WO2011152381A1 - 切断端面耐食性及び加工部耐食性に優れた溶融アルミニウム合金めっき鋼材とその製造方法 - Google Patents

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能勢　幸一
森本　康秀
公平 徳田
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新日本製鐵株式会社
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    • Y10T428/12979—Containing more than 10% nonferrous elements [e.g., high alloy, stainless]

Definitions

  • the present invention relates to a surface-treated steel material excellent in corrosion resistance, and particularly to an aluminum alloy plated steel material excellent in cut end surface corrosion resistance and processed part corrosion resistance and a method for producing the same.
  • Zn-plated steel materials obtained by plating a steel-containing surface with a Zn-containing alloy have been used in a wide range of fields such as automobiles, home appliances, and building materials.
  • Zn has problems such as price increase and resource depletion, a metal for plating replacing Zn is required.
  • Aluminum plated steel plates plated with aluminum are widely used as structural materials for home appliances, buildings, and automobiles, as well as Zn plated steel materials because of their excellent corrosion resistance and heat resistance.
  • this aluminized steel sheet has a problem that the sacrificial anticorrosive action is relatively small. This is because, particularly in a dry environment, Al has a characteristic that it is easily passivated, and the sacrificial anticorrosive ability is reduced by the formation of this passive film. For this reason, with conventional aluminum plating, it has been difficult to replace zinc plating with excellent sacrificial anticorrosive ability.
  • Patent Document 5 discloses an Al-plated steel sheet excellent in processed part and end face corrosion resistance.
  • the said steel plate contains expensive Zn in a plating layer, it is disadvantageous in cost as a structural material for household appliances, construction, and automobiles.
  • Patent Document 6 discloses a high-strength Al-plated steel sheet having excellent processed portion corrosion resistance, but quenching after pressing is essential and lacks versatility.
  • Patent Document 7 discloses an aluminum alloy plated steel material containing Mg and Ca.
  • the method of attaching the plating film of the steel material is not limited to hot dipping, and no study for stable production by hot dipping that is industrially advantageous has not been performed.
  • JP-A-62-176021 JP 05-287492 A Japanese Patent Laid-Open No. 05-311379 JP 2004-250734 A JP 2002-012959 A JP 2004-244704 A JP 2009-120942 A
  • the present invention is excellent in both cut end face corrosion resistance and processed part corrosion resistance, does not corrode for a long period of time, and is a molten aluminum alloy plating that is versatile as a structural material It is an object to stably provide a steel material having a coating.
  • the present inventors diligently studied a method for improving both the cut end surface corrosion resistance and the processed portion corrosion resistance in a steel material hot-plated with an aluminum alloy.
  • a molten aluminum alloy plated steel material according to an aspect of the present invention includes a base material and a plating film, and the composition of the plating film is, by mass, Fe: 25 to 75%, Mg: 2 to 20%. , Ca: 0.02 to 2%, the balance being Al and inevitable impurities, and the plating film contains one or both of ⁇ -Mg phase and Al 3 Mg 2 phase,
  • the total of the volume fraction of the ⁇ -Mg phase and the volume fraction of the Al 3 Mg 2 phase in the range from the surface layer to a depth of 5 ⁇ m is 1% or more and 40% or less.
  • the volume fraction of the ⁇ -Mg phase may be 0.4% or more and 20% or less.
  • a volume fraction of the Al 3 Mg 2 phase may be 0.1% or more and 40% or less.
  • the amount of Fe contained in the composition of the plating film may be 40 to 55%.
  • the amount of Fe contained in the composition of the plating film may be 30 to 50%.
  • the composition of the plating film is further in terms of mass%, Si: 0.0001 to 2%, and REM: 0.0001 to One or two or more of 1%, Sr: 0.0001 to 2% may be contained.
  • the REM may be a La—Ce alloy.
  • the molten aluminum alloy plated steel material according to any one of the above (1) to (5) is coated.
  • a manufacturing method is a method for manufacturing the molten aluminum alloy plated steel material according to (1) above: a plating step of immersing the base material in a plating bath; and the base material In the state immersed in the plating bath, or after pulling up the substrate from the plating bath, at a temperature not lower than the melting point of the plating bath, not lower than 500 ° C. and lower than 700 ° C., not less than 3 seconds and not more than 60 seconds, And an alloying heat treatment step for holding the substrate.
  • a production method is a method for producing the molten aluminum alloy plated steel material according to (2) above: a plating step of immersing the substrate in a plating bath; and the plating bath An alloying heat treatment step of heating the plated substrate at a temperature not lower than the melting point of the plating bath, not lower than 500 ° C. and lower than 700 ° C. for not less than 3 seconds and not more than 60 seconds after the substrate is pulled up from Have.
  • a production method is a method for producing the molten aluminum alloy-plated steel material according to (3) above: a plating step of immersing the substrate in a plating bath; and the substrate And an alloying heat treatment step for holding the substrate at a temperature not lower than the melting point of the plating bath, not lower than 500 ° C. and lower than 700 ° C. for not less than 3 seconds and not more than 60 seconds.
  • the alloying heat treatment is not performed after the plated base material is lifted from the plating bath.
  • the present invention due to the effect of the ⁇ -Mg phase during plating, it is excellent in both corrosion resistance, cut end surface corrosion resistance and processed portion corrosion resistance even in a relatively dry environment, high humidity, and severe corrosive environment. It is possible to stably provide a steel material that does not corrode over and has a versatile aluminum alloy plating film as a structural material.
  • the present inventors diligently studied a method for improving both the cut end surface corrosion resistance and the processed portion corrosion resistance in a steel material hot-plated with an aluminum alloy.
  • Mg is an important factor that directly contributes to corrosion resistance in hot-dip aluminum alloy plated steel.
  • sufficient examination has not been made as to what kind of microstructure contains Mg in the plating layer.
  • a method for controlling the Mg-containing structure in the plating layer has not been disclosed.
  • the structures of ⁇ -Mg phase and Al 3 Mg 2 phase mainly contribute to the corrosion resistance in the dry environment and the wet environment.
  • Mg in a solid solution state in the Al layer cannot sufficiently contribute to corrosion resistance.
  • the Mg-containing structure in the plating layer is controlled, and a molten aluminum alloy plated steel material having high corrosion resistance is obtained stably.
  • the molten aluminum alloy plated steel material of the present embodiment is a molten aluminum alloy plated steel material including a base material and a plating film.
  • the adhesion amount of the plating film is not particularly limited, but is preferably about 40 g / m 2 and a film thickness of about 20 ⁇ m.
  • the composition of the plating film is, by mass%, Fe: 25 to 75%, Mg: 2 to 20%, Ca: 0.02 to 2%, and the balance is Al and inevitable impurities.
  • the plating film contains one or both of an ⁇ -Mg phase and an Al 3 Mg 2 phase.
  • the sum of the volume fraction of the ⁇ -Mg phase and the volume fraction of the Al 3 Mg 2 phase in the range from the surface layer of the plating film to a depth of 5 ⁇ m is 1% or more and 40% or less. With this configuration, the steel material has excellent cut end surface corrosion resistance and processed portion corrosion resistance.
  • % means the mass%.
  • the hot dipping method in order to reduce the amount of Fe in the plating film to less than 25%, the plating dipping time is shortened, it is extracted from the plating bath, and then rapidly cooled, or the alloying of Si or the like as a plating component is suppressed. It is necessary to add ingredients. For this reason, various disadvantages arise in terms of operating conditions.
  • the lower limit of the Fe content of the plating film is set to 25% or more.
  • a desirable lower limit of the amount of Fe is more than 25%, and more desirably 30% or more.
  • the upper limit of the amount of Fe is set to 75% or less.
  • the upper limit of the desirable Fe amount is 50% or less, more desirably less than 40%.
  • the Fe concentration of the plating film is desirably 55% or less.
  • Mg and Ca are added to increase the corrosion resistance of the cut end face and the processed part.
  • Mg is mainly added, and Ca is added to suppress oxidation of Mg in the plating bath.
  • the lower limit of the amount of Mg is set to 2%. Desirably, the lower limit of the amount of Mg is 5% or more.
  • Mg in the plating bath is very It is necessary to keep the concentration high. That is, since Fe is added to the plating film by the alloying reaction, the Mg concentration in the plating layer is relatively lower than the Mg concentration in the plating bath.
  • Ca contributes to good cutting end surface corrosion resistance and processed part corrosion resistance because Ca generates stable corrosion products and keeps the immersion potential of plating low. Moreover, the oxidation of Mg in a plating bath is suppressed, and a plating bath is stabilized.
  • the minimum amount of Ca required depending on the amount of Mg is about 1 to 10% of the amount of Mg. Therefore, the Ca content in the plating layer is set to 0.02 to 2%. If the amount of Ca exceeds 2%, the stability of the plating bath is often lost, so the upper limit of the amount of Ca is 2% or less. Preferably, it is 1.5% or less.
  • the minimum of desirable Ca amount is 0.1% or more, and 0.2% or more is still more preferable.
  • the lower limit of the Ca content is more preferably more than 1%.
  • the Mg concentration of 40% or more is required. With this Mg concentration, it is difficult to ensure the stability of the plating bath. Therefore, the upper limit of the Mg content of the plating film is 20%. Desirably, it is 15% or less.
  • Mg present in the plating composition range of the steel of the present invention There are mainly three types of Mg present in the plating composition range of the steel of the present invention: a solid solution in Al, an ⁇ -Mg phase, and an Al 3 Mg 2 phase.
  • a solid solution in Al In order to improve the sacrificial anticorrosion performance and obtain a high degree of cut end surface corrosion resistance and processed part corrosion resistance, it is effective to deposit more ⁇ -Mg phase.
  • Al 3 Mg 2 phase deposit more Al 3 Mg 2 phase. Is effective.
  • ⁇ -Mg is an Mg-based metal having a crystal structure equivalent to that of pure Mg at room temperature.
  • ⁇ -Mg peak identified by X-ray diffraction number 00-035-0821 is registered in the PDF database of ICDD.
  • Al 3 Mg 2 phase is registered with the number 00-029-0048.
  • the plating film containing the ⁇ -Mg phase has a high sacrificial anticorrosion, and in particular, it is possible to realize a steel plate having excellent initial anticorrosion performance. This characteristic also contributes to the improvement of the anticorrosion performance especially in a dry environment.
