evaluated as "NG”.
  • test no. No. 97 is an example having a high heating temperature of 850° C. or higher before plating.
  • Test no. 98 is an example in which the heating rate before plating is as high as 30°C/s.
  • Test no. 99 is an example in which the cooling rate after heating before plating is as high as 30°C/s.
  • Test no. 100 is an example in which the heating rate before plating and the cooling rate after heating before plating are as high as 30° C./s.
  • Test no. 101 is an example in which the cooling rate after plating is as high as 30°C/s. Test no.
  • test example no. 103 (comparative example) to No. No. 105 (comparative example) is an example in which the heating rate before plating, the cooling rate after heating before plating, and the cooling rate after plating are slow.
  • These test nos. 97 to 103 all satisfy the plating layer composition of the present disclosure, but the layer thickness ratio and "x / (Tt)" value of the plating layer in the flat portion are large, flatness, corrosion resistance, and Workability deteriorated.

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Abstract

板面に凸部及び平坦部を有するＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき縞鋼板であって、めっき層が、所定の化学組成を有し、凸部の長手方向中央部で、凸部の長手方向と直交し、かつ板厚方向に沿って切断した切断面を観察したとき、凸部の左右における、平坦部のめっき層の層厚比（左側めっき層の層厚／右側めっき層の層厚）が０．２以上５．０以下であり、凸部での素地縞鋼板の板厚をＴ、平坦部での素地縞鋼板の板厚をｔとしたときの縞高さＴ－ｔと、めっき縞鋼板を静置したときの静置面との隙間高さｘと、が下記式１及び式２を満たすＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき縞鋼板。　式１：ｘ／（Ｔ－ｔ）≦１．５　式２：０．５＜Ｔ－ｔ≦ｔ

Description

Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき縞鋼板
　本開示は、Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき縞鋼板に関する。
　縞鋼板は、圧延によって表面に連続した滑り止め用の凸部（つまり突起部）を付けた鋼板である。一般的には、一定の幅、一定の長さ、一定の高さの凸部が、圧延方向に対して、一定の角度および一定のピッチで設けられている。通常、縞鋼板は、熱間圧延により製造される。そして、縞鋼板は、大型車（バス、トラック等）の床板又はステップ、立体駐車場の敷板、工場の敷板、船舶の甲板、建設現場の仮設足場又は階段等に使用されている。
　例えば、特許文献１には、「母材鋼板と、前記母材鋼板の表面に配されたＮｉめっき層と、前記Ｎｉめっき層の表面に配された溶融めっき層とを有し、板面に凸部と平面部とを有する溶融めっき縞鋼板であって、前記凸部の前記Ｎｉめっき層の膜厚が片面当たり０．０７～０．４μｍであり、前記平面部の前記Ｎｉめっき層の膜厚が片面当たり０．０５～０．３５μｍであり、前記凸部の前記Ｎｉめっき層の前記膜厚が、前記平面部の前記Ｎｉめっき層の前記膜厚に対して、１００％超４００％以下であり、前記溶融めっき層の付着量が片面当たり６０～４００ｇ／ｍ２であり、前記溶融めっき層が、化学組成として、質量％で、Ａｌ：１．０％超２６％以下、Ｍｇ：０．０５～１０％、Ｓｉ：０～１．０％、Ｓｎ：０～３．０％、Ｃａ：０～１．０％を含み、残部がＺｎおよび不純物よりなる溶融めっき縞鋼板。」が開示されている。
　また、特許文献２には、「帯状縞鋼板を酸洗処理した後、焼鈍温度：４５０～８５０℃、焼鈍炉内の鋼帯張力：０．３～２．０ｋｇ／ｍｍ２、めっきライン内の鋼帯張力：０．３～３．０ｋｇ／ｍｍ２、溶融金属ワイピング用ガス圧：０．０２～１．５ｋｇ／ｃｍ２の要件を満たす条件で連続的に溶融金属めっきを行なう帯状縞鋼板の連続溶融金属めっき方法。」が開示されている。
国際公報第２０１９／０５４４８３号 特許第２７４３７７４号
　縞鋼板は、屋外で利用されることが多いため、耐食性が求められる。そのため、特許文献１～２で開示されているように、耐食性を向上させるために、縞鋼板に溶融めっきを施す。
　一方で、縞鋼板は、足場、滑り止め等に利用されるため、平坦度も求められる。
　しかし、縞鋼板は、凸部及び平坦部による局所的な板厚の違いを有する鋼板である。そのため、耐食性を向上させるために、縞鋼板に溶融めっきすると、縞鋼板の凸部及び平坦部とで温度変化による膨張量及び収縮量に違いが生じ、縞鋼板は変形する。変形しためっき縞鋼板を製品にすると平坦度が悪くなる。また、平坦度が悪くなると、めっき層の層厚のバラツキが生じ、耐食性及び加工性が低下する。
　特に、Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ合金系めっき浴は、Ｚｎ系めっき浴に比べ、粘度が低いため、縞鋼板の平坦度が悪くなると、めっき層の層厚にバラツキが生じ易く、耐食性及び加工性が低下する。そのため、Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき縞鋼板には、更なる平坦度の向上が求められる。
　そこで、本開示の課題は、平坦度、耐食性及び加工性に優れたＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき縞鋼板を提供することである。
　上記課題は、以下の手段により解決される。
＜１＞
　一方の板面に凸部及び平坦部が設けられた素地縞鋼板と、前記素地縞鋼板の凸部及び平坦部が設けられた板面に配されたＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ合金層を含むめっき層と、を有するＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき縞鋼板であって、
　前記めっき層が、質量％で、
　Ｚｎ：６５．０％超、
　Ａｌ：１．０％超～２５．０％未満、
　Ｍｇ：１．０％超～１２．５％未満、
　Ｓｎ：０％～５．０％、
　Ｂｉ：０％～５．０％未満、
　Ｉｎ：０％～２．０％未満、
　Ｃａ：０％～３．００％、
　Ｙ　：０％～０．５％、
　Ｌａ：０％～０．５％未満、
