特開 2023-104640 めっき鋼線

(19)【発行国】日本国特許庁(JP)

(12)【公報種別】公開特許公報(A)

(11)【公開番号】P2023104640

(43)【公開日】2023-07-28

(54)【発明の名称】めっき鋼線

(51)【国際特許分類】

   C23C 2/06 20060101AFI20230721BHJP

   C23C 2/38 20060101ALI20230721BHJP

   C23C 2/26 20060101ALI20230721BHJP

   C22C 18/04 20060101ALI20230721BHJP

【ＦＩ】

C23C2/06

C23C2/38

C23C2/26

C22C18/04

【審査請求】未請求

【請求項の数】2

【出願形態】ＯＬ

(21)【出願番号】P 2022005764

(22)【出願日】2022-01-18

(71)【出願人】

【識別番号】000006655

【氏名又は名称】日本製鉄株式会社

(74)【代理人】

【識別番号】110001553

【氏名又は名称】アセンド弁理士法人

(72)【発明者】

【氏名】坂本 昌

(72)【発明者】

【氏名】馬場 尚

【テーマコード（参考）】

4K027

【Ｆターム（参考）】

4K027AA06

4K027AA22

4K027AB02

4K027AB05

4K027AB44

4K027AC02

4K027AC03

4K027AC64

4K027AE03

(57)【要約】

【課題】耐食性に優れ、加工時にめっき層の割れの発生も抑制できる、めっき鋼線を提供する。
【解決手段】めっき鋼線１は、母材鋼線１０と、めっき層１１とを備える。めっき層１１は、質量％で、Ａｌ：４．５～１５．０％未満、Ｍｇ：０．３～４．０％、及び、Ｓｎ、Ｂｉ及びＩｎからなる群から選択される１元素以上：０．０１～０．５０％を含有し、残部がＺｎ及び不純物からなり、式（１）を満たす。めっき層１１のうち、合金層１２を除く本体領域１３において、α相の面積率は２０～７０％であり、共晶相の面積率は１０～６０％であり、Ｓｎ、Ｂｉ及びＩｎのいずれか１種の含有量が１．０％以上である特定濃化領域の面積率が０．５～１０．０％である。
【選択図】図１

【特許請求の範囲】

【請求項1】

めっき鋼線であって、
母材鋼線と、
前記母材鋼線の表面上に形成されているめっき層とを備え、
前記めっき層は、
質量％で、
Ａｌ：４．５～１５．０％未満、
Ｍｇ：０．３～４．０％、及び、
Ｓｎ、Ｂｉ及びＩｎからなる群から選択される１元素以上：０．０１～０．５０％、
を含有し、残部がＺｎ及び不純物からなり、式（１）を満たし、
前記めっき鋼線の長手方向に垂直な断面での前記めっき層のうち、合金層を除く本体領域において、
Ａｌ及びＺｎを含有するα相の面積率が２０～７０％であり、
Ｚｎ相と、Ｚｎ－Ｍｇ相とを含有する共晶相の面積率が１０～６０％であり、
Ｓｎ、Ｂｉ及びＩｎのいずれか１種の含有量が１．０％以上である特定濃化領域の面積率が０．５～１０．０％である、
めっき鋼線。
４．０≦Ｍｇ／（Ｓｎ＋Ｂｉ＋Ｉｎ）≦２０．０ （１）
ここで、式（１）中の各元素含有量には、対応する元素の質量％での含有量が代入される。