  • the Al 3 Mg 2 phase has a higher immersion potential than the ⁇ -Mg phase, but has a lower immersion potential than the base steel material, and therefore has a sacrificial anticorrosive ability. Furthermore, since the Al 3 Mg 2 phase is appropriately alloyed with Al, it can maintain corrosion resistance for a long time even in a wet environment and maintain sacrificial protection for a long period. Therefore, it is possible to realize a steel plate that is excellent in long-term anticorrosion performance. This characteristic contributes particularly to the anticorrosion performance in a wet environment.
  • Formation of the ⁇ -Mg phase and Al 3 Mg 2 phase in the steel material of the present embodiment can be easily detected and identified by X-ray diffraction from the plating surface. If it is the composition range of this embodiment, the peak of (002) and d value 2.605 can be utilized as a single peak without overlapping with the peak of other forming phases.
  • Cu-K ⁇ rays of 40 kV-150 mA are used as an X-ray source, divergent slit and scattering slit: 1 degree, receiving slit: 0.15 mm, monochrome receiving slit: 0. 8 g, scanning speed: 2 degrees / minute (continuous), sampling interval: 0.01 degrees, diffraction angle 2 ⁇ : adhesion amount cut to 20 mm square size from 33.8 degrees to 34.7 degrees
  • ⁇ -Mg phase or Al 3 Mg 2 phase When the ⁇ -Mg phase or Al 3 Mg 2 phase is not sufficiently formed, Mg is dissolved in the Al phase or the Al—Fe alloy layer. When the Mg content is high, both an ⁇ -Mg phase and an Al 3 Mg 2 phase may be formed. Due to the high sacrificial anticorrosive ability, a sufficient amount of ⁇ -Mg phase is formed in order to obtain high anticorrosiveness at the cut end face and corrosion resistance at the processed part, particularly in a dry environment where the time ratio of the dry state is high. Need to be.
  • a sufficient amount of Al 3 Mg 2 is particularly required to obtain high cut end surface corrosion resistance and processed part corrosion resistance in a wet environment with a high time ratio in a high humidity state. Many phases need to be formed.
  • the peak of (880) and d value of 2.496 is useful as a single peak in the composition range of this embodiment.
  • Cu—K ⁇ rays are used in the same manner as the ⁇ -Mg described above, if the diffraction angle 2 ⁇ is measured in the range of 35.6 degrees to 36.3 degrees, the peak intensity of the above peak is reduced by fitting a single peak. can get.
  • Standard materials for a plurality of Al alloys are prepared, and the volume fractions of the ⁇ -Mg phase and the Al 3 Mg 2 phase are respectively determined by EDS.
  • X-ray diffraction is measured using the same standard data, and the diffraction line intensity ratio of ⁇ -Mg phase / Al phase and Al 3 Mg 2 phase / Al phase is obtained.
  • a calibration curve is prepared from the volume fraction by EDS and the diffraction line intensity ratio of ⁇ -Mg phase / Al phase and Al 3 Mg 2 phase / Al phase.
  • the volume fraction of each phase was calculated by comparing the diffraction line intensity ratio of each sample with the above calibration curve.
  • the ⁇ -Mg phase and the Al 3 Mg 2 phase may have a slightly oriented crystal orientation, but when a sufficient amount of ⁇ -Mg phase and Al 3 Mg 2 phase are formed, In-plane rotation of the sample is sufficient, and detection is possible with a single peak.
  • the volume fraction of the ⁇ -Mg phase and Al 3 Mg 2 phase in the region from the surface of the plated steel plate to a depth of about 5 ⁇ m is adjusted by adjusting the conditions such as the output of the radiation source. The rate can be measured. If the sum of the volume fractions of the ⁇ -Mg phase and Al 3 Mg 2 phase is 1% or more, a plating layer having a high anticorrosion ability can be obtained.
  • the upper limit of the total volume fraction of the ⁇ -Mg phase and Al 3 Mg 2 phase obtained in the plating layer obtained under the above conditions is about 40%.
  • the total volume fraction is preferably 3% or more, and more preferably 5% or more, or 7% or more.
  • the volume fraction of the ⁇ -Mg phase is desirably 0.4% or more and 20% or less.
  • the volume fraction of the Al 3 Mg 2 phase is desirably 0.1% or more and 40%.
  • the plating film of the present embodiment may contain one or two of Si: 0.02 to 2% and REM (rare earth element): 0.02 to 1%.
  • the corrosion resistance in particular, the cut end surface corrosion resistance and the processed part corrosion resistance are further improved, and an improvement effect on the bare corrosion resistance and the corrosion resistance after coating is also recognized. If any component is less than 0.02%, the effect of improving the corrosion resistance is not exhibited, so the lower limit of the amount of Si and REM is 0.02%.
  • the upper limit of the REM amount is 1%.
  • REM is preferably a La—Ce alloy that can be added to the plating bath as an industrially inexpensive misch metal.
  • Other REMs such as Sc, Y, Pr, Nd, Pm, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb, and Lu also exhibit the above-described effect of improving corrosion resistance. Can be used.
  • Sr may be added as a plating component of the present embodiment in order to keep the surface properties during production favorable. If the amount of Sr is less than 0.003%, there is no effect, and if it exceeds 2%, dross generation becomes significant. For this reason, when adding the amount of Sr, it is made into the range of 0.003 to 2%.
  • the effect of adding Sr is particularly effective when the amount of Mg added is large. In addition, it contributes secondarily through the improvement of the surface properties, particularly to the corrosion resistance after painting.
  • the base steel material is not limited to a specific steel material.
  • a hot rolled material or a cold rolled material can be used as the base steel material.
  • ordinary steel materials, extremely low carbon steel materials, high strength steel materials containing a large amount of Si, Mn, and Al, stainless steel materials, and electromagnetic steel materials can also be used.
  • the shape of the steel material may be any of a steel plate, a steel pipe, a structural material, and a wire.
  • the plating method is preferably a hot dipping method from an industrial point of view.
  • the surface of the steel material is activated by any method such as a non-oxidation furnace-reduction furnace method, a total reduction furnace method, a flux method, sand blasting, or shot blasting. It is preferable to perform a pretreatment.
  • the hot dipping method there are a case where Fe is added to the plating layer and a case where Fe is added directly to the Al—Mg—Ca alloy hot dipping bath or an alloying treatment is performed.
  • the alloying treatment the steel material used as a base material is immersed in an Al—Mg—Ca alloy hot dipping bath containing almost no Fe, and after the Al—Mg—Ca plating is adhered, during the immersion or after the plating.
  • heat treatment Fe is introduced from the ground iron into the plating layer.
  • this process is referred to as “alloying”.
  • the melting point of the plating bath rises, so that the operation temperature needs to be increased.
  • most of Fe is preferably introduced by the latter alloying method.
  • the plating bath temperature is relatively high, and due to the high reactivity of Al with Fe, only the reaction in the bath, An Fe concentration of 25% or more is also possible.
  • a steel material that is not pre-treated or a pre-treated steel material contains an Al—Mg—Ca— (Fe) alloy plating bath having a required Fe concentration and Mg and Ca concentrations, or almost no Fe. Then, it is immersed in an Al—Mg—Ca alloy plating bath having a required Mg and Ca concentration for more than 3 seconds and not more than 60 seconds. Thereby, an Al—Fe—Mg—Ca alloy plating film having a required thickness is formed on the steel surface.
  • the bath temperature is preferably 500 ° C. or higher and lower than 700 ° C. At this temperature, alloying of the plating film proceeds to produce an Al—Fe—Mg—Ca alloy plating film. Further, after the steel material is lifted from the plating bath, the plating film may be heated to promote the formation of the Al—Fe—Mg—Ca alloy layer (see the alloying heating described later).
  • Mg When adding Mg and Ca into the bath, Mg is added first, and every time several percent Mg is added, about 10% Ca of Mg is added, and after stirring well, several percent Mg is also added. It is possible to adjust the ingredients while maintaining the stability of the bath by repeating the procedure of adding.
  • a method of using a eutectic alloy of Mg or Ca and Al and adding it to the plating bath with a melting point as low as possible may be used. This method is effective in suppressing oxidation of the added metal and maintaining bath stability.
  • Mg and Ca should be alternately added every few percent, and it is preferable to avoid creating a plating bath in which only Mg or Ca is dissolved at a high concentration even temporarily.
  • the Mg in the plating bath is finally added.
  • the concentration needs to be higher than the concentration. That is, since Fe is added to the plating layer by the alloying reaction after immersion, the Mg concentration in the plating layer is lower than the Mg concentration in the plating bath.
  • the Mg concentration in the plating bath specifically needs to be about 40%.
  • the concentration of Ca in the initial plating bath needs to be about twice or more the final concentration in the target plating.
  • the steel material of this embodiment it is necessary to precipitate the added Mg mainly as an ⁇ -Mg phase or Al 3 Mg 2 .
  • the steel material is immersed in the plating bath and then slowly lifted from the plating bath, or immediately after being pulled, gas wiping is performed to remove the excess amount of adhesion. Then, the molten plating is solidified and adhered, and an Al—Fe—Mg—Ca alloy-based plating film having a required thickness is formed on the surface of the steel material. In this case, heat treatment outside the bath is not performed.
  • the steel material is lifted while the reaction between the base metal and the plating layer is incomplete in the bath, and further heat treatment outside the bath (hereinafter referred to as alloying heating), It is preferable to cause a reaction to obtain a desired Fe concentration.
  • the temperature for alloying heating is preferably less than 700 ° C. More desirably, it is less than 650 ° C., and from the viewpoints of manufacturability, bath stability, and Mg yield, it is possible to produce the steel material of the present embodiment with good yield, low cost, and stably. is there.
  • the lower limit of the alloying heat treatment temperature is usually equal to or higher than the melting point of the plating bath component to be deposited. This is because at a temperature lower than the melting point of the deposited plating component, the alloying reaction rate is significantly reduced. However, when alloying progresses, the plating composition of the part which is not alloyed changes.
  • the melting point of the unalloyed part increases as the alloying progresses. Therefore, in order to finish the alloying and obtain a desired component, the melting point of the plating bath is usually used.
  • An alloying heat treatment at a high temperature is required. In the component range of the present embodiment, an alloying heat treatment temperature of at least 500 ° C., preferably 550 ° C. is required.