　Ｃｅ：０％～０．５％未満、
　Ｓｉ：０％～２．５％未満、
　Ｃｒ：０％～０．２５％未満、
　Ｔｉ：０％～０．２５％未満、
　Ｚｒ：０％～０．２５％未満、
　Ｍｏ：０％～０．２５％未満、
　Ｗ　：０％～０．２５％未満、
　Ａｇ：０％～０．２５％未満、
　Ｐ　：０％～０．２５％未満、
　Ｎｉ：０％～０．２５％未満、
　Ｃｏ：０％～０．２５％未満、
　Ｖ　：０％～０．２５％未満、
　Ｎｂ：０％～０．２５％未満、
　Ｃｕ：０％～０．２５％未満、
　Ｍｎ：０％～０．２５％未満、
　Ｌｉ：０％～０．２５％未満、
　Ｎａ：０％～０．２５％未満、
　Ｋ　：０％～０．２５％未満、
　Ｆｅ：０％～５．０％、
　Ｓｒ：０％～０．５％未満、
　Ｓｂ：０％～０．５％未満、
　Ｐｂ：０％～０．５％未満、
　Ｂ　：０％～０．５％未満、及び
　不純物からなる化学組成を有し、
　前記凸部の長手方向中央部で、前記凸部の長手方向と直交し、かつ板厚方向に沿って切断した切断面を観察したとき、前記凸部の左右における、前記平坦部のめっき層の層厚比（左側めっき層の層厚／右側めっき層の層厚）が０．２以上５．０以下であり、
　前記凸部での前記素地縞鋼板の板厚をＴ、前記平坦部での前記素地縞鋼板の板厚をｔとしたときの縞高さＴ－ｔと、めっき縞鋼板を静置したとき、静置面と前記静置面に対向するめっき縞鋼板の板面との隙間高さｘと、が下記式１及び式２を満たすＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき縞鋼板。
　式１：ｘ／（Ｔ－ｔ）≦１．５
　式２：０．５＜Ｔ－ｔ≦ｔ
　式１及び式２中の、素地縞鋼板の板厚Ｔ、ｔ、隙間高さｘの単位は、「ｍｍ」である。
＜２＞
　前記Ａｌの濃度が５．０％超～２５．０％未満であり、Ｍｇの濃度が３．０％超～１２．５％未満である＜１＞に記載のＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき縞鋼板。
＜３＞
　前記めっき層が、前記素地縞鋼板と前記Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ合金層との間に、Ａｌ－Ｆｅ合金層を含む＜１＞又は＜２＞に記載のＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき縞鋼板。
　本開示によれば、平坦度、耐食性及び加工性に優れたＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき縞鋼板を提供できる。
本開示のＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき縞鋼板の断面の一例を示すＳＥＭ写真（５００倍）である。 本開示のＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき縞鋼板の断面の一例を示すＳＥＭ写真（２０００倍）である。 本開示のＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき縞鋼板における隙間高さｘの測定方法を説明するための模式図である。 本開示のＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき縞鋼板の素地縞鋼板の一例を示す平面模式図である。 本開示のＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき縞鋼板の素地縞鋼板の一例を示す断面模式図であって、図３ＡのＧ－Ｇ断面模式図である。 本開示のＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき縞鋼板の素地縞鋼板の一例を示す断面模式図であって、図３ＡのＦ－Ｆ断面模式図である。
　以下、本開示の一例について説明する。
　なお、本開示において、化学組成の各元素の含有量の「％」表示は、「質量％」を意味する。
　「～」を用いて表される数値範囲は、「～」の前後に記載される数値を下限値及び上限値として含む範囲を意味する。
　「～」の前後に記載される数値に「超」または「未満」が付されている場合の数値範囲は、これら数値を下限値または上限値として含まない範囲を意味する。
　化学組成の元素の含有量は、元素濃度（例えば、Ｚｎ濃度、Ｍｇ濃度等）と表記することがある。
　本開示のＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき縞鋼板（以下、単に「めっき縞鋼板」とも称する）は、一方の板面に凸部及び平坦部が設けられた素地縞鋼板と、前記素地縞鋼板の凸部及び平坦部が設けられた板面に配されたＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ合金層を含むめっき層と、を有するめっき縞鋼板である。
　そして、本開示のめっき縞鋼板は、めっき層が所定の化学組成を有し、前記凸部の長手方向中央部で、凸部の長手方向と直交し、かつ板厚方向に沿って切断した切断面を観察したとき前記凸部の左右における、平坦部のめっき層の層厚比（左側めっき層の層厚／右側めっき層の層厚）が０．２以上５．０以下であり、凸部での素地縞鋼板の板厚をＴ、平坦部での素地縞鋼板の板厚をｔとしたときの縞高さＴ－ｔと、めっき縞鋼板を静置したとき、静置面と前記静置面に対向するめっき縞鋼板の板面との隙間高さｘと、が下記式１及び式２を満たす。
　式１：ｘ／（Ｔ－ｔ）≦１．５
　式２：０．５＜Ｔ－ｔ≦ｔ
　式１及び式２中の、素地縞鋼板の板厚Ｔ、ｔ、隙間高さｘの単位は、「ｍｍ」である。
　本開示のめっき縞鋼板は、上記構成により、平坦度、耐食性及び加工性に優れたＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき縞鋼板となる。そして、本開示のめっき縞鋼板は、次の知見により見出された。
　発明者らは、平坦度を更に高め、Ｚｎ系めっき浴に比べ粘度が低いＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっきでも、めっき層の層厚にバラツキを抑制することを検討した。その結果、次の知見を得た。
　めっき縞鋼板の平坦度の悪化は、めっき浴浸漬前の、素地縞鋼板の加熱温度だけではなく、加熱速度及び冷却速度にも影響する。具体的には、素地縞鋼板は、溶融めっきすると、めっき浴の浸漬前の急激な加熱及び冷却によっても、板厚が異なる凸部及び平坦部とで、急激な温度変化による膨張量及び収縮量に違いが生じ、変形する。加熱及び冷却するとき、通常の平坦な鋼板とは異なり、素地縞鋼板の凸部及び平坦部とで、加熱速度及び冷却速度に違いが生じるためである。
　そのため、素地縞鋼板に対して、めっき浴浸漬前の加熱及び冷却を緩やかな加熱速度及び冷却速度で実施すると、板厚が異なる凸部及び平坦部とで加熱速度及び冷却速度の違いが生じ難くなる。それにより、凸部及び平坦部が極力均一に加熱及び冷却されて、変形が抑制される。その結果、素地縞鋼板の平坦度が更に向上し、Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっきでも、めっき層の層厚にバラツキが低減され、耐食性及び加工性が向上する。
　すなわち、発明者らは、上記平坦部のめっき層の層厚比、上記式１及び上記式２を満たすＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき縞鋼板が得られることを知見した。
　以上の知見から、本開示のめっき縞鋼板は、平坦度、耐食性及び加工性に優れたＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき縞鋼板となることが見出された。
　以下、本開示のめっき縞鋼板の詳細について説明する。
（素地縞鋼板）