【請求項2】

請求項１に記載のめっき鋼線であって、
前記めっき層はさらに、
前記Ｚｎの一部に代えて、質量％で、
Ｓｉ：０．５０％以下、
Ｆｅ：２．００％以下、
Ｐｂ：０．５０％以下、
Ｓｒ：０．５０％以下、
Ｖ：０．５０％以下、
Ｃｒ：０．５０％以下、
Ｍｎ：０．５０％以下、
Ｔｉ：０．５０％以下、
Ｂｅ：０．５０％以下、
Ｎａ：０．５０％以下、
Ｋ：０．５０％以下、
Ｃａ：０．５０％以下、
Ｃｕ：０．５０％以下、
Ｌａ：０．５０％以下、
Ｃｅ：０．５０％以下、
Ｈｆ：０．５０％以下、
Ｍｏ：０．５０％以下、
Ｗ：０．５０％以下、
Ｎｂ：０．５０％以下、
Ｔａ：０．５０％以下、
Ｃｏ：０．５０％以下、
Ｎｉ：０．５０％以下、及び、
Ｂ：０．５０％以下、
からなる群から選択される１元素以上を含有する、
めっき鋼線。

【発明の詳細な説明】

【技術分野】

【0001】

本発明は、めっき鋼線に関する。

【背景技術】

【0002】

めっき鋼線は、金網、フェンス及び送電用ワイヤ等の素材として用いられる。めっき鋼線は、母材鋼線と、母材鋼線の表面上に形成されているめっき層とを備える。

【0003】

めっき鋼線のめっき層には、耐食性が求められる。めっき鋼線のめっき層として、例えば、亜鉛めっき、亜鉛合金めっき等が用いられている。亜鉛めっきは、Ｚｎからなるめっきである。亜鉛合金めっきは、Ｚｎと他の合金元素との合金からなるめっきである。亜鉛合金めっきは例えば、ＺｎとＡｌとを含有するＺｎ－Ａｌ合金めっき、又は、ＺｎとＡｌとＭｇとを含有するＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ合金めっき等である。亜鉛合金めっき層を有するめっき鋼線は、亜鉛めっき層を有するめっき鋼線よりも耐食性が高い。

【0004】

しかしながら、上述の亜鉛合金めっき層は、亜鉛めっき層よりも硬くなりやすい。そのため、亜鉛合金めっき層を有するめっき鋼線では、曲げ加工に代表される加工時に、亜鉛合金めっき層に割れが生じやすい。亜鉛合金めっき層に割れが生じためっき鋼線では、割れた部分の耐食性が低下する。したがって、亜鉛合金めっき層を有するめっき鋼線では、加工時のめっき層の割れの発生を抑制することが求められる。

【0005】

加工時のめっき層の割れの発生を抑制する技術が、たとえば、特表２０２０－５０３４３９号（特許文献１）に開示されている。

【0006】

特許文献１に開示された合金めっき鋼材は、亜鉛合金めっき層を含む。亜鉛合金めっき層は、Ｍｇ：０．５～２．５％、Ａｌ：０．５～３．０％、残部Ｚｎ及び不可避不純物を含有する。亜鉛合金めっき層は、Ｚｎ単相及びＺｎとＭｇとの混合相を含み、ＺｎとＭｇとの混合相は、Ｚｎ相とＭｇ－Ｚｎ合金相がラメラ構造を有する。ラメラ構造の平均幅は１．５μｍ以下である。この文献では、亜鉛合金めっき層中のラメラ構造の平均幅を１．５μｍ以下にする。これにより、加工時のめっき層の割れの発生が抑制される、と特許文献１では記載されている。