  • the steel material of this embodiment is excellent in corrosion resistance, in particular, cut end surface corrosion resistance and processed part corrosion resistance, and exhibits sufficient corrosion resistance performance when used barely, but further extends the product life by coating. be able to.
  • the steel material of the present embodiment is particularly superior in sacrificial anticorrosion ability in a dry environment as compared with the conventional Al-plated steel material, and is therefore excellent in the ability to suppress red rust on the buttock generated in the coating. Moreover, the progress of the film swelling can also be suppressed.
  • the paint to be painted is not limited to a specific paint.
  • Polyester resin, amino resin, epoxy resin, acrylic resin, urethane resin, fluorine resin, or the like can be used.
  • the coating method for example, any of roll coater, bar coater, spray, curtain flow, and electrodeposition may be used, and the coating method is not limited to a specific coating method.
  • a chromate-free chemical conversion treatment, a chromate-containing chemical conversion treatment, a zinc phosphate-containing chemical conversion treatment, or the like may be performed as a coating ground treatment.
  • the conditions of the examples are one example of conditions adopted for confirming the feasibility and effects of the present invention, and the present invention is limited to this one example of conditions. Is not to be done.
  • the present invention can adopt various conditions as long as the object of the present invention is achieved without departing from the gist of the present invention.
  • Example An Al alloy plating bath used for the plating production of steel materials is based on an Al—Mg—Ca bath in which pure Al is added with 3 to 40% Mg and 0.05 to 5% Ca, and other necessary. Component elements (Si, REM) were added as necessary to adjust the bath composition.
  • the cold-rolled steel sheet was reduced and annealed at 800 ° C. in an N 2 -15% H 2 atmosphere.
  • the steel sheet was immersed in a plating bath having a bath temperature of the melting point of the plating bath + 40 ° C. for 0.3 to 3 seconds. After pulling up the steel plate, the amount of plating was adjusted to 40 g / m 2 on one side by air wiping.
  • the steel materials of the examples were alloyed and heated in the range of 500 to 690 ° C. and the comparative steel materials in the range of 440 to 720 ° C. for 2.8 to 6 seconds. Then, it cooled immediately with nitrogen gas, and formed the plating film on the surface of the said steel plate.
  • Some of the comparison materials were prepared by changing the plating bath temperature, alloying heating conditions, or not alloying heating.
  • the equilateral mountain-shaped steel was cut at 10 cm in the longitudinal direction, and the hot-rolled steel plate was cut into a 10 cm ⁇ 10 cm square to prepare a sample.
  • the sample was subjected to soaking plating by the flux method.
  • the plating adhesion amount was adjusted by adjusting the dipping time and the drawing speed.
  • the alloying heat treatment was separately performed using an induction heating furnace.
  • a steel sheet produced by satisfying all the conditions of a plating bath temperature of less than 650 ° C., an alloying heating temperature of less than 650 ° C., and an alloying heating time of less than 30 seconds is judged to have good manufacturability. “A” evaluation was shown in the manufacturability column of 2.
  • a steel plate having a high melting point of the plating bath and a plating bath temperature of 650 ° C. or higher, an alloying heating temperature of 650 ° C. or higher, or an alloying heating time of 30 seconds or longer is average.
  • the manufacturability was judged to be manufacturable, and “B” evaluation was shown in the manufacturability column of Table 2.
  • the alloying heating temperature was 700 ° C. or higher, the alloying heating time was 60 seconds or more, and the immersion time was 0.5 seconds or less.
  • the “C” evaluation is shown in the manufacturability column of 2.
  • Table 2 shows the results of chemical analysis of the plating film.
  • I is the detection intensity (KCPS) of X-ray diffraction measurement
  • T2 is the diffraction angle (2 ⁇ , °)
  • BG is a background intensity (KCPS)
  • Ip is a peak intensity (KCPS)
  • Tx is a peak center angle (°)
  • Tw is a constant (°) proportional to the half width, and these four are fitting parameters.
  • the P / B ratio was calculated by Ip / BG obtained by fitting.
  • Fitting does not converge in the first place, or as a result of fitting, peak intensity is negative, peak half-value width is 0.5 degree or more, background is negative, background is more than double the data at both ends of the fitting angle range, Those that converged to an abnormal value, for example, were also compared with the graph shape, and the peak intensity was determined to be 0, assuming that there was no significant peak intensity.
  • Figure 1 shows No. This is an analysis example for detecting ⁇ -Mg phase (002) peaks of 20 samples. Ip is 88.6 and BG is 78.6, and the P / B ratio is 1.13. Also from the graph, the fitting curve traces the center of the distribution of data, and the peak intensity is detected significantly with respect to the BG intensity, so that the ⁇ -Mg phase (002) peak is detected. Judged.
  • Figure 2 shows No. This is an analysis example for detecting ⁇ -Mg phase (002) peaks of 54 samples. Ip was 15.2 and BG was 57.6, and the P / B ratio was 0.26, which was 1 or less. Also from the graph, the fitting curve traces the center of the data distribution, but the peak intensity is not sufficient and is buried in noise. In such a case, it was assumed that sufficient ⁇ -Mg phase (002) peak could not be detected. For this reason, no. In the case of 54, it was determined that the conditions for forming the Mg phase were not sufficient.
  • FIG. This is an analysis example for detecting Al 3 Mg 2 phase (880) peaks of 54 samples. Ip is fitted to 529, BG is fitted to 193, P / B ratio is 2.74, and detection is clear. In this case, the peak intensity of the Al 3 Mg 2 phase (880) was set to 529, and it was determined whether the conditions for forming the Mg phase were sufficient as compared with the peak intensity of the Mg phase.
  • FIG. This is an analysis example for detecting Al 3 Mg 2 phase (880) peaks of 20 samples.
  • Ip was -167 and BG was fitted with 226.
  • Ip is negative, and BG is also far from the predicted visual value of 100 or less, which can be estimated by a graph.
  • This is an example in which the fitting converges to an abnormal value because no significant peak is detected compared to the noise level, as can be seen from the graph.
  • volume fraction was measured using an X-ray diffractometer for each sample to be measured, using the (200) diffraction line intensity of the Al phase (002) of the ⁇ -Mg phase and (880) of the Al 3 Mg 2 phase. ) The ratio of diffraction line intensities was determined.
  • the evaluation was performed by setting the evaluation criteria (score) of the following five levels, and a score of 3 or more was determined to be acceptable. The results are shown in Table 2. Rating: End face red rust occurrence rate 5: Less than 5% 4: 5% or more and less than 10% 3: 10% or more and less than 20% 2: 20% or more and less than 30% 1: 30% or more
  • a spray test in which the salt water in the salt spray test (JIS-Z2371) was changed to 0.5% was performed on this test piece for 1 hour per day, and the rest was placed at a temperature of 35 ° C. and a humidity of 40%.
  • the wet and dry repeated test was conducted for 60 days, and the area where red rust was generated in the processed part was measured.
  • the red rust occurrence area relative to the processed area was evaluated as the processed area red rust occurrence rate.
  • the evaluation was performed by setting the evaluation criteria (score) of the following five levels, and a score of 3 or more was determined to be acceptable. The results are shown in Table 2. For equilateral angle steel and hot-rolled sheet, the corrosion resistance test for the processed part was not carried out, and the evaluation column was “-”. Grade: Red rust incidence of processed parts 5: Less than 5% 4: 5% or more but less than 10% 3: 10% or more but less than 20% 2: 20% or more but less than 30% 1: 30% or more
  • a polyester paint (NSC-300HQ made by Nippon Paint Co., Ltd.) was applied and baked in a hot air drying furnace at a plate temperature of 220 ° C. to form a coating film having a thickness of 20 ⁇ m.
  • a sample of 150 mm ⁇ 70 mm was cut out, and a 70 mm long straight cut wrinkle was applied to the surface of the sample with a cutter knife. About this sample, 90 cycles of cyclic corrosion tests (SAE J2334 conformity) were performed, and after the test, the maximum value of the swollen width of the coating film from the heel portion was measured.
  • SAE J2334 conformity 90 cycles of cyclic corrosion tests
  • Score coating bulge width less than 5: 1 mm 4: 1 mm or more and less than 2 mm 3: 2 mm or more and less than 5 mm 2: 5 mm or more and less than 10 mm 1: 10 mm or more
  • spot weldability test The spot welding test was carried out by examining the number of consecutive hit points during spot welding for the sample using 0.8 mm cold rolled steel sheet as a base material under the following welding conditions.
  • Ten cycles of energization were performed using a 50 Hz power source. Pressurization was performed at a pressure of 1.7 kN for 30 cycles before energization, 10 cycles after energization, and without an up-down slope.
  • the welding current value in the continuous spot property investigation is 3.6 mm using an average value of the current value I 1 (kA) and the welding current value I 2 (kA) at which a nugget diameter of 3.6 mm or more is obtained. The maximum number of hits for maintaining the nugget diameter was determined.
  • Table 2 shows the evaluation results of each test. For the equilateral angle steel and hot rolled sheet, the spot welding test was not performed, and the evaluation column was “-”.
  • A indicates a hot rolled steel sheet
  • B indicates an equilateral mountain steel material.
  • the numerical values in bold indicate that they are outside the range of the present invention or outside the desirable range.
  • No. Nos. 58 to 61 have a low alloying temperature outside the bath, so that the alloying reaction does not proceed sufficiently, and the amount of Fe is outside the range of the present invention. For this reason, the weldability of plating is bad.
  • No. In 62-63 the alloying temperature outside the bath is high, and the ⁇ -Mg phase and the Al 3 Mg 2 phase are lost, and therefore, various corrosion resistance test results are poor.
  • both the cut end surface corrosion resistance and the processed portion corrosion resistance particularly in a dry environment are excellent, and the aluminum alloy plating film having versatility as a structural material does not corrode for a long period of time.
  • a steel material can be provided stably. Therefore, the present invention has great applicability as a general-purpose structural material in various manufacturing industries and construction industries.