　素地縞鋼板は、めっきされる対象の鋼板である。素地縞鋼板は、一方の板面に凸部及び平坦部が設けられている。
　素地縞鋼板は、通常、熱間圧延によって凸部の形状が付与される。素地縞鋼板の鋼種は特に限定されるものではない。素地縞鋼板は、例えば、ＪＩＳ　Ｇ３１０１：２０１５に規定される一般構造用圧延鋼材に相当する鋼種が挙げられる。
　素地縞鋼板の凸形状は、例えば、熱間圧延の仕上げ段階で、作動ロールに形成された凹形状を鋼板面に転写することで付与される。
　なお、凸部及び平坦部が設けられている板面と板厚方向に対向する対側の板面は、通常の鋼板の表面性状を有する面である。具体的には、凸部及び平坦部が設けられている板面と板厚方向に対向する対側の板面は、例えば、仕上熱間圧延の段階で、凸部及び平坦部が設けられる作動ロールに対向する通常の圧延用ロール（つまり通常の粗度を有するロール）によって付与される板面である。
　素地縞鋼板は、プレめっきされたプレめっき縞鋼板でもよい。プレめっき縞鋼板は、例えば、電解処理方法または置換めっき方法により得られる。電解処理方法では、種々のプレめっき成分の金属イオンを含む硫酸浴又は塩化物浴に、素地縞鋼板を浸漬して電解処理することにより、プレめっき縞鋼板が得られる。置換めっき方法では、種々のプレめっき成分の金属イオンを含み、硫酸でｐＨ調整した水溶液に、素地縞鋼板を浸漬して、金属を置換析出させて、プレめっき縞鋼板が得られる。
　プレめっき縞鋼板としては、プレＮｉめっき縞鋼板が代表例として挙げられる。
（めっき層）
　めっき層は、Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ合金層を含む。めっき層は、Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ合金層に加え、Ａｌ－Ｆｅ合金層を含んでもよい。Ａｌ－Ｆｅ合金層は、素地縞鋼板とＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ合金層との間に配される。
　つまり、めっき層は、Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ合金層の単層構造であってもよく、Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ合金層とＡｌ－Ｆｅ合金層とを含む積層構造であってもよい。積層構造の場合、Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ合金層は、めっき層の表面を構成する層とすることがよい。
　ただし、めっき層の表面にめっき層構成元素の酸化被膜が５０ｎｍ程度形成されているが、めっき層全体の厚さに対して厚さが薄くめっき層の主体を構成していないと見なす。
　めっき層の付着量は、片面あたり６０～５００ｇ／ｍ２が好ましい。
　めっき層の付着量を６０ｇ／ｍ２以上にすると、より確実に耐食性が確保できる。一方、めっき層の付着量を５００ｇ／ｍ２以下にすると、めっき層の垂れ模様等の外観不良が抑制できる。
　次に、めっき層の化学組成について説明する。
　めっき層の化学組成は、質量％で、
Ｚｎ：６５．０％超、
　Ａｌ：１．０％超～２５．０％未満、
　Ｍｇ：１．０％超～１２．５％未満、
　Ｓｎ：０％～５．０％、
　Ｂｉ：０％～５．０％未満、
　Ｉｎ：０％～２．０％未満、
　Ｃａ：０％～３．００％、
　Ｙ　：０％～０．５％、
　Ｌａ：０％～０．５％未満、
　Ｃｅ：０％～０．５％未満、
　Ｓｉ：０％～２．５％未満、
　Ｃｒ：０％～０．２５％未満、
　Ｔｉ：０％～０．２５％未満、
　Ｚｒ：０％～０．２５％未満、
　Ｍｏ：０％～０．２５％未満、
　Ｗ　：０％～０．２５％未満、
　Ａｇ：０％～０．２５％未満、
　Ｐ　：０％～０．２５％未満、
　Ｎｉ：０％～０．２５％未満、
　Ｃｏ：０％～０．２５％未満、
　Ｖ　：０％～０．２５％未満、
　Ｎｂ：０％～０．２５％未満、
　Ｃｕ：０％～０．２５％未満、
　Ｍｎ：０％～０．２５％未満、
　Ｌｉ：０％～０．２５％未満、
　Ｎａ：０％～０．２５％未満、
　Ｋ：０％～０．２５％未満、
　Ｆｅ：０％～５．０％、
　Ｓｒ：０％～０．５％未満、
　Ｓｂ：０％～０．５％未満、
　Ｐｂ：０％～０．５％未満、
　Ｂ　：０％～０．５％未満、及び
　不純物からなる化学組成とする。
　めっき層の化学組成において、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｉｎ、Ｃａ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｇ、Ｐ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｃｕ、Ｍｎ、Ｌｉ、Ｎａ、Ｋ、Ｆｅ、Ｓｒ、Ｓｂ、Ｐｂ、及びＢは、任意成分である。つまり、これら元素は、めっき層中に含まなくてもよい。これら任意成分を含む場合、任意元素の各含有量は、後述する範囲が好ましい。
　ここで、このめっき層の化学組成は、めっき層全体の平均化学組成（めっき層がＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ合金層の単層構造の場合、Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ合金層の平均化学組成、めっき層がＡｌ－Ｆｅ合金層及びＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ合金層の積層構造の場合、Ａｌ－Ｆｅ合金層及びＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ合金層の合計の平均化学組成）である。
　通常、溶融めっき法において、Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ合金層の化学組成は、めっき層の形成反応がめっき浴内で完了することがほとんどであるため、ほぼめっき浴の化学組成と同等になる。また、溶融めっき法において、Ａｌ－Ｆｅ合金層は、めっき浴浸漬直後、瞬時に形成し成長する。そして、Ａｌ－Ｆｅ合金層は、めっき浴内で形成反応が完了しており、その厚さも、Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ合金層に対して十分に小さいことが多い。
　したがって、めっき後、加熱合金化処理等、特別な熱処理をしない限りは、めっき層全体の平均化学組成は、Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ合金層の化学組成と実質的に等しく、Ａｌ－Ｆｅ合金層の成分を無視することができる。
　以下、めっき層の各元素について説明する。
　Ｚｎ：６５．０％超
　Ｚｎは、耐食性を得るために必要な元素である。Ｚｎ濃度は、原子組成比で考慮した場合、Ａｌ、Ｍｇ等の低比重の元素と共に構成されるめっき層であることから、原子組成比率でもＺｎ主体とする必要がある。
　よって、Ｚｎ濃度は、６５．０％超とする。Ｚｎ濃度は、７０％以上が好ましい。なお、Ｚｎ濃度の上限は、Ｚｎを除く元素及び不純物以外の残部となる濃度である。
　Ａｌ：１．０％超～２５．０％未満
　Ａｌは、Ａｌ晶を形成し、耐食性を確保するために必須の元素である。そして、Ａｌは、めっき層の密着性を高め、加工性を確保するためにも、必須の元素である。よって、Ａｌ濃度の下限値は、１．０％超え（好ましくは５．０％超え、より好ましくは１０．０％以上）とする。
　一方、Ａｌ濃度が増加し過ぎると、耐食性が劣化する傾向となる。よって、Ａｌ濃度の上限値は、２５．０％未満（好ましくは２３．０％以下）とする。
　Ｍｇ：１．０％超～１２．５％未満