【先行技術文献】

【特許文献】

【0007】

【特許文献1】特表２０２０－５０３４３９号公報

【発明の概要】

【発明が解決しようとする課題】

【0008】

しかしながら、上述の特許文献１に開示された手段以外の他の手段により、加工時のめっき層の割れの発生が抑制できてもよい。

【0009】

本発明の目的は、耐食性に優れ、加工時にめっき層の割れの発生も抑制できる、めっき鋼線を提供することである。

【課題を解決するための手段】

【0010】

本発明によるめっき鋼線は、以下の構成を有する。

【0011】

めっき鋼線であって、
母材鋼線と、
前記母材鋼線の表面上に形成されているめっき層とを備え、
前記めっき層は、
質量％で、
Ａｌ：４．５～１５．０％未満、
Ｍｇ：０．３～４．０％、及び、
Ｓｎ、Ｂｉ及びＩｎからなる群から選択される１元素以上：０．０１～０．５０％、
を含有し、残部がＺｎ及び不純物からなり、式（１）を満たし、
前記めっき鋼線の長手方向に垂直な断面での前記めっき層のうち、合金層を除く本体領域において、
Ａｌ及びＺｎを含有するα相の面積率が２０～７０％であり、
Ｚｎ相と、Ｚｎ－Ｍｇ相とを含有する共晶相の面積率が１０～６０％であり、
Ｓｎ、Ｂｉ及びＩｎのいずれか１種の含有量が１．０％以上である特定濃化領域の面積率が０．５～１０．０％である、
めっき鋼線。
４．０≦Ｍｇ／（Ｓｎ＋Ｂｉ＋Ｉｎ）≦２０．０ （１）
ここで、式（１）中の各元素含有量には、対応する元素の質量％での含有量が代入される。

【発明の効果】

【0012】

本発明のめっき鋼線は、耐食性に優れ、加工時にめっき層の割れの発生を抑制できる。

【図面の簡単な説明】

【0013】

【図1】図１は、本実施形態のめっき鋼線の長手方向に垂直な断面図である。

【図2】めっき鋼線１の長手方向に垂直な断面でのめっき層１１のミクロ組織画像である。

【図3】図３は、交点法を説明するための模式図である。

【図4】図４は、特徴１～特徴４を満たす本実施形態のめっき層１１に対して、電子線マイクロアナライザーを用いた面分析を実施した場合の、Ｓｎの元素マッピングを示す図である。

【図5】図５は図１と異なる構成のめっき鋼線１の長手方向に垂直な断面図である。

【発明を実施するための形態】

【0014】

本発明者らは、耐食性に優れ、かつ、加工時にめっき層の割れの発生を抑制できるめっき鋼線のめっき層について、化学組成の観点から検討を行った。その結果、耐食性に優れるＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ合金めっきにさらに、Ｓｎ、Ｂｉ及びＩｎからなる群から選択される１元素以上を含有することにより、優れた耐食性、及び、加工時のめっき層の割れの抑制が両立可能であると考えた。

【0015】

そこで、本発明者らは、めっき層の化学組成について、さらに検討を行った。その結果、本発明者らは、めっき鋼線が次の特徴１を満たすことにより、優れた耐食性、及び、加工時のめっき層の割れの抑制が両立できる可能性が高いことが判明した。

【0016】

（特徴１）
めっき鋼線のめっき層の化学組成が、質量％で、Ａｌ：４．５～１５．０％未満、Ｍｇ：０．３～４．０％、Ｓｎ、Ｂｉ及びＩｎからなる群から選択される１元素以上：０．０１～０．５０％、Ｓｉ：０～０．５０％、Ｆｅ：０～２．００％、Ｐｂ：０～０．５０％、Ｓｒ：０～０．５０％、Ｖ：０～０．５０％、Ｃｒ：０～０．５０％、Ｍｎ：０～０．５０％、Ｔｉ：０～０．５０％、Ｂｅ：０～０．５０％、Ｎａ：０～０．５０％、Ｋ：０～０．５０％、Ｃａ：０～０．５０％、Ｃｕ：０～０．５０％、Ｌａ：０～０．５０％、Ｃｅ：０～０．５０％、Ｈｆ：０～０．５０％、Ｍｏ：０～０．５０％、Ｗ：０～０．５０％、Ｎｂ：０～０．５０％、Ｔａ：０～０．５０％、Ｃｏ：０～０．５０％、Ｎｉ：０～０．５０％、及び、Ｂ：０～０．５０％を含有し、残部がＺｎ及び不純物からなる。