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Abstract

　この溶融アルミニウム合金めっき鋼材は、基材とめっき被膜とを備え、前記めっき被膜の組成が、質量％で、Ｆｅ：２５～７５％、Ｍｇ：２～２０％、Ｃａ：０．０２～２％を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物であり、前記めっき被膜がα－Ｍｇ相、Ａｌ3Ｍｇ2相のいずれか一方又は両方を含有し、前記めっき被膜の表層から深さ５μｍまでの範囲におけるα－Ｍｇ相の体積分率と、Ａｌ3Ｍｇ2相の体積分率との合計が、１％以上４０％以下である。

Description

切断端面耐食性及び加工部耐食性に優れた溶融アルミニウム合金めっき鋼材とその製造方法
　本発明は、耐食性に優れた表面処理鋼材、特に、切断端面耐食性及び加工部耐食性に優れたアルミニウム合金めっき鋼材とその製造方法に関する。
　本願は、２０１０年５月３１日に、日本に出願された特願２０１０－１２４９３３号及び２０１０年６月１０日に、日本に出願された特願２０１０－１３３０８７号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　従来から、鋼材表面に、Ｚｎ含有合金のめっきを施したＺｎめっき鋼材は、自動車、家電、建材等、幅広い分野で使用されている。しかし、Ｚｎには価格の高騰や資源枯渇等の問題があるため、Ｚｎに替わるめっき用金属が求められている。
　一方、アルミニウムは安価で埋蔵量も豊富である。アルミニウムを用いてめっきされたアルミニウムめっき鋼板は、耐食性及び耐熱性に優れていることから、Ｚｎめっき鋼材同様、家電、建築、自動車用構造材として広く用いられている。
　しかし、このアルミニウムめっき鋼板は、犠牲防食作用が比較的小さいという問題がある。これは、特に乾燥した環境において、Ａｌが不動態化し易いという特性をもち、この不動態被膜の生成により、犠牲防食能が低下するためである。このため、従来のアルミニウムめっきでは、優れた犠牲防食能を持つ亜鉛めっきの代替は困難であった。
　近年、腐食性の高い環境下でも、長期間（例えば、数年間）にわたり、腐食（例えば、孔あき腐食）が起きない高耐食性鋼材が強く求められていることから、溶融アルミニウムめっき鋼板の耐食性を高める提案が数多くなされている（例えば、特許文献１～４、参照）。
　これらの提案では、鋼板組成や、めっき浴組成を工夫し、溶融アルミニウムめっき鋼板の総合的な耐食性の向上が図られている。一方、最近に至り、溶融アルミニウムめっき鋼板の用途が多様化した結果、溶融アルミニウムめっき鋼板を所要の形状に切断したり、強加工したりして使用する頻度が増加している。このため、切断端面や、加工部における耐食性を高めること、つまり、犠牲防食能の改善が強く求められている。
　特許文献５には、加工部及び端面耐食性に優れたＡｌめっき鋼板が開示されている。しかし、上記鋼板は、めっき層に高価なＺｎを含有するので、家電、建築、自動車用構造材として、コスト的に不利である。
　特許文献６には、加工部耐食性に優れた高強度Ａｌめっき鋼板が開示されているが、プレス加工後の焼入れが必須であり、汎用性を欠くものである。
　特許文献７には、Ｍｇ、Ｃａを含有するアルミニウム合金めっき鋼材が開示されている。しかし、この開示では、鋼材のめっき被膜の付着方法が、溶融めっきに限定されておらず、工業的に有利な溶融めっきによる安定的に製造のための検討は行われていない。
特開昭６２－１７６０２１号公報 特開平０５－２８７４９２号公報 特開平０５－３１１３７９号公報 特開２００４－２５０７３４号公報 特開２００２－０１２９５９号公報 特開２００４－２４４７０４号公報 特開２００９－１２０９４２号公報
　従来の溶融アルミニウムめっき鋼板の耐食性に係る限界に鑑み、本発明は、切断端面耐食性と加工部耐食性の両方に優れ、長期間にわたり腐食せず、かつ、構造材として汎用性のある溶融アルミニウム合金めっき被膜を有する鋼材を安定的に提供することを課題とする。
　本発明者らは、アルミニウム合金を溶融めっきした鋼材において、切断端面耐食性と加工部耐食性の両方を高める手法について鋭意検討した。
　検討の結果によると、鋼材の表面に、所要量のＭｇ及びＣａを含有するＦｅ－Ａｌ合金を溶融めっきすると、切断端面耐食性及び加工部耐食性がともに向上し、長期間にわたり赤錆が発生しないことが見出されていた。さらに、成分範囲を特定範囲に規制すると、溶融めっき製造におけるめっき浴安定性や合金化熱処理の容易さなどの、主に操業性の利点が得られることが見出された。さらに、安定して耐食性を発揮するためには、めっき層中のＭｇの大部分は、Ａｌ相に固溶しておらず、α－Ｍｇ相またはＡｌ3Ｍｇ2相の形態を取っていることが重要であることが見出された。
　本発明はの要旨は以下のとおりである。
（１）本発明の一態様にかかる溶融アルミニウム合金めっき鋼材は、基材とめっき被膜とを備え、前記めっき被膜の組成が、質量％で、Ｆｅ：２５～７５％、Ｍｇ：２～２０％、Ｃａ：０．０２～２％を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物であり、前記めっき被膜がα－Ｍｇ相、Ａｌ3Ｍｇ2相のいずれか一方又は両方を含有し、前記めっき被膜の表層から深さ５μｍまでの範囲におけるα－Ｍｇ相の体積分率と、Ａｌ3Ｍｇ2相の体積分率との合計が、１％以上４０％以下である。
（２）上記（１）の溶融アルミニウム合金めっき鋼材の前記めっき被膜において、前記α－Ｍｇ相の体積分率が０．４％以上２０％以下であってもよい。
（３）上記（１）の溶融アルミニウム合金めっき鋼材の前記めっき被膜において、前記Ａｌ3Ｍｇ2相の体積分率が０．１％以上４０％以下であってもよい。
（４）上記（２）の溶融アルミニウム合金めっき鋼材において、前記めっき被膜の組成中に含有されるＦｅの量が４０～５５％であってもよい。
（５）上記（３）の溶融アルミニウム合金めっき鋼材において、前記めっき被膜の組成中に含有されるＦｅの量が３０～５０％であってもよい。
（６）上記（１）～（５）のいずれかの溶融アルミニウム合金めっき鋼材において、前記めっき被膜の組成が、さらに、質量％で、Ｓｉ：０．０００１～２％及びＲＥＭ：０．０００１～１％、Ｓｒ：０．０００１～２％の１種又は２種以上を含有してもよい。
（７）上記（６）の溶融アルミニウム合金めっき鋼材において、前記ＲＥＭが、Ｌａ－Ｃｅ合金であってもよい。
（８）本発明の別の一態様にかかる融アルミニウム合金めっき鋼材は、上記（１）～（５）のいずれかの溶融アルミニウム合金めっき鋼材に、塗装が施されている。
（９）本発明の別の一態様にかかる製造方法は、上記（１）の溶融アルミニウム合金めっき鋼材を製造する方法であって：めっき浴に前記基材を浸漬するめっき工程と；前記基材を前記めっき浴中に浸漬した状態で、または、前記めっき浴から前記基材を引き上げた後に、前記めっき浴の融点以上、５００℃以上、７００℃未満の温度で、３秒超６０秒以下、前記基材を保持する合金化熱処理工程と；を有する。
（１０）本発明の別の一態様にかかる製造方法は、上記（２）の溶融アルミニウム合金めっき鋼材を製造する方法であって：めっき浴に前記基材を浸漬するめっき工程と；前記めっき浴から前記基材を引き上げた後に、前記めっき浴の融点以上、５００℃以上、７００℃未満の温度で、３秒超６０秒以下、めっきされた前記基材を加熱する合金化熱処理工程と；を有する。
（１１）本発明の別の一態様にかかる製造方法は、上記（３）の溶融アルミニウム合金めっき鋼材を製造する方法であって：めっき浴に前記基材を浸漬するめっき工程と；前記基材を前記めっき浴中に浸漬した状態で、前記めっき浴の融点以上、５００℃以上、７００℃未満の温度で、３秒超６０秒以下、前記基材を保持する合金化熱処理工程と；を有し、前記めっき浴からめっきされた前記基材を引き上げた後に、合金化熱処理を行わない。
　本発明によれば、めっき中のα－Ｍｇ相の効果により、比較的乾燥した環境や、高湿度で、過酷な腐食環境でも、耐食性、切断端面耐食性と加工部耐食性の両方に優れ、長期間にわたり腐食せず、かつ、構造材として汎用性のあるアルミニウム合金めっき被膜を有する鋼材を、安定的に提供することができる。
Ｎｏ．２０のサンプルのα－Ｍｇ相（００２）ピーク検出のための解析例を示す図である。円形の各プロットがＮｏ．２０の回折線強度の生データであり、実線がフィッティングした結果を示している。 Ｎｏ．４０のサンプルのα－Ｍｇ相（００２）ピーク検出のための解析例を示す図である。円形の各プロットがＮｏ．４０の回折線強度の生データであり、実線がフィッティングした結果を示している。 Ｎｏ．４０のサンプルのＡｌ3Ｍｇ2相（８８０）ピーク検出のための解析例を示す図である。円形の各プロットがＮｏ．４０の回折線強度の生データであり、実線がフィッティングした結果を示している。 Ｎｏ．２０のサンプルのＡｌ3Ｍｇ2相（８８０）ピーク検出のための解析例を示す図である。円形の各プロットがＮｏ．２０の回折線強度の生データであり、実線がフィッティングした結果を示している。
　発明者による検討の結果、従来技術にかかるめっき鋼材では、めっき浴の長期安定性が必ずしも良くない、又は操業上の不安定性に起因して、製品の耐食性が十分でない場合があることが判明した。