　Ｍｇは、耐食性を確保するために必須の元素である。よって、Ｍｇ濃度の下限値は、１．０％超え（好ましくは３．０％超え、より好ましくは５．０％超え）とする。
　一方、Ｍｇ濃度が増加し過ぎると、加工性が劣化する傾向となる。よって、Ｍｇ濃度の上限は、１２．５％未満（好ましくは１０．０％以下）とする。
　Ｓｎ：０～５．０％
　Ｓｎは、耐食性に寄与する元素である。よって、Ｓｎ濃度の下限値は、０％超え（好ましくは０．１％以上、より好ましくは０．５％以上）が好ましい。
　一方、Ｓｎ濃度が増加し過ぎると、耐食性が劣化する傾向となる。よって、Ｓｎ濃度の上限値は５．０％以下（好ましくは３．０％以下）とする。
　Ｂｉ：０％～５．０％未満
　Ｂｉは、耐食性に寄与する元素である。よって、Ｂｉ濃度の下限値は、０％超え（好ましくは０．１％以上、より好ましくは３．０％以上）が好ましい。
　一方、Ｂｉ濃度が増加し過ぎると、耐食性が劣化する傾向となる。よって、Ｂｉ濃度の上限値は５．０％未満（好ましくは４．８％以下）とする。
　Ｉｎ：０％～２．０％未満
　Ｉｎは、耐食性に寄与する元素である。よって、Ｉｎ濃度の下限値は、０％超え（好ましくは０．１％以上、より好ましくは１．０％以上）が好ましい。
　一方、Ｉｎ濃度が増加し過ぎると、耐食性が劣化する傾向となる。よって、Ｉｎ濃度の上限値は２．０％未満（好ましくは１．８％以下）とする。
　Ｃａ：０％～３．０％
　Ｃａは、耐食性を付与するのに最適なＭｇ溶出量を調整することができる元素である。よって、Ｃａ濃度の下限値は、０％超え（好ましくは０．０５％以上）が好ましい。
　一方、Ｃａ濃度が増加し過ぎると、耐食性および加工性が劣化する傾向となる。よって、Ｃａ濃度の上限値は３．０％以下（好ましくは１．０％以下）とする。
　Ｙ　：０％～０．５％
　Ｙは、耐食性に寄与する元素である。よって、Ｙ濃度の下限値は、０％超え（好ましくは０．１％以上）が好ましい。
　一方、Ｙ濃度が増加し過ぎると、耐食性が劣化する傾向となる。よって、Ｙ濃度の上限値は０．５％以下（好ましくは０．３％以下）とする。
　ＬａおよびＣｅ：０％～０．５％未満
　ＬａおよびＣｅは、耐食性に寄与する元素である。よって、Ｌａ濃度およびＣｅ濃度の下限値は、各々、０％超え（好ましくは０．１％以上）が好ましい。
　一方、Ｌａ濃度およびＣｅ濃度が増加し過ぎると、耐食性が劣化する傾向となる。よって、Ｌａ濃度およびＣｅ濃度の上限値は、各々、０．５％未満（好ましくは０．４％以下）とする。
　Ｓｉ：０％～２．５％未満
　Ｓｉは、Ａｌ－Ｆｅ合金層の成長を抑制して耐食性向上に寄与する元素である。よって、Ｓｉ濃度は０％超え（好ましくは０．０５％以上、より好ましくは０．１％以上）が好ましい。特に、Ｓｎを含まない場合（つまり、Ｓｎ濃度が０％である場合）、耐食性の確保の観点から、Ｓｉ濃度は０．１％以上（好ましくは０．２％以上）が好ましい。
　一方、Ｓｉ濃度が増加し過ぎると、耐食性および加工性が劣化する傾向となる。よって、Ｓｉ濃度の上限値は、２．５％未満とする。特に、耐食性の観点からは、Ｓｉ濃度は、好ましくは２．４％以下、より好ましくは１．８％以下、さらに好ましくは１．２％以下である。
　Ｃｒ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｇ、Ｐ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｃｕ、Ｍｎ、Ｌｉ、Ｎａ、およびＫ：０％～０．２５％未満
　Ｃｒ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｇ、Ｐ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｃｕ、Ｍｎ、Ｌｉ、ＮａおよびＫは、耐食性に寄与する元素である。よって、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｇ、Ｐ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｃｕ、Ｍｎ、Ｌｉ、ＮａおよびＫの濃度の下限値は、各々、０％超え（好ましくは０．０５％以上、より好ましくは０．１％以上）が好ましい。
　一方、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｇ、Ｐ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｃｕ、Ｍｎ、Ｌｉ、ＮａおよびＫの濃度が増加し過ぎると、耐食性が劣化する傾向となる。よって、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｇ、Ｐ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｃｕ、Ｍｎ、Ｌｉ、Ｎａ、およびＫの濃度の上限値は、各々、０．２５％未満とする。Ｃｒ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｇ、Ｐ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｃｕ、Ｍｎ、Ｌｉ、Ｎａ、およびＫの濃度の上限値は、好ましくは０．２２％以下である。
　Ｆｅ：０％～５．０％
　溶融めっき法によって、めっき層を形成する場合、Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ合金層およびＡｌ－Ｆｅ合金層に一定のＦｅ濃度が含有される。
　Ｆｅ濃度が５．０％までは、めっき層（特にＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ合金層）に含まれても性能に悪影響がないことが確認されている。Ｆｅの多くは、Ａｌ－Ｆｅ合金層に含まれていることが多いため、この層の厚さが大きいと一般的にＦｅ濃度は大きくなる。
　Ｓｒ、Ｓｂ、ＰｂおよびＢ：０％～０．５％未満
　Ｓｒ、Ｓｂ、ＰｂおよびＢは、耐食性に寄与する元素である。よって、Ｓｒ、Ｓｂ、ＰｂおよびＢの濃度の下限値は、各々、０％超え（好ましくは０．０５％以上、より好ましくは０．１％以上）が好ましい。
　一方、Ｓｒ、Ｓｂ、ＰｂおよびＢの濃度が増加し過ぎると、耐食性が劣化する傾向となる。よって、Ｓｒ、Ｓｂ、ＰｂおよびＢの濃度の上限値は、各々、０．５％未満とする。
　不純物
　不純物は、原材料に含まれる成分、または、製造の工程で混入する成分であって、意図的に含有させたものではない成分を指す。例えば、めっき層には、素地縞鋼板とめっき浴との相互の原子拡散によって、不純物として、Ｆｅ以外の成分も微量混入することがある。
　めっき層の化学成分は、次の方法により測定する。
　まず、素地縞鋼板の腐食を抑制するインヒビターを含有した酸でめっき層を剥離溶解した酸液を得る。次に、得られた酸液をＩＣＰ分析で測定することで、めっき層の化学組成（めっき層がＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ合金層の単層構造の場合、Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ合金層の化学組成、めっき層がＡｌ－Ｆｅ合金層及びＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ合金層の積層構造の場合、Ａｌ－Ｆｅ合金層及びＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ合金層の合計の化学組成）を得ることができる。酸種は、めっき層を溶解できる酸であれば、特に制限はない。なお、化学組成は、平均化学組成として測定される。なお、ＩＣＰ分析でＺｎ濃度は、「式（ａ）：Ｚｎ濃度＝１００％－他の元素濃度（％）」で求める。
　ここで、素地縞鋼板として、プレめっき縞鋼板を用いた場合、そのプレめっきの成分も検出される。