【0017】

しかしながら、特徴１を満たすめっき層を有するめっき鋼線であっても、依然として、優れた耐食性、及び、加工時のめっき層の割れの抑制が十分に両立できない場合があった。そこで、本発明者らは、さらに検討を行った。その結果、特徴１を満たすめっき層が、さらに、次の特徴２～特徴４を満たすことにより、優れた耐食性、及び、加工時のめっき層の割れの抑制が両立可能となることを、本発明者らは知見した。
（特徴２）
めっき鋼線の長手方向に垂直な断面でのめっき層のうち、合金層を除く本体領域において、
Ａｌ及びＺｎを含有するα相の面積率が２０～７０％であり、
Ｚｎ相と、Ｚｎ－Ｍｇ相とを含有する共晶相の面積率が１０～６０％である。
（特徴３）
めっき鋼線の長手方向に垂直な断面でのめっき層のうち、合金層を除く本体領域において、
Ｓｎ、Ｂｉ及びＩｎのいずれか１種の含有量が１．０％以上である特定濃化領域の面積率が０．５～１０．０％である。
（特徴４）
上述の化学組成がさらに、式（１）を満たす。
４．０≦Ｍｇ／（Ｓｎ＋Ｂｉ＋Ｉｎ）≦２０．０ （１）
ここで、式（１）中の各元素含有量には、対応する元素の質量％での含有量が代入される。

【0018】

以上の知見に基づいて完成した本実施形態によるめっき鋼線は、次の構成を有する。

【0019】

［１］
めっき鋼線であって、
母材鋼線と、
前記母材鋼線の表面上に形成されているめっき層とを備え、
前記めっき層は、
質量％で、
Ａｌ：４．５～１５．０％未満、
Ｍｇ：０．３～４．０％、及び、
Ｓｎ、Ｂｉ及びＩｎからなる群から選択される１元素以上：０．０１～０．５０％、
を含有し、残部がＺｎ及び不純物からなり、式（１）を満たし、
前記めっき鋼線の長手方向に垂直な断面での前記めっき層のうち、合金層を除く本体領域において、
Ａｌ及びＺｎを含有するα相の面積率が２０～７０％であり、
Ｚｎ相と、Ｚｎ－Ｍｇ相とを含有する共晶相の面積率が１０～６０％であり、
Ｓｎ、Ｂｉ及びＩｎのいずれか１種の含有量が１．０％以上である特定濃化領域の面積率が０．５～１０．０％である、
めっき鋼線。
４．０≦Ｍｇ／（Ｓｎ＋Ｂｉ＋Ｉｎ）≦２０．０ （１）
ここで、式（１）中の各元素含有量には、対応する元素の質量％での含有量が代入される。

【0020】

［２］
［１］に記載のめっき鋼線であって、
前記めっき層はさらに、
前記Ｚｎの一部に代えて、質量％で、
Ｓｉ：０．５０％以下、
Ｆｅ：２．００％以下、
Ｐｂ：０．５０％以下、
Ｓｒ：０．５０％以下、
Ｖ：０．５０％以下、
Ｃｒ：０．５０％以下、
Ｍｎ：０．５０％以下、
Ｔｉ：０．５０％以下、
Ｂｅ：０．５０％以下、
Ｎａ：０．５０％以下、
Ｋ：０．５０％以下、
Ｃａ：０．５０％以下、
Ｃｕ：０．５０％以下、
Ｌａ：０．５０％以下、
Ｃｅ：０．５０％以下、
Ｈｆ：０．５０％以下、
Ｍｏ：０．５０％以下、
Ｗ：０．５０％以下、
Ｎｂ：０．５０％以下、
Ｔａ：０．５０％以下、
Ｃｏ：０．５０％以下、
Ｎｉ：０．５０％以下、及び、
Ｂ：０．５０％以下、
からなる群から選択される１元素以上を含有する、
めっき鋼線。