　また、上記従来技術では、めっき層中でＭｇを含有するミクロ組織と耐食性の関係については、詳細に検討されていない。この結果、特に乾燥した環境や、特に高湿度の環境における切断端面耐食性や加工部耐食性が安定して得られないことが明らかになった。
　そこで、本発明者らは、アルミニウム合金を溶融めっきした鋼材において、切断端面耐食性と加工部耐食性の両方を高める手法について鋭意検討した。
　検討の結果によると、鋼材の表面に、所要量のＭｇ及びＣａを含有するＦｅ－Ａｌ合金を溶融めっきすると、切断端面耐食性及び加工部耐食性がともに向上し、長期間にわたり赤錆が発生しないことが見出された。さらに、成分範囲を特定範囲に規制すると、溶融めっき製造におけるめっき浴安定性や合金化熱処理の容易さなどの、主に操業性の利点が得られることが見出された。さらに、様々な環境で安定して耐食性を発揮するためには、めっき層中のＭｇの主要部分が、Ａｌ相に固溶しておらず、α－Ｍｇ相またはＡｌ3Ｍｇ2相の形態を取っていることが重要であることが見出された。
　Ｍｇは、溶融アルミニウム合金めっき鋼材において、耐食性に直接寄与する重要因子である。しかし、従来技術にかかるアルミニウム合金めっき鋼材では、めっき層中のＭｇがどのようなミクロ組織中に含有されているかについて、十分な検討が行われていなかった。また、めっき層中のＭｇ含有組織を制御する方法についても開示されていなかった。一方、乾燥環境、湿潤環境において、それぞれ耐食性に寄与するのは、主としてα－Ｍｇ相、Ａｌ3Ｍｇ2相の組織である。これらの組織以外の、Ａｌ層に固溶した状態のＭｇは、十分に耐食性に寄与できない。
　また、従来技術では、めっき層にＦｅを導入する目的で比較的高温の合金化加熱処理を行う。この合金化加熱処理の温度が高いと、めっき中浴時にめっき層中に形成されたＡｌ3Ｍｇ2相の多くは、蒸発して失われる傾向にある。また、高温で合金化処理を行うと、α－Ｍｇ相の大部分も、表層から蒸発して失われることが解った。
　このため、本発明では、めっき形成時の加熱工程を厳格に管理することによって、めっき層中のＭｇ含有組織を制御し、安定して高い耐食性を有する溶融アルミニウム合金めっき鋼材を得る。
　以下、本発明の実施形態について詳細に説明する。
　本実施形態の溶融アルミニウム合金めっき鋼材（本実施形態鋼材）は、基材とめっき被膜とを備える溶融アルミニウム合金めっき鋼材である。めっき被膜の付着量は、特に限定されないが、４０ｇ／ｍ2、膜厚さ２０μｍ程度が望ましい。前記めっき被膜の組成は、質量％で、Ｆｅ：２５～７５％、Ｍｇ：２～２０％、Ｃａ：０．０２～２％を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物である。前記めっき被膜は、α－Ｍｇ相、Ａｌ3Ｍｇ2相のいずれか一方又は両方を含有する。前記めっき被膜の表層から深さ５μｍまでの範囲におけるα－Ｍｇ相の体積分率と、Ａｌ3Ｍｇ2相の体積分率との合計は、１％以上４０％以下である。上記構成により、この鋼材は、優れた切断端面耐食性及び加工部耐食性を備える。
　以下に、めっき被膜の成分組成に係る限定理由について説明する。なお、％は、質量％を意味する。
　溶融めっき法において、めっき被膜中のＦｅ量を２５％未満にするためには、めっき浸漬時間を短くしたり、めっき浴から引き抜き後、急冷したり、又は、めっき成分としてＳｉなどの合金化抑制成分を添加する必要がある。このため、操業条件上、様々な不利益が生じる。
　また、Ｆｅ量が２５％より低い場合には、めっき最上層でＦｅ濃度の非常に低い部分が、局所的に生成する場合があり、塗装後耐食性を劣化させる場合もある。このため、めっき被膜のＦｅ含有量の下限を２５％以上とした。望ましいＦｅ量の下限は、２５％超であり、さらに望ましくは、３０％以上である。
　めっき被膜中のＦｅ量が、７５％を超えると、Ｆｅ3Ａｌが生成し、めっき被膜が脆くなる。この結果、下地鋼材に達するクラックが増大し、加工時に、めっき被膜が破壊し、剥離脱落するため、所要の耐食性と加工部耐食性が得られないことがある。それ故、Ｆｅ量の上限を７５％以下にした。望ましいＦｅ量の上限は５０％以下、更に望ましくは４０％未満である。
　めっき被膜に５５％以上のＦｅを導入するには、Ｓｉなどの合金化抑制元素の添加がない場合でも、合金化のための熱処理を、高温で、又は、長時間実施する必要があり、非経済的な操業条件が要求される。また、そのような高温、又は、長時間の熱処理を行った場合、地鉄とめっきとの界面に、平均的なめっき層よりもＦｅ濃度の高い脆化層が生成し易い。このため、めっき被膜のＦｅ濃度は、５５％以下が望ましい。
　Ｍｇ及びＣａは、切断端面耐食性と加工部耐食性を高めるために添加する。浴安定性の観点から、Ｍｇを主として添加し、Ｃａは、めっき浴中のＭｇの酸化を抑制するために添加する。本実施形態のめっき被膜のＦｅ濃度範囲では、Ｍｇが２％未満であると、上記耐食性向上効果が十分でない。このため、Ｍｇ量の下限を２％とする。望ましくは、Ｍｇ量の下限は５％以上である。
　一方、めっき被膜に２０％以上のＭｇ量を含有させるためには、特に、Ｆｅをほとんど含有しないめっき浴を用いて、鋼板との反応でＦｅを導入する場合、めっき浴中のＭｇを非常に高濃度にしておく必要がある。つまり、合金化反応によりめっき被膜にＦｅが加わるので、めっき層中のＭｇ濃度は、めっき浴中のＭｇ濃度より相対的に低くなるためである。
　Ｃａは、安定な腐食生成物の生成と、めっきの浸漬電位を低く保持するため、良好な切断端面耐食性と加工部耐食性に寄与する。また、めっき浴中のＭｇの酸化を抑制して、めっき浴を安定化する。めっき浴の安定のために、Ｍｇ量に応じて必要なＣａの最低限の量は、おおむねＭｇ量の１～１０％程度である。従って、めっき層中のＣａの含有量を０．０２～２％とする。Ｃａ量が２％を超えると、めっき浴の安定性を失うことが多いため、Ｃａ量の上限は２％以下。好ましくは、１．５％以下とする。また、望ましいＣａ量の下限は、０．１％以上であり、０．２％以上が更に好ましい。特に本願に最適なＭｇ濃度に鑑みて、めっき浴を安定化させるためには、Ｃａ量の下限が１％超であることが更に好ましい。
　合金化のための熱処理を別途実施し、十分なＦｅ濃度を得る場合には、熱処理時にＭｇが気化する分も考慮すると、めっき被膜に２０％超のＭｇを含有させるためには、めっき浴中のＭｇ濃度は、具体的には４０％以上が必要になる。このＭｇ濃度では、めっき浴の安定性を担保するのに困難が生じる。そのため、めっき被膜のＭｇ量の上限を２０％とする。望ましくは１５％以下である。
　このＭｇ含有範囲では、塩水噴霧試験より厳しい腐食環境であるサイクル腐食試験において、安定な腐食生成物が生成すると推定され、良好な切断端面耐食性と加工部耐食性が示される。
　本発明鋼材のめっき組成範囲のめっき中のＭｇの存在形態は、主に、Ａｌ中への固溶、α－Ｍｇ相、及び、Ａｌ3Ｍｇ2相、の３種である。特に犠牲防食性能を向上させて、高度な切断端面耐食性や加工部耐食性を得るためには、α－Ｍｇ相をより多く析出させることが有効である。また、濡れ時間が長い、湿度が高い環境中で、長時間犠牲防食性能を保持させて、高度な切断端面耐食性や加工部耐食性を得るためには、Ａｌ３Ｍｇ２相をより多く析出させることが有効である。
　ここで、α－Ｍｇとは、純Ｍｇの室温での構造と同等の結晶構造を持つＭｇ基金属のことである。Ｘ線回折で同定されるα－Ｍｇのピークとして、ＩＣＤＤのＰＤＦデータベースにおいて番号００－０３５－０８２１が登録されている。同様に、Ａｌ3Ｍｇ2相は、番号００－０２９－００４８に登録されている。
　α－Ｍｇ相は、浸漬電位が低いために、α－Ｍｇ相を含むめっき被膜は高い犠牲防食を有し、特に、初期の防食性能に優れる鋼板を実現することが可能となる。この特性は、また、特に乾いた環境での防食性能向上に寄与する。
　また、副次的な効果として、α－Ｍｇ相を形成させためっき表面には、低融点のＡｌ含有相が少なくなるため、スポット溶接性も向上する。
　Ａｌ３Ｍｇ２相は、α－Ｍｇ相よりは浸漬電位が高いが、基材の鋼材よりは低い浸漬電位を示すので、犠牲防食能力がある。さらに、Ａｌ３Ｍｇ２相は、適度にＡｌと合金化しているために、濡れ環境でも長期に耐食性を保ち、長い期間、犠牲防食を維持することが出来る。そのため、長期の防食性能に優れる鋼板を実現することが可能となる。この特性は、特に、濡れた環境での防食性能に寄与する。
　本実施形態の鋼材におけるα－Ｍｇ相、Ａｌ３Ｍｇ２相の形成は、めっき表面からのＸ線回折により、容易に検出・同定できる。本実施形態の組成範囲であれば、（００２）、ｄ値で２．６０５のピークが、他の形成相のピークと重ならずに、単独ピークとして利用できる。
　例えば、市販のＸ線回折装置を用いて、４０ｋＶ－１５０ｍＡのＣｕ－Ｋα線をＸ線源に使用し、発散スリット及び散乱スリット：１度、受光スリット：０．１５ｍｍ、モノクロ受光スリット：０．８ｍｍ、走査速度：２度／分（連続）、サンプリング間隔：０．０１度、回折角度２θ：３３．８度から３４．７度の条件で、２０ｍｍ角の大きさに切りだした付着量４０ｇ／ｍ2のサンプルを測定した場合、３４．２～３４．５度の範囲にピークが得られる。（「Ｐ：バックグランド強度を差し引いたピーク強度」の「Ｂ：＝バックグランド強度」に対する比率）をＰ／Ｂ比とすると、ピークフィッティングにより、Ｐ／Ｂ比が１以上に検出されれば、α－Ｍｇを検出したと判定できる。