　例えば、プレＮｉめっき縞鋼板を用いた場合、ＩＣＰ分析では、めっき層中のＮｉだけでなく、プレＮｉめっき中のＮｉも検出される。具体的には、例えば、Ｎｉ付着量が１ｇ／ｍ２～３ｇ／ｍ２（厚さ０．１～０．３μｍ程度）のプレめっき縞鋼板を素地縞鋼板として使用したとき、仮にめっき層に含まれるＮｉ濃度が０％であっても、Ｎｉ濃度が０．１～１５％として検出される。従って、ＩＣＰ分析の結果ではめっき層中のＮｉ濃度が不明となる場合がある。そこで、プレＮｉめっき縞鋼板を素地鋼板として用いた場合のめっき層中のＮｉ濃度は、グロー放電発光分析法（定量ＧＤＳ）で測定する。具体的には、高周波グロー放電発光表面部分析装置（堀場製作所製、型番：ＧＤ－Ｐｒｏｆｉｌｅｒ２）でＮｉ濃度が異なる３種類以上の標準試料を使用して、Ｎｉ濃度とＮｉの発光強度との関係について検量線を作成する。標準試料は、ＢＡＳ製Ｚｎ合金標準試料　ＩＭＮ　ＺＨ１、ＺＨ２、ＺＨ４を用いる。ＧＤＳの測定条件は次のとおりとする。
　Ｈ．Ｖ．：Ｆｅが７８５Ｖ、Ｎｉが６３０Ｖ、Ｃｏが７２０Ｖ
　アノード径：φ４ｍｍ
　ガス：Ａｒ
　ガス圧力：６００Ｐａ
　出力：３５Ｗ
　次に、上記条件でＧＤＳを用いて、測定対象のめっき鋼材のめっき層の膜厚１／２位置におけるＮｉの発光強度を求める。得られたＮｉの発光強度と作成した検量線とから、めっき層１／２位置でのＮｉ濃度を求める。めっき層１／２位置とは、上記条件でのＧＤＳ分析において、Ｆｅの強度が飽和した時間、すなわち、地鉄に到達した時間の１／２の時間での位置である。求めためっき層１／２位置でのＮｉ濃度を、めっき層中のＮｉ濃度とする。このとき、上述したＺｎ濃度を求める式（１）における「他の元素濃度（％）」とは、ＩＣＰ分析でのＮｉ以外の元素の濃度（％）とＧＤＳ分析でのＮｉ濃度（％）との合計となる。すなわち、素地鋼材としてプレＮｉめっき鋼材を用いた場合、めっき層のＺｎ濃度は、「式（ａ‘）：Ｚｎ濃度＝１００－（ＩＣＰ分析でのＮｉ以外の元素の濃度（％）＋ＧＤＳ分析でのＮｉ濃度（％））」で求める。なお、プレＮｉめっき縞鋼板を素地縞鋼板として用いた場合、素地縞鋼板をめっき浴に浸漬した際に、プレＮｉめっき層中のＮｉがめっき浴中に微量に溶解する。そのため、めっき浴中のＮｉ濃度が、建浴しためっき浴中のＮｉ濃度と比べて０．０２～０．０３％高くなる。したがって、プレＮｉめっき縞鋼板を用いた場合には、めっき層中のＮｉ濃度は最大で０．０３％高くなる。
　ここで、素地縞鋼板がプレめっき縞鋼板か否かを判別する方法は、次の通りである。
　対象となる縞鋼板から、縞鋼板の板厚方向に沿って切断した断面が測定面となる試料を採取する。
　試料の測定面に対して、電子線マイクロアナライザ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｐｒｏｂｅ　ＭｉｃｒｏＡｎａｌｙｓｅｒ：ＦＥ－ＥＰＭＡ）により、縞鋼板におけるめっき層と素地縞鋼板との界面付近を線分析し、Ｎｉ濃度を測定する。測定条件は、加速電圧１５ｋＶ、ビーム径１００ｎｍ程度、１点あたりの照射時間１０００ｍｓ、測定ピッチ６０ｎｍである。なお、測定距離は、縞鋼板におけるめっき層と素地縞鋼板との界面でＮｉ濃度が濃化しているか否かが確認できる距離であればよい。
　そして、縞鋼板におけるめっき層と素地縞鋼板との界面で、Ｎｉ濃度が濃化していれば、素地縞鋼板がプレめっき縞鋼板と判別する。
　次にＡｌ－Ｆｅ合金層について説明する。
　Ａｌ－Ｆｅ合金層は、素地縞鋼板表面（具体的には、素地縞鋼板とＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ合金層との間）に形成されることがあり、組織としてＡｌ５Ｆｅ相が主相の層である。Ａｌ－Ｆｅ合金層は、素地縞鋼板およびめっき浴の相互の原子拡散によって形成する。本開示の縞鋼板は、溶融めっき法によりめっき層を形成するので、Ａｌ元素を含有するめっき層では、Ａｌ－Ｆｅ合金層が形成され易い。めっき浴中に一定濃度以上のＡｌが含有されることから、Ａｌ５Ｆｅ相が最も多く形成する。しかし、原子拡散には時間がかかり、また、素地縞鋼板に近い部分では、Ｆｅ濃度が高くなる部分もある。そのため、Ａｌ－Ｆｅ合金層は、部分的には、ＡｌＦｅ相、Ａｌ３Ｆｅ相、Ａｌ５Ｆｅ２相などが少量含まれる場合もある。また、めっき浴中にＺｎも一定濃度含まれることから、Ａｌ－Ｆｅ合金層には、Ｚｎも少量含有される。
　Ａｌ５Ｆｅ相、Ａｌ３Ｆｅ相、ＡｌＦｅ相、およびＡｌ５Ｆｅ２相の耐食性は、いずれの相であっても大差がない。ここでいう耐食性とは、溶接の影響を受けない部分での耐食性である。
　ここで、めっき層中にＳｉを含有する場合、Ｓｉは、特にＡｌ－Ｆｅ合金層中に取り込まれ易く、Ａｌ－Ｆｅ－Ｓｉ金属間化合物相となることがある。同定される金属間化合物相としては、ＡｌＦｅＳｉ相があり、異性体として、α、β、ｑ１，ｑ２－ＡｌＦｅＳｉ相等が存在する。そのため、Ａｌ－Ｆｅ合金層は、これらＡｌＦｅＳｉ相等が検出されることがある。これらＡｌＦｅＳｉ相等を含むＡｌ－Ｆｅ合金層をＡｌ－Ｆｅ－Ｓｉ合金層とも称する。
　なお、Ａｌ－Ｆｅ－Ｓｉ合金層もＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ合金層に対し、厚さは小さいため、めっき層全体における耐食性において与える影響は小さい。
　また、素地縞鋼板に各種プレめっき縞鋼板を使用した場合、プレめっきの付着量により、Ａｌ－Ｆｅ合金層の構造が変化することがある。具体的には、Ａｌ－Ｆｅ合金層周囲に、プレめっきに用いた純金属層が残存する場合、Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ合金層の構成成分とプレめっき成分が結合した金属間化合物相（例えば、Ａｌ３Ｎｉ相等）が合金層を形成する場合、Ａｌ原子およびＦｅ原子の一部が置換したＡｌ－Ｆｅ合金層が形成する場合、または、Ａｌ原子、Ｆｅ原子およびＳｉ原子の一部が置換したＡｌ－Ｆｅ－Ｓｉ合金層を形成する場合等がある。
　つまり、Ａｌ－Ｆｅ合金層とは、Ａｌ５Ｆｅ相を主体とする合金層以外に、上記種々の態様の合金層を包含する層である。
　なお、各種プレめっき縞鋼板のうち、プレＮｉめっき縞鋼板にめっき層を形成した場合、Ａｌ－Ｆｅ合金層として、Ａｌ－Ｎｉ－Ｆｅ合金層が形成されることになる。
　Ａｌ－Ｆｅ合金層の厚さは、例えば、０μｍ以上７μｍ以下である。
　Ａｌ－Ｆｅ合金層の厚さは、めっき層（具体的にはＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ合金層）の密着性を高め、耐食性および加工性を確保する観点から、０．０５μｍ以上５μｍ以下が好ましい。
　通常、Ａｌ－Ｆｅ合金層よりもＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ合金層の厚さの方が厚いため、Ａｌ－Ｆｅ合金層のめっき縞鋼板としての耐食性への寄与は、Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ合金層と比較すると小さい。しかし、Ａｌ－Ｆｅ合金層には、成分分析結果から推測されるように耐食性元素であるＡｌおよびＺｎを一定濃度以上含有する。そのため、Ａｌ－Ｆｅ合金層は、素地縞鋼板に対してある程度の耐食性を有している。
　また、溶融めっき法により本開示で規定する化学組成のめっき層を形成すると、素地縞鋼板とＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ合金層との間に、１００ｎｍ以上のＡｌ－Ｆｅ合金層が形成されることが多い。