【0021】

以下、本実施形態のめっき鋼線について詳述する。元素に関する「％」は、特に断りがない限り、質量％を意味する。

【0022】

［めっき鋼線１について］
図１は、本実施形態のめっき鋼線の長手方向に垂直な断面図である。図１を参照して、本実施形態のめっき鋼線１は、母材鋼線１０と、めっき層１１とを備える。めっき層１１は、母材鋼線１０の表面上に形成されている。

【0023】

［母材鋼線１０について］
母材鋼線１０は、伸線加工が少なくとも１回以上施された線材を意味する。母材鋼線１０の鋼種は特に限定されない。めっき鋼線１に求められる機械特性（例えば、引張強度、加工性等）に応じて、母材鋼線１０の鋼種を適宜選択すればよい。母材鋼線１０の化学組成は特に限定されないが、例えば、ＪＩＳ Ｇ３５０５（２０１７）に規定される軟鋼線材の化学組成、又は、ＪＩＳ Ｇ３５０６（２０１７）に規定される硬鋼線材の化学組成である。

【0024】

［めっき層１１の特徴について］
めっき層１１は、合金層１２と、本体領域１３とを備える。めっき層１１は、合金層１２を含まなくてもよい。つまり、めっき層１１は、本体領域１３からなる層であってもよい。

【0025】

めっき層１１が合金層１２を含む場合、合金層１２は、主として、母材鋼線１０近傍に形成されている。合金層１２は、Ｚｎと、Ａｌと、Ｆｅとを含有する。合金層１２は、主としてＺｎと、Ａｌと、Ｆｅとからなる金属間化合物で構成される。つまり、合金層１２は当業者にとって周知の層である。

【0026】

めっき層１１は、次の特徴１～４を満たす。
（特徴１）
めっき鋼線のめっき層の化学組成が、質量％で、Ａｌ：４．５～１５．０％未満、Ｍｇ：０．３～４．０％、Ｓｎ、Ｂｉ及びＩｎからなる群から選択される１元素以上：０．０１～０．５０％、Ｓｉ：０～０．５０％、Ｆｅ：０～２．００％、Ｐｂ：０～０．５０％、Ｓｒ：０～０．５０％、Ｖ：０～０．５０％、Ｃｒ：０～０．５０％、Ｍｎ：０～０．５０％、Ｔｉ：０～０．５０％、Ｂｅ：０～０．５０％、Ｎａ：０～０．５０％、Ｋ：０～０．５０％、Ｃａ：０～０．５０％、Ｃｕ：０～０．５０％、Ｌａ：０～０．５０％、Ｃｅ：０～０．５０％、Ｈｆ：０～０．５０％、Ｍｏ：０～０．５０％、Ｗ：０～０．５０％、Ｎｂ：０～０．５０％、Ｔａ：０～０．５０％、Ｃｏ：０～０．５０％、Ｎｉ：０～０．５０％、及び、Ｂ：０～０．５０％を含有し、残部がＺｎ及び不純物からなる。
（特徴２）
めっき鋼線の長手方向に垂直な断面でのめっき層のうち、合金層を除く本体領域において、
Ａｌ及びＺｎを含有するα相の面積率が２０～７０％であり、
Ｚｎ相と、Ｚｎ－Ｍｇ相とを含有する共晶相の面積率が１０～６０％である。
（特徴３）
めっき鋼線の長手方向に垂直な断面でのめっき層のうち、合金層を除く本体領域において、
Ｓｎ、Ｂｉ及びＩｎのいずれか１種の含有量が１．０％以上である特定濃化領域の面積率が０．５～１０．０％である。
（特徴４）
上述の化学組成がさらに、式（１）を満たす。
４．０≦Ｍｇ／（Ｓｎ＋Ｂｉ＋Ｉｎ）≦２０．０ （１）
ここで、式（１）中の各元素含有量には、対応する元素の質量％での含有量が代入される。