　α－Ｍｇ相やＡｌ3Ｍｇ2相の形成が不十分な場合は、ＭｇはＡｌ相やＡｌ－Ｆｅ合金層に固溶している。Ｍｇ含有量が多い場合は、α－Ｍｇ相とＡｌ3Ｍｇ2相の両方が形成されている場合もある。高い犠牲防食能により、特に、乾燥状態の時間的な割合の高い、乾いた環境で、高い切断端面防食性や加工部耐食性を得るためには、十分な量のα－Ｍｇ相が形成されている必要がある。また、長期の犠牲防食能により、特に、湿度の高い状態の時間的な割合の高い、濡れた環境で高い切断端面防食性や加工部耐食性を得るためには、十分な量のＡｌ３Ｍｇ２相が多く形成している必要がある。
　Ａｌ3Ｍｇ2相の検出には、本実施形態の組成範囲では、（８８０）、ｄ値で２．４９６のピークが単独ピークとして有用である。前述のα－Ｍｇと同様にＣｕ－Ｋα線を使用する場合、回折角度２θが３５．６度から３６．３度の範囲で測定すれば、単一ピークのフィッティングにより、上記ピークのピーク強度が得られる。
　上記条件で便宜的なＸ線回折の測定を行い、この測定結果に対して前述の解析方法を用いたデータフィッティングを行うことにより各ピークの強度が得られる。これらのピーク強度と、同様に計測したＡｌ相の（２００）回折線強度とを比較することで、下記の手順に従って、α－Ｍｇ相および体積分率Ａｌ3Ｍｇ2相の体積分率を推算することができる。
　まず、複数のＡｌ合金の標準資料を用意して、ＥＤＳによってα－Ｍｇ相およびＡｌ3Ｍｇ2相の体積分率をそれぞれ求める。次に、同じ標準資料を用いてＸ線回折の測定を行い、α－Ｍｇ相／Ａｌ相、Ａｌ3Ｍｇ2相／Ａｌ相の回折線強度比を求める。これらの標準資料について、ＥＤＳによる体積分率と、α－Ｍｇ相／Ａｌ相およびＡｌ3Ｍｇ2相／Ａｌ相の回折線強度比と、から検量線を作成する。試験資料についてはＸ線回折の測定のみを行い、各試料の回折線強度比と上記検量線を比較することで各相の体積分率を算出した。
　なお、α－Ｍｇ相もＡｌ3Ｍｇ2相も、結晶方位が多少配向していることもあるが、十分な量のα－Ｍｇ相、Ａｌ3Ｍｇ2相が生成している場合には、サンプルの面内回転などで十分、単一のピークにより検出が可能である。
　Ｘ線回折を用いる上記方法で測定した場合、線源の出力等の条件を調整することによって、めっき鋼板の表面から約５μｍの深さまで領域のα－Ｍｇ相、Ａｌ3Ｍｇ2相の体積分率を測定できる。
　α－Ｍｇ相、Ａｌ3Ｍｇ2相の体積分率の合計が１％以上であれば、高い防食能を持つめっき層が得られる。上記の条件で得られるめっき層で得られるα－Ｍｇ相、Ａｌ3Ｍｇ2相の体積分率の合計の上限は４０％程度である。より高い防食能を求める場合、上記体積分率の合計が３％以上であることが好ましく、５％以上、または、７％以上であることがさらに望ましい。
　特に乾燥環境での高い犠牲防食能を求める場合、α－Ｍｇ相の体積分率が０．４％以上２０％以下であることが望ましい。
　一方、特に湿潤環境での高い犠牲防食能を求める場合、Ａｌ３Ｍｇ２相の体積分率が０．１％以上４０％であることが望ましい。
　本実施形態のめっき被膜には、他に、Ｓｉ：０．０２～２％、及び、ＲＥＭ（希土類元素）：０．０２～１％の１種又は２種を含有することができる。
　めっき被膜中に、Ｓｉ及び／又はＲＥＭが存在すると、耐食性、特に、切断端面耐食性と加工部耐食性がより向上するとともに、裸耐食性や塗装後の耐食性についての改善効果も認められる。いずれの成分も、０．０２％未満では、上記耐食性向上効果が発現しないので、Ｓｉ及びＲＥＭの量の下限は、０．０２％とする。
　一方、めっき被膜中にＳｉが多量に存在すると、このＳｉがＡｌ－Ｆｅ－Ｍｇ－Ｃａの合金化を抑制するように作用する。その結果、合金化に必要な加熱温度が上昇したり、加熱を長時間保持する必要が生じることになる。このため、Ｓｉ量の上限は２％とする。
　また、めっき被膜中のＲＥＭ量を１％を超えて増大しても、切断端面耐食性と加工部耐食性は、増量に応じて向上せず、飽和する。このため、ＲＥＭ量の上限は１％とする。
　ＲＥＭとしては、工業的に安価であるミッシュメタルとしてめっき浴に添加することができるＬａ－Ｃｅ合金が好ましい。他のＲＥＭ、例えば、Ｓｃ、Ｙ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕなども、上記耐食性向上効果を発現するので、添加材として使用することができる。
　製造時の表面性状を良好に保つために、本実施形態のめっき成分としてＳｒを添加してもよい。Ｓｒ量が０．００３％未満では効果がなく、２％を超えると、ドロス生成が著しくなる。このため、Ｓｒ量を添加する場合、０．００３～２％の範囲とする。Ｓｒの添加効果は、特に、Ｍｇ添加量の多い時に有効である。また、特に塗装後耐食性に対して、表面性状の改善を通して二次的に寄与する。
　本実施形態においては、上記組成のめっき被膜が、優れた切断端面耐食性及び加工部耐食性を担うので、下地鋼材は、特定の鋼材に限定されない。下地鋼材として、熱間圧延材、冷間圧延材を問わず使用できる。また、普通鋼材を始めとし、極低炭素鋼材、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌを多量に含有する高強度鋼材や、ステンレス鋼材、電磁鋼材も使用することができる。また、鋼材の形状は、鋼板、鋼管、構造材、及び、線材のいずれでもよい。
　めっき方法は、工業的な見地から、溶融めっき法が好ましい。
　なお、めっきの前工程で、鋼材を、アルカリで脱脂した後、無酸化炉－還元炉方法、全還元炉方法、フラックス法、サンドブラスト、ショットブラスト等のいずれかの方法で鋼材の表面を活性化する前処理を行うことが好ましい。
　溶融めっき法においては、めっき層中にＦｅを含有させる方法は、Ａｌ－Ｍｇ－Ｃａ合金溶融めっき浴に、直接、Ｆｅを添加する場合と、合金化処理を施す場合がある。合金化処理では、基材となる鋼材をＦｅを殆ど含まないＡｌ－Ｍｇ－Ｃａ合金溶融めっき浴に浸漬し、Ａｌ－Ｍｇ－Ｃａめっきを付着させた後、浸漬中に、又は、めっき後の熱処理により、Ｆｅが地鉄からめっき層に導入される。以下、この工程を「合金化」と称する。
　溶融めっき工程の操業において、めっき浴中にＦｅを大量に含有させると、めっき浴の融点が上昇するため、操業温度を高温にする必要が生じる。このため、殆どのＦｅは、後者の合金化による方法で導入する方が望ましい。また、特に、Ｓｉを含有しないか、少量のＳｉのみを含有するめっき成分の場合、めっき浴温が比較的高いこと、及び、ＡｌのＦｅとの反応性の高さより、浴中反応のみで、２５％以上のＦｅ濃度とすることも可能である。
　具体的には、前処理しない鋼材、又は、前処理した鋼材を、所要のＦｅ濃度、及び、Ｍｇ及びＣａ濃度のＡｌ－Ｍｇ－Ｃａ－（Ｆｅ）合金めっき浴、又は、Ｆｅを殆ど含まない、所要のＭｇ及びＣａ濃度のＡｌ－Ｍｇ－Ｃａ合金めっき浴に、３秒超６０秒以下、浸漬する。これによって、鋼材表面に、所要厚のＡｌ－Ｆｅ－Ｍｇ－Ｃａ合金めっき被膜が形成される。
　Ｆｅを殆ど含まないＡｌ－Ｍｇ－Ｃａ合金めっき浴を用いる場合には、浴温は、５００℃以上、７００℃未満が好ましい。この温度で、めっき被膜の合金化が進行し、Ａｌ－Ｆｅ－Ｍｇ－Ｃａ合金めっき被膜が生成する。また、鋼材をめっき浴から引き上げた後、めっき被膜を加熱し、Ａｌ－Ｆｅ－Ｍｇ－Ｃａ合金層の形成を促進してもよい（後述の合金化加熱を参照）。
　　Ｍｇ及びＣａを浴中に添加する際には、Ｍｇを先に添加し、数％Ｍｇを添加するごとに、Ｍｇの１０％程度のＣａを添加し、よく撹拌した後に、また、数％Ｍｇを添加する、という手順を繰り返すことにより、浴の安定性を保ちながら、成分調整をすることが可能である。
　また、ＭｇまたはＣａと、Ａｌとの共晶合金を使用して、なるべく低融点の状態でめっき浴に添加する方法を用いても良い。この方法は、添加金属の酸化を抑制し、浴安定性を保持するのに有効である。ただし、その場合も、ＭｇとＣａを数％ごとに交互に添加するべきであり、Ｍｇ又はＣａのみが高濃度に溶解しためっき浴を一時的にでも作成するのは避けるのが好ましい。
　また、浴中のＭｇ量が２０％を超えるようにするためには、特に、Ｆｅを殆ど含有しないめっき浴を用いて、鋼板との反応でＦｅを導入する場合、めっき浴中のＭｇを最終濃度よりも高濃度にしておく必要がある。つまり、浸漬後の合金化反応によりめっき層にＦｅが加わるので、めっき層中のＭｇ濃度は、めっき浴中のＭｇ濃度より低くなるためである。
　合金化のための熱処理を別途実施し、十分なＦｅ濃度を得る場合には、熱処理時に一定量のＭｇが気化して失われる。このため、めっき層中に２０％のＭｇを含有させるためには、めっき浴中のＭｇ濃度は、具体的には、４０％程度が必要である。
　同様に、Ｃａの濃度も、合金化のための熱処理を別途実施する場合には、初期のめっき浴における濃度は、目標とするめっき中の最終濃度の倍程度以上としておく必要がある。
　本実施形態の鋼材においては、添加したＭｇを、主にα－Ｍｇ相またはＡｌ３Ｍｇ２として析出させる必要がある。このうち、Ａｌ３Ｍｇ２をより多く得るためには、鋼材をめっき浴に浸漬したあと、めっき浴からゆっくり引き揚げる、あるいは、引き揚げた後にただちにガスワイピングするなどして、余分な付着量を除去して、溶融めっきを凝固、付着させ、鋼材表面に、所要厚のＡｌ－Ｆｅ－Ｍｇ－Ｃａ合金系めっき被膜を形成する。この場合、浴外での熱処理は行わない。