　耐食性の観点からは、Ａｌ－Ｆｅ合金層は厚いほど好ましい。よって、Ａｌ－Ｆｅ合金層の厚さは、好ましくは０．０５μｍ以上である。しかしながら、厚いＡｌ－Ｆｅ合金層は著しくめっき加工性を劣化させる原因となるから、一定厚さ以下が好ましい。加工性の観点から、Ａｌ－Ｆｅ合金層の厚さは７μｍ以下が好ましい。Ａｌ－Ｆｅ合金層の厚さが７μｍ以下であると、Ａｌ－Ｆｅ合金層を起点に発生するクラック及びパウダリング量が減少し、加工性が向上する。Ａｌ－Ｆｅ合金層の厚さは、さらに好ましくは５μｍ以下であり、さらに好ましくは２μｍ以下である。
　Ａｌ－Ｆｅ合金層の厚さは、次の通り測定する。
　試料を樹脂埋め込み後、研磨してめっき層断面（めっき層の板厚方向に沿った切断面）のＳＥＭの反射電子像（ただし、倍率１００００倍、視野の大きさ：縦５０μｍ×横２００μｍで、Ａｌ－Ｆｅ合金層が視認される視野とする。）において、同定されたＡｌ－Ｆｅ合金層の任意の５箇所について、厚さを測定する。そして、５箇所の算術平均をＡｌ－Ｆｅ合金層の厚さとする。
（めっき縞鋼板の特性）
－平坦部のめっき層の層厚比－
　本開示のめっき縞鋼板において、平坦部で局所的にめっき層が薄い個所、厚い個所が生じている場合、耐食性が劣化する。加えて、加工性も劣化する。
　そのため、凸部の左右における、平坦部のめっき層の層厚比（左側めっき層の層厚／右側めっき層の層厚）は、０．２以上５．０以下とする。
　平坦部のめっき層の層厚比（左側めっき層の層厚／右側めっき層の層厚）は、耐食性向上及び加工性向上の観点から、好ましくは０．２５以上４．００以下であり、より好ましくは０．３３以上３．００以下である。
　ここで、耐食性及び加工性の観点から、平坦部のめっき層の層厚は、１．０～３００．０μｍが好ましく、２．０～２００．０μｍがより好ましい。
　平坦部のめっき層の層厚比は、次の通り測定される。
　まず、測定対象のめっき縞鋼板の板面中央部から、凸部の長手方向中央部で、凸部の長手方向と直交し、かつ板厚方向に沿って切断した切断面（具体的には、図３Ａ中、Ｆ－Ｆ断面に相当する切断面）が観察面となる試料を採取する。
　次に、試料を樹脂埋め込みして、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）により倍率５００倍又は２０００倍で試料の観察面を観察する（図１Ａ及び図１Ｂ参照）。
　次に、左右の平坦部のめっき層の層厚を測定し、左側めっき層の層厚／右側めっき層の層厚の比を求める。
　ここで、凸部と平坦部との境界（具体的には、板厚方向に対向する一対の板面が平行である平坦部の端（図１Ａ中、ＥＧ参照））から、３ｍｍ離れた個所（図１中、ＦＰ参照）で、左右の平坦部のめっき層の層厚（図１Ｂ中、ＦＴ参照）を測定する。
　なお、図１中、Ｂは素地縞鋼板、Ｃはめっき層、Ｑは凸部、Ｐは平坦部を示す。
　そして、この操作を、互いに１００ｍｍ以上離れた個所で採取した３つの試料に対して実施し、得られた「左側めっき層の層厚／右側めっき層の層厚の比」の算出平均値を「平坦部のめっき層の層厚比」とする。
－式１及び式２－
　本開示のめっき縞鋼板において、凸部での素地縞鋼板の板厚Ｔと平坦部での素地縞鋼板の板厚ｔとの差で示される縞高さＴ－ｔが大きすぎると、凸部と平坦部の熱膨張量差が大きくなりすぎる。その結果、めっき浴浸漬前の加熱及び冷却により変形して、平坦度が悪化する。そのため、縞高さＴ－ｔは、平坦部での素地縞鋼板の板厚と同等以下とする。
　一方、縞高さＴ－ｔの下限は、めっき縞鋼板の機能（例えば耐滑り性）を確保するために、０．５ｍｍ超とする。
　本開示のめっき縞鋼板において、めっき縞鋼板を静置したときの静置面との隙間高さｘが大きすぎると、平坦度が悪化する。よって、隙間高さｘは、縞高さＴ－ｔ×１．５以下とする。
　そして、本開示のめっき縞鋼板の平坦度が悪化すると、凸部の左右における、平坦部のめっき層の層厚比が大きくなり、耐食性及び加工性も劣化する。
　よって、凸部での素地縞鋼板の板厚をＴ、平坦部での前記素地縞鋼板の板厚をｔとしたときの縞高さＴ－ｔと、めっき縞鋼板を静置したとき、静置面と前記静置面に対向するめっき縞鋼板の板面との隙間高さｘとは、下記式１及び式２を満たすようにする。
　式１：ｘ／（Ｔ－ｔ）≦１．５
　式２：０．５＜Ｔ－ｔ≦ｔ
　式１及び式２中の、素地縞鋼板の板厚Ｔ、ｔ、隙間高さｘの単位は、「ｍｍ」である。
　式１中、平坦度向上、耐食性向上、加工性向上の観点から、「ｘ／（Ｔ－ｔ）」値は、１．２以下が好ましく、１．０以下がより好ましい。なお、同観点から、「ｘ／（Ｔ－ｔ）」値は０に近いことが好ましい。
　式２中、平坦度向上、耐食性向上、加工性向上の観点から、「Ｔ－ｔ」値は０．８ｔ以下が好ましく、０．７ｔ以下がより好ましい。なお、縞高さＴ－ｔの下限は、めっき縞鋼板の機能（例えば耐滑り性）向上を考慮して設定される。
　ここで、平坦部での素地縞鋼板の板厚ｔは、１．６～６．０ｍｍが好ましい。
　隙間高さｘは、平坦度、耐食性及び加工性の観点から、３．０ｍｍ以下が好ましく、２．０ｍｍ以下がより好ましい。
　なお、めっき縞鋼板の機能（例えば耐滑り性）を考慮すると、凸部（つまり縞部）の面積占有率は１５～６０％が好ましい。
　凸部での素地縞鋼板の板厚Ｔ、平坦部での素地縞鋼板の板厚ｔ、縞高さＴ－ｔ、及び隙間高さｘは、次の通り測定される。
　まず、測定対象のめっき縞鋼板の板面中央部から、３００ｍｍ角の試料を採取する。
　次に、採取した試料を、水平な面（静置面）に静置する。ただし、静置面に対向する試料の板面は、めっき縞鋼板における、凸部及び平坦部が設けられていない板面に相当する面とする。
　静置した試料を、静置面と水平方向から観察し、静置面と静置面に対向する試料の板面との隙間高さを測定する（図２参照）。
　そして、この操作を、試料の４辺方向から実施し、隙間高さの最大値を隙間高さｘとする。
　ここで、図２中、ＣＳはめっき縞鋼板の試料、Ｓｕは静置面を示す。
　一方、３００ｍｍ角の試料から、凸部の長手方向中央部で、凸部の長手方向と直交し、かつ板厚方向に沿って切断した切断面（具体的には、図３Ａ中、Ｆ－Ｆ断面に相当する切断面）が観察面となる試料を採取する。
　次に、試料を樹脂埋め込みして、光学顕微鏡により倍率２５倍で試料の観察面を観察する（図１参照）。
　次に、凸部の幅方向中央部での素地縞鋼板の板厚、平坦部の幅方向中央部での素地縞鋼板の板厚を各々測定する。
　そして、この操作を、３つの試料に対して実施し、得られた「凸部の幅方向中央部での素地縞鋼板の板厚」及び「平坦部の幅方向中央部での素地縞鋼板の板厚」の最大値を、各々、凸部での素地縞鋼板の板厚Ｔ、平坦部での素地縞鋼板の板厚ｔとし、その差分を縞高さＴ－ｔとする。
（めっき縞鋼板の製造方法）
　以下、本開示のめっき縞鋼板の製造方法の一例について説明する。
　本開示のめっき縞鋼板の製造方法は、例えば、素地縞鋼板を、めっき浴の温度＋２０℃以上８５０℃以下まで、加熱速度５～２０℃／ｓで加熱して保持した後、めっき浴の温度以上めっき浴の温度＋１０℃以下の範囲まで冷却速度５～２０℃／ｓで冷却し、冷却した前記素地縞鋼板を、めっき浴に浸漬して、めっき浴から引き上げた後、めっき浴の温度が５００℃超の場合、５００℃まで冷却速度５～２０℃／ｓで冷却して、めっき縞鋼板を製造する。
　ここで、めっきは、例えば、ゼンジミア法のような連続式溶融金属めっき法を実施する。
　具体的な製造方法の一例は、次の通りである。
　まず、縞高さＴ－ｔが式１を満たす素地縞鋼板を準備する。
　次に、素地縞鋼板を酸洗した後、素地縞鋼板を加熱し、加熱到達温度で保持する。
　ここで、酸洗後、加熱前に、素地縞鋼板に、プレめっき（例えば、プレＮｉめっき）を施してもよい。
　加熱到達温度は、めっき浴の温度＋２０℃以上８５０℃以下とする。加熱到達温度を８５０℃以下とすることで、素地縞鋼板の変形を抑制し、平坦度が向上する。
　加熱速度は、５～２０℃／ｓとする。加熱速度２０℃／ｓ以下で緩やかに加熱することで、素地縞鋼板の凸部と平坦部とが均一に昇温し、凸部と平坦部との熱膨張差による変形が抑制される。その結果、更なる平坦度の悪化が抑制される。