【0027】

以下、めっき層１１の各特徴１～４について説明する。

【0028】

［（特徴１）めっき層１１の化学組成について］
めっき層１１の化学組成は、次の元素を含有する。

【0029】

［必須元素について］
Ａｌ：４．５～１５．０％未満
アルミニウム（Ａｌ）は、犠牲防食によりめっき鋼線１の耐食性を高める。Ａｌはさらに、Ｍｇが含有されるめっき浴において、Ｍｇ酸化物の生成を抑制する。Ａｌ含有量が４．５％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。
一方、Ａｌ含有量が１５．０％以上であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、めっき浴の融点が高くなる。この場合、めっき浴中の酸化物の生成が促進される。そのため、製造工程中に酸化物を除去する必要が生じて、生産効率が低下する。
したがって、Ａｌ含有量は４．５～１５．０％未満である。
Ａｌ含有量の好ましい下限は５．０％であり、さらに好ましくは５．５％であり、さらに好ましくは６．０％である。
Ａｌ含有量の好ましい上限は１４．０％であり、さらに好ましくは１３．５％であり、さらに好ましくは１３．０％である。

【0030】

Ｍｇ：０．３～４．０％
マグネシウム（Ｍｇ）は、犠牲防食によりめっき鋼線１の耐食性を高める。Ｍｇ含有量が０．３％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。
一方、Ｍｇ含有量が４．０％を超えれば、めっき層のミクロ組織において、Ｚｎ及びＭｇからなる金属間化合物であるＺｎ－Ｍｇ相が過剰に多く生成する。この場合、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、めっき層１１が過剰に硬くなる。そのため、加工時にめっき層の割れが発生しやすくなる。
したがって、Ｍｇ含有量は０．３～４．０％である。
Ｍｇ含有量の好ましい下限は０．５％であり、さらに好ましくは０．７％であり、さらに好ましくは０．９％である。
Ｍｇ含有量の好ましい上限は３．５％であり、さらに好ましくは３．０％であり、さらに好ましくは２．５％である。

【0031】

Ｓｎ、Ｂｉ及びＩｎからなる群から選択される１元素以上：０．０１～０．５０％
すず（Ｓｎ）、ビスマス（Ｂｉ）及びインジウム（Ｉｎ）は、いずれも、Ｍｇと結合して金属間化合物であるＭｇ－（Ｓｎ、Ｂｉ、Ｉｎ）相を生成する。Ｍｇ－（Ｓｎ、Ｂｉ、Ｉｎ）相の生成により、Ｚｎ－Ｍｇ相の生成が抑制される。これにより、めっき層１１の加工性が高まる。Ｓｎ、Ｂｉ及びＩｎからなる群から選択される１元素以上の合計含有量が０．０１％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。
一方、Ｓｎ、Ｂｉ及びＩｎからなる群から選択される１元素以上の合計含有量が０．５０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、耐食性が低下する場合がある。
したがって、Ｓｎ、Ｂｉ及びＩｎからなる群から選択される１元素以上の合計含有量は０．０１～０．５０％である。
Ｓｎ、Ｂｉ及びＩｎからなる群から選択される１元素以上の合計含有量の好ましい下限は０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。
Ｓｎ、Ｂｉ及びＩｎからなる群から選択される１元素以上の合計含有量の好ましい上限は０．４０％であり、さらに好ましくは０．３０％である。
なお、Ｓｎ含有量、Ｂｉ含有量、及び、Ｉｎ含有量の有効数字はいずれも、小数第二位である。

【0032】

めっき層１１の化学組成の残部は、Ｚｎ及び不純物からなる。ここで不純物とは、めっき層１１を工業的に製造する際に、原料、又は、製造環境などから混入されるものであって、本実施形態によるめっき層１１に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。