　一方、α－Ｍｇ相をより多く得るためには、例えば、浴中で地鉄とめっき層の反応が不完全なまま鋼材を引き揚げ、浴外でさらなる熱処理（以降、合金化加熱という）により、所望のＦｅ濃度を得る反応を起こすのが好ましい。
　浴成分に近い組成で付着しためっき被膜を、めっき浴系外で熱処理すると、成分中のＡｌが優先的にＦｅと反応し、Ａｌ中に固溶していたＭｇや、Ａｌ3Ｍｇ2相中にあったＭｇがα－Ｍｇ相として析出するためである。
　ただし、合金化加熱の温度が、鋼板の到達温度（本明細書では、合金化熱処理温度は、この温度を指す）で７００℃以上となると、特に表層のα－Ｍｇ相が蒸発して失われていくため、十分なＭｇ相が得られない場合が多い。このため、合金化加熱の温度は７００℃未満が好ましい。より望ましくは、６５０℃未満であり、製造性、浴安定性、及び、Ｍｇの歩留まりの観点から、歩留り良く、安価に、かつ、安定して、本実施形態の鋼材を製造することが可能である。
　合金化熱処理温度の下限は、通常、付着させるめっき浴成分の融点以上である。付着させためっき成分の融点より低い温度では、合金化反応速度が著しく低下するためである。しかし、合金化が進むと、合金化していない部分のめっき組成は変化する。
　本実施形態のめっきにおいては、合金化が進行するほど、未合金化部分の融点は上昇する成分系のため、合金化を終了させて所望の成分を得るためには、通常、めっき浴融点より高温での合金化熱処理が必要となる。本実施形態の成分範囲では、最低でも５００℃以上、望ましくは５５０℃以上の合金化熱処理温度が必要である。
　本実施形態の鋼材においては、耐食性、特に、切断端面耐食性と加工部耐食性に優れており、裸使用で、十分、耐食性能を発揮するが、塗装をすることで、さらに、製品寿命を延長することができる。本実施形態の鋼材は、特に、これまでのＡｌめっき鋼材に比較して、乾いた環境での犠牲防食能力が、特に優れるため、塗装に生じた疵部の赤錆抑制能力に優れ、その効果として、塗膜膨れの進展も抑制できる。
　塗装する塗料は、特定の塗料に限られない。ポリエステル樹脂、アミノ樹脂、エポキシ樹脂、アクリル樹脂、ウレタン樹脂、フッ素樹脂などを用いることができる。塗装方法については、例えば、ロールコーター、バーコーター、スプレー、カーテンフロー、電着のいずれを用いてもよく、特定の塗装方法に限定されない。
　また、必要に応じ、塗装下地処理として、クロメートフリー化成処理、クロメート含有化成処理、燐酸亜鉛含有化成処理等を施してもよい。
　次に、本発明の実施例について説明するが、実施例の条件は、本発明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、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明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。
　（めっき鋼材の製造）
　板厚０．８ｍｍの低炭素アルミキルド冷延鋼板、肉厚１０ｍｍで辺の長さが１０ｃｍの等辺山形鋼、及び、板厚１０ｍｍの熱延鋼板を基材とし、表１に示す合金めっき層を有する表面処理鋼材を製造した。
　実施例鋼材のめっき製造に使用するＡｌ合金めっき浴は、純Ａｌに、Ｍｇを３～４０％、Ｃａを０．０５～５％添加した、Ａｌ－Ｍｇ－Ｃａ浴を基本とし、その他必要な成分元素（Ｓｉ、ＲＥＭ）を、必要に応じて添加して、浴組成を調整した。
　冷延鋼板に対しては、Ｎ2－１５％Ｈ2雰囲気中、８００℃で還元し、焼鈍した。次いで、浴温をめっき浴の融点＋４０度としためっき浴に鋼板を０．３～３秒浸漬した。鋼板を引き上げた後、エアワイピングで、めっき付着量を、片面４０ｇ／ｍ2に調整した。
　エアワイピング後、実施例の鋼材に関しては、５００～６９０℃の範囲で、比較鋼材に関しては、４４０～７２０℃の範囲にて、２．８～６秒、合金化加熱した。その後、窒素ガスにて、直ちに冷却して、上記鋼板の表面にめっき被膜を形成した。一部は、比較材として、めっき浴温や、合金化加熱条件を変更したり、合金化加熱しないものも作製した。
　等辺山形鋼については、長手方向に１０ｃｍで切断し、また、熱延鋼板については、１０ｃｍ×１０ｃｍの正方形に切断して、試料を作製した。るつぼ炉を用い、該試料に、フラックス法によるどぶ漬けめっきを施した。浸漬時間、及び、引抜き速度を調整して、めっき付着量を調整した。合金化加熱処理は、別途、誘導加熱炉を用いて行った。
　めっき浴温を６５０℃未満、合金化加熱温度を６５０℃未満、さらに、合金化加熱時間を３０秒未満、の全ての条件を満たして製造された鋼板は、製造性良好と判定して、表２の製造性欄に「Ａ」評価を示した。
　めっき浴の融点が高く、めっき浴温を６５０℃以上としたもの、又は、合金化加熱温度を６５０℃以上としたもの、又は、合金化加熱時間を３０秒以上とした鋼板は、平均的な労力で製造可能と判定し、表２の製造性欄に「Ｂ」評価を示した。
　また、合金化加熱温度を７００℃以上あるいは合金化加熱時間を６０秒以上必要としたもの、浸漬時間を０．５秒以下とする必要があったものは、製造が困難と判定して、表２の製造性欄に「Ｃ」評価を示した。
　めっき浴をめっき温度で大気中に２４時間静置した結果、酸化物などのドロスアウトが発生し、浴成分に１％以上の変動が生じた場合、製造が困難と判定して、表２の製造性欄に「Ｄ」評価を示した。
　（製造しためっき鋼材のめっき層の分析）
　めっき被膜を化学分析した結果を、表２に示す。
　めっき層中のＭｇの析出相を確認するために、２０ｍｍ角の大きさに切りだしたサンプルに対して、θ－２θ法によるＸ線回折測定を行った。
　理学電気社製のＲＩＮＴ１５００システムを使用し、Ｘ線源として、４０ｋＶ－１５０ｍＡのＣｕ－Ｋα線、発散スリット＝散乱スリット＝１度、受光スリット＝０．１５ｍｍ、モノクロ受光スリット＝０．８ｍｍ、走査速度：２θで２度／分（連続）、サンプリング間隔０．０１度、の条件で、回折角度２θ：３０度～４０度の測定を行った。サンプルは面内で回転させて、結晶方位の配向の影響を抑制した。
　α－Ｍｇ相（００２）ピーク検出のためには、回折角度２θが３３．８度から３４．７度の範囲の生データを使用した、Ａｌ3Ｍｇ2相（８８０）ピーク検出のためには、回折角度２θが３５．６度から３６．３度の範囲の生データを使用した。これらのデータを元に、便宜的に単一ピークを持つガウス関数でピークフィッティングした。使用した関数を式１に示す。
　Ｉ＝ＢＧ＋Ｉｐ×ｅｘｐ（－（Ｔ２－Ｔｘ）2／Ｔｗ2）　　　　　（式１）
　ここで、ＩはＸ線回折測定の検出強度（ＫＣＰＳ）、Ｔ２が回折角度（２θ、°）で、これら２組のデータを生データとして、後述のフィッティングパラメータを求める。
　ＢＧはバックグランド強度（ＫＣＰＳ）、Ｉｐがピーク強度（ＫＣＰＳ）、Ｔｘがピーク中心角度（°）、Ｔｗが半価幅に比例する定数（°）で、これら４つが、フィッティングパラメータとなる。Ｐ／Ｂ比は、フィッティングにより求まったＩｐ／ＢＧで計算した。
　フィッティングが、そもそも収束しないもの、又は、フィッティングの結果、ピーク強度が負、ピークの半価幅が０．５度以上、バックグランドが負、バックグランドがフィッティング角度範囲の両端のデータの倍以上、等、異常な値に収束したものは、グラフ形状とも照らし合わせて、ピーク強度が有意には無いとして、ピーク強度０と判定した。
　図１は、Ｎｏ．２０のサンプルのα－Ｍｇ相（００２）ピーク検出のための解析例である。Ｉｐが８８．６、ＢＧが７８．６とフィッティングされ、Ｐ／Ｂ比は１．１３である。グラフ上からも、フィッティング曲線は、データの分布の中心をなぞっており、かつ、ピーク強度がＢＧ強度に対して有意に検出されていることから、α－Ｍｇ相（００２）ピークを検出したと判定した。
　図２は、Ｎｏ．５４のサンプルのα－Ｍｇ相（００２）ピーク検出のための解析例である。Ｉｐが１５．２、ＢＧが５７．６とフィッティングされ、Ｐ／Ｂ比は０．２６と、１以下であった。グラフ上からも、フィッティング曲線は、データの分布の中心をなぞっているが、ピーク強度が十分でなく、ノイズに埋もれている。このような場合は、十分なα－Ｍｇ相（００２）ピーク検出は出来なかったとした。このため、Ｎｏ．５４の場合、Ｍｇ相の形成条件は十分でないと判定した。
　図３は、Ｎｏ．５４のサンプルのＡｌ3Ｍｇ2相（８８０）ピーク検出のための解析例である。Ｉｐが５２９、ＢＧが１９３とフィッティングされ、Ｐ／Ｂ比は２．７４であり、検出が明らかである。この場合のＡｌ3Ｍｇ2相（８８０）ピーク強度は５２９として、Ｍｇ相のピーク強度と比較して、Ｍｇ相の形成条件が十分であるかどうかを判定した。
　図４は、Ｎｏ．２０のサンプルのＡｌ3Ｍｇ2相（８８０）ピーク検出のための解析例である。Ｉｐが－１６７、ＢＧが２２６とフィッティングされた。Ｉｐが負になっており、ＢＧもグラフで見積もれる、１００以下の目視予想値より、かけ離れている。これは、グラフでもわかるように、ノイズレベルに比べて有意なピークが検出されていないため、フィッティングが異常値に収束している例である。
（α－Ｍｇ相、Ａｌ3Ｍｇ2相の体積分率の測定方法）