　一方、過度に加熱速度を緩やかにすると、素地縞鋼板の凸部と平坦部とが均一に昇温し難く、凸部と平坦部との熱膨張差による変形が生じやすくなる。よって、加熱速は５℃／ｓとする。
　プレめっきをしない場合、加熱保持時間は、１０～１２０秒とする。加熱保持時間を１０～１２０秒とすることで、表面の酸化被膜を還元してめっき性を良好にすることができる。
　素地縞鋼板の加熱は、例えば、通電加熱、無酸化直火加熱、輻射加熱で実施する。
　次に、めっき浴の温度以上めっき浴の温度＋１０以下の範囲まで、素地縞鋼板を冷却する。
　冷却速度は、５～２０℃／ｓとする。冷却速度２０℃／ｓ以下で緩やかに冷却することで、素地縞鋼板の凸部と平坦部とが均一に冷却し、凸部と平坦部との熱収縮差による変形が抑制される。その結果、更なる平坦度の悪化が抑制される。
　一方、過度に冷却速度を緩やかにすると、素地縞鋼板の凸部と平坦部とが均一に冷却し難く、凸部と平坦部との熱収縮差による変形が生じやすくなる。よって、冷却速度は５℃／ｓとする。
　素地縞鋼板の冷却は、例えば、窒素ガス冷却で実施する。
　以上のように、めっき前の素地縞鋼板に対し、加熱及び冷却が実施されることで、平坦度の悪化が抑制されるため、隙間高さｘが式２を満たすめっき縞鋼板が得られる。
　次に、冷却した素地縞鋼板を、上記本開示のめっき縞鋼板におけるめっき層の化学組成と同等の化学組成を有するめっき浴に浸漬する。
　次に、素地縞鋼板を、めっき浴から引き上げた後、ワイピングによりめっき付着量を調整して、冷却する。
　めっき浴の温度が５００℃以下の場合、めっき後の冷却条件については特に制限はない。一方、めっき浴の温度が５００℃超の場合、めっき後、５００℃までの冷却速度は、５～２０℃／ｓとする。冷却速度２０℃／ｓ以下で緩やかに冷却することで、素地縞鋼板の凸部と平坦部とが均一に冷却し、凸部と平坦部との熱膨張差による変形が抑制される。その結果、更なる平坦度の悪化が抑制される。
　一方、過度に冷却速度を緩やかにすると、素地縞鋼板の凸部と平坦部とが均一に冷却し難く、凸部と平坦部との熱膨張差による変形が生じやすくなる。よって、冷却速度は５℃／ｓとする。
　なお、５００℃以下の冷却条件については、特に制限はない。
　めっき後の冷却は、例えば、空冷、窒素ガス冷却で実施する。
　ここで、素地縞鋼板の平坦度が悪いと、めっき後のワイピング時に、ワイピングノズルと素地縞鋼板との距離が場所により変化するため、めっき層が局所的に薄い個所及び厚い個所が生じ、平坦部間でめっき層の層厚にばらつきが生じる。
　また、ガス冷却する場合も、冷却ノズルと素地縞鋼板との距離が場所により変化するため、めっき層が局所的に薄い個所及び厚い個所が生じ、平坦部間でめっき層の層厚にばらつきが生じる。
　特に、Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき浴は、Ｚｎ系めっき浴に比べ、粘度が低いため、めっき層の層厚にばらつきが生じ易い。
　しかし、上述のように、めっき浴浸漬前の加熱及び冷却時に、素地縞鋼板が更なる平坦度の悪化が抑制されているため、Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっきしても、平坦部間でめっき層の層厚にばらつきが生じ難く、凸部の左右における、平坦部のめっき層の層厚比（左側めっき層の層厚／右側めっき層の層厚）が上記範囲を満たすＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき縞鋼板が得られる。
　以下、本開示のめっき縞鋼板に適用できる後処理について説明する。
　本開示のめっき縞鋼板には、めっき層上に皮膜を形成してもよい。皮膜は、１層または２層以上を形成することができる。めっき層直上の皮膜の種類としては、例えば、クロメート皮膜、りん酸塩皮膜、クロメートフリー皮膜が挙げられる。これら皮膜を形成する、クロメート処理、りん酸塩処理、クロメートフリー処理は既知の方法で行うことができる。
　クロメート処理には、電解によってクロメート皮膜を形成する電解クロメート処理、素材との反応を利用して皮膜を形成させ、その後余分な処理液を洗い流す反応型クロメート処理、処理液を被塗物に塗布し水洗することなく乾燥して皮膜を形成させる塗布型クロメート処理がある。いずれの処理を採用してもよい。
　電解クロメート処理としては、クロム酸、シリカゾル、樹脂（アクリル樹脂、ビニルエステル樹脂、酢酸ビニルアクリルエマルション、カルボキシル化スチレンブタジエンラテックス、ジイソプロパノールアミン変性エポキシ樹脂等）、および硬質シリカを使用する電解クロメート処理を例示することができる。
　りん酸塩処理としては、例えば、りん酸亜鉛処理、りん酸亜鉛カルシウム処理、りん酸マンガン処理を例示することができる。
　クロメートフリー処理は、特に、環境に負荷がなく好適である。クロメートフリー処理には、電解によってクロメートフリー皮膜を形成する電解型クロメートフリー処理、素材との反応を利用して皮膜を形成させ、その後、余分な処理液を洗い流す反応型クロメートフリー処理、処理液を被塗物に塗布し水洗することなく乾燥して皮膜を形成させる塗布型クロメートフリー処理がある。いずれの処理を採用してもよい。
　さらに、めっき層直上の皮膜の上に、有機樹脂皮膜を１層もしくは２層以上有してもよい。有機樹脂としては、特定の種類に限定されず、例えば、ポリエステル樹脂、ポリウレタン樹脂、エポキシ樹脂、アクリル樹脂、ポリオレフィン樹脂、又はこれらの樹脂の変性体等を挙げられる。ここで変性体とは、これらの樹脂の構造中に含まれる反応性官能基に、その官能基と反応し得る官能基を構造中に含む他の化合物（モノマーや架橋剤など）を反応させた樹脂のことを指す。
　このような有機樹脂としては、１種又は２種以上の有機樹脂（変性していないもの）を混合して用いてもよいし、少なくとも１種の有機樹脂の存在下で、少なくとも１種のその他の有機樹脂を変性することによって得られる有機樹脂を１種又は２種以上混合して用いてもよい。また有機樹脂皮膜中には任意の着色顔料や防錆顔料を含んでもよい。水に溶解又は分散することで水系化したものも使用することができる。
 
　本開示の実施例について説明するが、実施例での条件は、本開示の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本開示は、この一条件例に限定されるものではない。本開示は、本開示の要旨を逸脱せず、本開示の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
（実施例）
　表１～表２に示す化学組成のめっき層が得られるように、所定量の純金属インゴットを使用して、インゴットを溶解した後、大気中でめっき浴を建浴した。めっき縞鋼板の作製には、バッチ式溶融めっき装置を使用した。
　そして、表１～表２に示す条件で、めっき縞鋼板を作製した。具体的には、次の通りである。
　素地縞鋼板を、Ｎ２－Ｈ２（５％）（露点－４０℃以下、酸素濃度２５ｐｐｍ未満）環境下、室温から通電加熱で昇温し、６０秒保持した後、Ｎ２ガス吹き付けにて、めっき浴温＋１０℃まで冷却し、直ちにめっき浴に浸漬した。その後、めっき浴から素地縞鋼板を引き上げ、Ｎ２ガスワイピング圧力を調整し、凸部及び平坦部が設けられた板面のめっき付着量が２５０ｇ／ｍ２程度になるようにとなるようにして、めっき縞鋼板を作製した。
　なお、素地縞鋼板として、凸部の板厚Ｔ、平坦部の板厚ｔが異なる種々の熱延縞鋼板を使用した。
　使用した素地縞鋼板の形状は、図３Ａ～図３Ｃと同等であった。図中では、Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｄ、Ｅ、Ｈは、それぞれ、以下のとおりである。
　Ａ：圧延方向に対する凸部の配列角度。
　Ｂ：凸部１つ分の長さ。