【0033】

［任意元素について］
めっき層１１の化学組成はさらに、Ｚｎの一部に代えて、
Ｓｉ：０．５０％以下、
Ｆｅ：２．００％以下、
Ｐｂ：０．５０％以下、
Ｓｒ：０．５０％以下、
Ｖ：０．５０％以下、
Ｃｒ：０．５０％以下、
Ｍｎ：０．５０％以下、
Ｔｉ：０．５０％以下、
Ｂｅ：０．５０％以下、
Ｎａ：０．５０％以下、
Ｋ：０．５０％以下、
Ｃａ：０．５０％以下、
Ｃｕ：０．５０％以下、
Ｌａ：０．５０％以下、
Ｃｅ：０．５０％以下、
Ｈｆ：０．５０％以下、
Ｍｏ：０．５０％以下、
Ｗ：０．５０％以下、
Ｎｂ：０．５０％以下、
Ｔａ：０．５０％以下、
Ｃｏ：０．５０％以下、
Ｎｉ：０．５０％以下、及び、
Ｂ：０．５０％以下、
からなる群から選択される１種以上を含有してもよい。以下、任意元素について説明する。

【0034】

［Ｓｉについて］
Ｓｉ：０．５０％以下
Ｓｉは任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｓｉの含有量は０％であってもよい。
含有される場合、ＳｉはＭｇと結合してＭｇ－Ｓｉ相を形成する。Ｍｇ－Ｓｉ相は、めっき鋼線の耐食性を高める。Ｍｇ－Ｓｎ相が形成されればさらに、Ｆｅ－Ａｌ相の生成を抑制し、Ｍｇ－Ｚｎ相の生成を抑制する。これにより、めっき鋼線の加工性が高まる。Ｓｉが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
しかしながら、Ｓｉ含有量が０．５０％を超えれば、Ｍｇ－Ｓｉ相が過剰に粗大となる。この場合、めっき鋼線の加工性が低下する場合がある。
したがって、Ｓｉ含有量は０～０．５０％であり、含有される場合、０．５０％以下（０超～０．５０％）である。
Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％であり、さらに好ましくは０．１５％である。
Ｓｉの含有量の好ましい上限は０．４８％であり、さらに好ましくは０．４５％であり、さらに好ましくは０．４０％である。

【0035】

［Ｆｅについて］
Ｆｅ：２．００％以下
Ｆｅは任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｆｅの含有量は０％であってもよい。
めっき鋼線の製造工程中において、鋼線中のＦｅがめっき層に含有される場合がある。この場合、Ｆｅは合金層を形成する。合金層はめっき鋼線の耐食性を高める。Ｆｅが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
しかしながら、Ｆｅ含有量が２．００％を超えれば、合金層が過剰に形成される。この場合、めっき鋼線の加工性が低下する。
したがって、Ｆｅ含有量は０～２．００％であり、含有される場合、２．００％以下（０超～２．００％）である。
Ｆｅ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％であり、さらに好ましくは０．１５％である。
Ｆｅ含有量の好ましい上限は１．９０％であり、さらに好ましくは１．７５％であり、さらに好ましくは１．５０％である。

【0036】

［Ｐｂ、Ｓｒ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｂｅ、Ｎａ、Ｋ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｏ、Ｎｉ、及びＢについて］
鉛（Ｐｂ）、ストロンチウム（Ｓｒ）、バナジウム（Ｖ）、クロム（Ｃｒ）、マンガン（Ｍｎ）、チタン（Ｔｉ）、ベリリウム（Ｂｅ）、ナトリウム（Ｎａ）、カリウム（Ｋ）、カルシウム（Ｃａ）、銅（Ｃｕ）、ランタン（Ｌａ）、セリウム（Ｃｅ）、ハフニウム（Ｈｆ）、モリブデン（Ｍｏ）、タングステン（Ｗ）、ニオブ（Ｎｂ）、タンタル（Ｔａ）、コバルト（Ｃｏ）、ニッケル（Ｎｉ）、及び、ボロン（Ｂ）はいずれも、任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、これらの元素はいずれも、Ｍｇ－（Ｓｎ、Ｂｉ、Ｉｎ）相の一部に置換して、めっき鋼線の加工性をさらに高める。これらの元素のいずれか１種以上が少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
しかしながら、上述の各元素含有量が０．５０％を超えれば、めっき鋼線の加工性がかえって低下する。さらに、Ｚｎ－Ｍｇ相の生成が抑制され、めっき鋼線の耐食性が低下する。
したがって、Ｐｂ、Ｓｒ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｂｅ、Ｎａ、Ｋ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｏ、Ｎｉ、及びＢの各元素含有量は０～０．５０％であり、含有される場合、０．５０％以下（０超～０．５０％）である。