体積分率の測定方法は、測定する各試料について、Ｘ線ディフラクトメータを用いてＡｌ相の（２００）回折線強度に対するα－Ｍｇ相の（００２）およびＡｌ3Ｍｇ2相相の（８８０）回折線強度の比を求めた。α－Ｍｇ相およびＡｌ3Ｍｇ2相相の体積分率が既知のＡｌ合金について、ＥＤＳによる分析結果とα－Ｍｇ相／Ａｌ相およびＡｌ3Ｍｇ2相／Ａｌ相の回折線強度比から検量線を作成し、各試料の回折線強度比と検量線を比較することで体積分率を算出した。
　（切断端面耐食性試験）
　めっき被膜を有する鋼板から、寸法：１５０ｍｍ×７０ｍｍの試料片を切り出した。この試料片に対して、長手部の切断端面を露出させたまま、塩水噴霧試験（ＪＩＳ－Ｚ２３７１）の塩水を０．５％に変更した噴霧試験を、１日に１時間実施し、その他の時間は、温度３５℃、湿度４０％に置く、乾湿繰り返し試験を４０日間行った。この試験後に、試料片の切断端面の赤錆発生面積を測定した。切断端面の露出面積に対する端面赤錆発生面積を端面赤錆発生率として評価した。
　評価は、下記に示す５段階の評価基準（評点）を設定して行い、評点３以上を合格とした。結果を、表２に示す。
　　　評点：端面赤錆発生率
　　　　５：５％未満
　　　　４：５％以上１０％未満
　　　　３：１０％以上２０％未満
　　　　２：２０％以上３０％未満
　　　　１：３０％以上
　表２に示す端面赤錆発生率から、実施例鋼材は、特に、犠牲防食能の働き難い、乾燥した試験においても、切断端面耐食性に優れていることが解る。
　（加工部耐食性試験）
　実施例１で得ためっき鋼板から、寸法：５０ｍｍ×５０ｍｍの試料片を切り出し、１８０度曲げを施して、試験片を作製した。
　この試験片に対し、塩水噴霧試験（ＪＩＳ－Ｚ２３７１）の塩水を０．５％に変更した噴霧試験を、１日に１時間実施し、その他の時間は、温度３５℃、湿度４０％に置く、乾湿繰り返し試験を６０日間行い、加工部における赤錆発生面積を測定した。加工部面積に対する赤錆発生面積を加工部赤錆発生率として評価した。
　評価は、下記に示す５段階の評価基準（評点）を設定して行い、評点３以上を合格とした。結果を、表２に示す。等辺山形鋼、熱延板については、加工部耐食性試験は実施せず、評価欄は「－」とした。
　　　評点：加工部赤錆発生率
　　　　５：５％未満
　　　　４：５％以上１０％未満
　　　　３：１０％以上２０％未満
　　　　２：２０％以上３０％未満
　　　　１：３０％以上
　表２に示す加工部赤錆発生率から、実施例鋼材は、特に、犠牲防食能の働きにくい、乾燥した試験においても、加工部耐食性に優れていることが解る。
　（塗装後耐食性試験）
　実施例１で得ためっき被膜表面に、Ｃｒ6+を含まない化成被膜を２ｇ／ｍ2施した後、プライマーとして、エポキシ変性ポリエステル塗料（日本ペイント製　Ｐ－０２）をバーコーターで塗布し、熱風乾燥炉にて、板温２００℃で焼き付け、膜厚５μｍの塗膜を形成した。
　さらに、ポリエステル塗料（日本ペイント製　ＮＳＣ－３００ＨＱ）を塗布し、熱風乾燥炉にて、板温２２０℃で焼き付けて、膜厚２０μｍの塗膜を形成した。
　寸法：１５０ｍｍ×７０ｍｍの試料を切り出し、該試料の表面に、カッターナイフで、７０ｍｍ長さの直線のカット疵を付与した。この試料につき、サイクル腐食試験（ＳＡＥ　Ｊ２３３４準拠）を９０サイクル行い、試験後、疵部からの塗膜膨れ幅の最大値を測定した。
　評価は、下記に示す５段階の評価基準（評点）を設定して行い、評点３以上を合格とした。結果を、表２に示す。
　　　評点：塗膜膨れ幅
　　　　５：１ｍｍ未満
　　　　４：１ｍｍ以上２ｍｍ未満
　　　　３：２ｍｍ以上５ｍｍ未満
　　　　２：５ｍｍ以上１０ｍｍ未満
　　　　１：１０ｍｍ以上
　表２に示す塗膜膨れ幅から、実施例鋼材は、塗装後耐食性にも優れていることが解る。
　（スポット溶接性試験）
　スポット溶接試験は、０．８ｍｍ冷延鋼板を基材とするサンプルについて、以下の溶接条件下で、スポット溶接時の連続打点数を調査して行った。先端径４．５ｍｍφ、先端角１２０度、外径１３ｍｍφのＣｕ－Ｃｒ製電極を使用した。５０Ｈｚ電源により、１０サイクルの通電を行った。１．７ｋＮの加圧力で通電前３０サイクル、通電後１０サイクル、アップダウンスロープなしで加圧した。
　なお、連続打点性調査における溶接電流値は、３．６ｍｍ以上のナゲット径が得られる電流値Ｉ1（ｋＡ）、及び、溶着電流値Ｉ2（ｋＡ）の平均値を用い、３．６ｍｍのナゲット径が維持される最大打点数を求めた。
　２０００点以上の連続打点数が得られたものは、特にスポット溶接性が優れるものとして「Ａ」とし、２０００点には満たないが、１０００点以上の連続打点数が得られたものは、「Ｂ」とし、１０００点に満たなかったものは、「Ｄ」とした。
　各試験の評価結果を、表２に示す。等辺山形鋼、熱延板については、スポット溶接試験は実施せず、評価欄は「－」とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
 　表１中、基材欄で、Ａは熱延鋼板、Ｂは等辺山形鋼材を示す。また、太字の数値は、本発明の範囲外、または、望ましい範囲外を示す。
　Ｎｏ．５８～６１は、浴外の合金化温度が低いため、合金化反応が十分に進まず、Ｆｅ量が本発明の範囲外である。このため、めっきの溶接性が悪い。
　Ｎｏ．６２～６３は、浴外の合金化温度が高く、α－Ｍｇ相、Ａｌ3Ｍｇ2相が失われているため、耐食性の各種試験結果が悪い。
　前述したように、本発明によれば、特に乾燥した環境における切断端面耐食性と加工部耐食性の両方に優れ、長期間にわたり腐食せず、かつ、構造材として汎用性のあるアルミニウム合金めっき被膜を有する鋼材を、安定的に提供することができる。したがって、本発明は、各種製造産業や建築産業において、汎用構造材として利用可能性が大きいものである。

Claims (11)

  1. 　基材とめっき被膜とを備える溶融アルミニウム合金めっき鋼材であって、
    　前記めっき被膜の組成が、質量％で、Ｆｅ：２５～７５％、Ｍｇ：２～２０％、Ｃａ：０．０２～２％を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物であり、
    　前記めっき被膜がα－Ｍｇ相、Ａｌ3Ｍｇ2相のいずれか一方又は両方を含有し、
    　前記めっき被膜の表層から深さ５μｍまでの範囲におけるα－Ｍｇ相の体積分率と、Ａｌ3Ｍｇ2相の体積分率との合計が、１％以上４０％以下であることを特徴とする溶融アルミニウム合金めっき鋼材。
  2. 　前記めっき被膜において、前記α－Ｍｇ相の体積分率が０．４％以上２０％以下であることを特徴とする請求項１に記載の溶融アルミニウム合金めっき鋼材。
  3. 　前記めっき被膜において、前記Ａｌ3Ｍｇ2相の体積分率が０．１％以上４０％以下であることを特徴とする請求項１に記載の溶融アルミニウム合金めっき鋼材。
  4. 　前記めっき被膜の組成中に含有されるＦｅの量が４０～５５％であることを特徴とする請求項２に記載の溶融アルミニウム合金めっき鋼材。
  5. 　前記めっき被膜の組成中に含有されるＦｅの量が３０～５０％であることを特徴とする請求項３に記載の溶融アルミニウム合金めっき鋼材。
  6. 　前記めっき被膜の組成が、さらに、質量％で、Ｓｉ：０．０００１～２％及びＲＥＭ：０．０００１～１％、Ｓｒ：０．０００１～２％の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１～５のいずれか一項に記載の溶融アルミニウム合金めっき鋼材。
  7. 　前記ＲＥＭが、Ｌａ－Ｃｅ合金であることを特徴とする請求項６に記載の溶融アルミニウム合金めっき鋼材。
  8. 　請求項１～５のいずれか一項に記載の溶融アルミニウム合金めっき鋼材に、塗装を施したことを特徴とする溶融アルミニウム合金めっき鋼材。
  9. 　請求項１に記載の溶融アルミニウム合金めっき鋼材を製造する方法であって：
    　めっき浴に前記基材を浸漬するめっき工程と；
    　前記基材を前記めっき浴中に浸漬した状態で、または、前記めっき浴から前記基材を引き上げた後に、前記めっき浴の融点以上、５００℃以上、７００℃未満の温度で、３秒超６０秒以下、前記基材を保持する合金化熱処理工程と；
    　を有することを特徴とする溶融アルミニウム合金めっき鋼材の製造方法。
  10. 　請求項２に記載の溶融アルミニウム合金めっき鋼材を製造する方法であって：
    　めっき浴に前記基材を浸漬するめっき工程と；
    　前記めっき浴から前記基材を引き上げた後に、前記めっき浴の融点以上、５００℃以上、７００℃未満の温度で、３秒超６０秒以下、めっきされた前記基材を加熱する合金化熱処理工程と；
    　を有することを特徴とする溶融アルミニウム合金めっき鋼材の製造方法。
  11. 　請求項３に記載の溶融アルミニウム合金めっき鋼材を製造する方法であって：
    　めっき浴に前記基材を浸漬するめっき工程と；
    　前記基材を前記めっき浴中に浸漬した状態で、前記めっき浴の融点以上、５００℃以上、７００℃未満の温度で、３秒超６０秒以下、前記基材を保持する合金化熱処理工程と；
    　を有し、
    　前記めっき浴からめっきされた前記基材を引き上げた後に、合金化熱処理を行わないことを特徴とする溶融アルミニウム合金めっき鋼材の製造方法。
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