　Ｃ：凸部１つ分の最大幅。
　Ｄ：凸部１つ分の最小幅。
　Ｅ：凸部の配列ピッチ。
　Ｈ：凸部の高さ（つまり、縞高さ）。
　この縞鋼板は、熱延Ａｌキルド鋼であり、角度Ａ＝４５°、長さＢ＝２５．３ｍｍ、最大幅Ｃ＝５．１ｍｍ、最小幅Ｄ＝２．５ｍｍ、ピッチＥ＝２８．６ｍｍであった。また、凸部の面積占有率は４０％であった。
　ただし、凸部の高さＨ（つまり、縞高さＴ－ｔ）は、表１に示す通りとした。
　また、いくつかの例では、素地縞鋼板としては、上記熱延縞鋼板にプレＮｉめっきを施したプレＮｉめっき縞鋼板を使用した。Ｎｉ付着量は１ｇ／ｍ２～３ｇ／ｍ２とした。なお、素地縞鋼板として、プレＮｉめっき縞鋼板を使用した例は、表中の「素地縞鋼板」の欄に「プレＮｉ」と表記した。
－各種の測定－
　得られためっき縞鋼板について、既述の方法にしたがって、下記事項を測定した。
・凸部の左右における、平坦部のめっき層の層厚比（左側めっき層の層厚／右側めっき層の層厚）
・凸部での素地縞鋼板の板厚Ｔ（表中、「凸部板厚Ｔ」と表記）
・平坦部での素地縞鋼板の板厚ｔ（表中、「平坦部板厚Ｔ」と表記）
・隙間高さｘ
－平坦度－
　平坦度を比較するために、平坦な台に試料を設置し、上から試料を押してがたつきの程度を評価した。がたつきがない場合を「Ａ＋」、若干がたつく場合を「Ａ」、がたつきが大きい場合を「ＮＧ」評価とした。
－耐食性－
　耐食性を比較するため、製造サンプルを腐食促進試験（ＪＡＳＯ　Ｍ６０９－９１）に３０サイクル供して、赤錆発生面積率の平均値を評価した。赤錆発生面積率が３．０％以下を「Ａ＋」評価、５．０％以下を「Ａ」評価、７．０％以下を「Ｂ」評価、７．０％超以上を「ＮＧ」評価とした。
－加工性－
　めっき層の加工性を評価するために、めっき縞鋼板を、凸部及び平坦部が設けられた板面を山側にして９０°Ｖ曲げし、Ｖ曲げ山部に幅２４ｍｍのセロハンテープを押し当てて引き離した。押し当てたセロハンテープの面積に対する、めっき縞鋼板から引き離してセロハンテープに付着しためっき層の面積率が３．０％以下を「Ａ＋」評価、５．０％以下を「Ａ」評価、１０．０％以下を「Ｂ」評価、１０．０％超以上を「ＮＧ」評価とした。
　実施例について表１～表２に一覧にして示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
　上記結果から、本開示のめっき縞鋼板に該当する実施例は、比較例に比べ、平坦度、耐食性及び加工性に優れることがわかる。
　また、試験Ｎｏ．９７（比較例）はめっき前の加熱到達温度が８５０℃以上と高い例である。
　試験Ｎｏ．９８（比較例）は、めっき前の加熱速度が３０℃／ｓと高い例である。
　試験Ｎｏ．９９（比較例）は、めっき前の加熱後の冷却速度が３０℃／ｓと高い例である。
　試験Ｎｏ．１００（比較例）は、めっき前の加熱速度及びめっき前の加熱後の冷却速度が３０℃／ｓと高い例である。
　試験Ｎｏ．１０１（比較例）は、めっき後の冷却速度が３０℃／ｓと高い例である。
　試験Ｎｏ．１０２（比較例）は、Ｔ－ｔが板厚ｔ以上と大きい例である。
　試験例Ｎｏ．１０３（比較例）～Ｎｏ．１０５（比較例）は、めっき前の加熱速度、めっき前の加熱後の冷却速度、めっき後の冷却速度が遅い例である。
　これら、試験Ｎｏ．９７～１０３は、いずれも、本開示のめっき層の組成を満たしているが、平坦部のめっき層の層厚比及び「ｘ／（Ｔ－ｔ）」値が大きく、平坦度、耐食性、及び加工性が劣化した。
　以上、添付図面を参照しながら本開示の好適な実施形態及び実施例について詳細に説明したが、本開示はかかる例に限定されない。本開示の属する技術の分野における通常の知識を有する者であれば、特許請求の範囲に記載された技術的思想の範疇内において、各種の変更例又は修正例に想到し得ることは明らかであり、これらについても、当然に本開示の技術的範囲に属するものと了解される。
　なお、日本国特許出願第２０２１－０６４７２１号の開示はその全体が参照により本明細書に取り込まれる。
　本明細書に記載された全ての文献、特許出願、および技術規格は、個々の文献、特許出願、および技術規格が参照により取り込まれることが具体的かつ個々に記された場合と同程度に、本明細書中に参照により取り込まれる。

Claims (3)

  1. 　一方の板面に凸部及び平坦部が設けられた素地縞鋼板と、前記素地縞鋼板の凸部及び平坦部が設けられた板面に配されたＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ合金層を含むめっき層と、を有するＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき縞鋼板であって、
    　前記めっき層が、質量％で、
    　Ｚｎ：６５．０％超、
    　Ａｌ：１．０％超～２５．０％未満、
    　Ｍｇ：１．０％超～１２．５％未満、
    　Ｓｎ：０％～５．０％、
    　Ｂｉ：０％～５．０％未満、
    　Ｉｎ：０％～２．０％未満、
    　Ｃａ：０％～３．００％、
    　Ｙ　：０％～０．５％、
    　Ｌａ：０％～０．５％未満、
    　Ｃｅ：０％～０．５％未満、
    　Ｓｉ：０％～２．５％未満、
    　Ｃｒ：０％～０．２５％未満、
    　Ｔｉ：０％～０．２５％未満、
    　Ｚｒ：０％～０．２５％未満、
    　Ｍｏ：０％～０．２５％未満、
    　Ｗ　：０％～０．２５％未満、
    　Ａｇ：０％～０．２５％未満、
    　Ｐ　：０％～０．２５％未満、
    　Ｎｉ：０％～０．２５％未満、
    　Ｃｏ：０％～０．２５％未満、
    　Ｖ　：０％～０．２５％未満、
    　Ｎｂ：０％～０．２５％未満、
    　Ｃｕ：０％～０．２５％未満、
    　Ｍｎ：０％～０．２５％未満、
    　Ｌｉ：０％～０．２５％未満、
    　Ｎａ：０％～０．２５％未満、
    　Ｋ　：０％～０．２５％未満、
    　Ｆｅ：０％～５．０％、
    　Ｓｒ：０％～０．５％未満、
    　Ｓｂ：０％～０．５％未満、
    　Ｐｂ：０％～０．５％未満、
    　Ｂ　：０％～０．５％未満、及び
    　不純物からなる化学組成を有し、
    　前記凸部の長手方向中央部で、前記凸部の長手方向と直交し、かつ板厚方向に沿って切断した切断面を観察したとき、前記凸部の左右における、前記平坦部のめっき層の層厚比（左側めっき層の層厚／右側めっき層の層厚）が０．２以上５．０以下であり、
    　前記凸部での前記素地縞鋼板の板厚をＴ、前記平坦部での前記素地縞鋼板の板厚をｔとしたときの縞高さＴ－ｔと、めっき縞鋼板を静置したとき、静置面と前記静置面に対向するめっき縞鋼板の板面との隙間高さｘと、が下記式１及び式２を満たすＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき縞鋼板。
    　式１：ｘ／（Ｔ－ｔ）≦１．５
    　式２：０．５＜Ｔ－ｔ≦ｔ
    　式１及び式２中の、素地縞鋼板の板厚Ｔ、ｔ、隙間高さｘの単位は、「ｍｍ」である。
  2. 　前記Ａｌの濃度が５．０％超～２５．０％未満であり、Ｍｇの濃度が３．０％超～１２．５％未満である請求項１に記載のＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき縞鋼板。
  3. 　前記めっき層が、前記素地縞鋼板と前記Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ合金層との間に、Ａｌ－Ｆｅ合金層を含む請求項１又は請求項２に記載のＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき縞鋼板。
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