【0037】

Ｐｂ、Ｓｒ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｂｅ、Ｎａ、Ｋ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｏ、Ｎｉ、及びＢの各元素含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。
Ｐｂ、Ｓｒ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｂｅ、Ｎａ、Ｋ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｏ、Ｎｉ、及びＢの各元素含有量の好ましい上限は０．４８％であり、さらに好ましくは０．４５％であり、さらに好ましくは０．４０％である。

【0038】

［めっき層１１の化学組成の分析方法］
めっき層１１の化学組成は、次の方法で求める。ＪＩＳ Ｈ０４０１：１９９９「溶融亜鉛めっき試験方法」に準拠して、めっき鋼線を塩酸溶液に浸漬してめっき層を溶解し、溶液を得る。得られた溶液に対して、ＩＣＰ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ Ｃｏｕｐｌｅｄ Ｐｌａｓｍａ）発光分光分析を実施して、めっき層の化学組成の元素分析を実施する。

【0039】

なお、各元素含有量は、本実施形態で規定された有効数字に基づいて、測定された数値の端数を四捨五入して、本実施形態で規定された各元素含有量の最小桁までの数値とする。たとえば、めっき層１１のＡｌ含有量は小数第一位までの数値で規定される。したがって、Ａｌ含有量は、測定された数値の小数第二位を四捨五入して得られた小数第一位までの数値とする。

【0040】

めっき層１１のＡｌ含有量以外の他の元素含有量も同様に、測定された値に対して、本実施形態で規定された最小桁までの数値の端数を四捨五入して得られた値を、当該元素含有量とする。

【0041】

なお、四捨五入とは、端数が５未満であれば切り捨て、端数が５以上であれば切り上げることを意味する。

【0042】

［（特徴２）本体領域１３でのα相及び共晶相の面積率について］
図２は、図１中のめっき鋼線１の長手方向に垂直な断面でのめっき層１１のうち、合金層１２を除く本体領域１３内のミクロ組織画像である。図２中のＴ方向は、めっき層１１の厚さ方向を意味する。Ｌ方向は、めっき鋼線１の長手方向を意味する。Ｃ方向は、Ｔ方向及びＬ方向に垂直な方向を意味する。

【0043】

図２を参照して、めっき層１１の本体領域１３のミクロ組織は、少なくとも次の相を含有する。
（１）α相
（２）共晶相

【0044】

めっき鋼線の長手方向に垂直な断面でのめっき層１１のうち、合金層１２を除く本体領域１３において、Ａｌ及びＺｎを含有するα相の面積率が２０～７０％であり、Ｚｎ相と、Ｚｎ－Ｍｇ相とを含有する共晶相の面積率が１０～６０％である。

【0045】

［α相１１Ａの定義］
α相１１Ａは、ＡｌとＺｎからなる。図２に示すとおり、α相は、反射電子像において、共晶相１１Ｂよりも明度の低い領域として特定可能である。図２では、共晶相１１Ｂよりも明度の低い灰色及び黒色の領域が、α相１１Ａに相当する。より具体的には、反射電子像において共晶相１１Ｂよりも明度が低く、エネルギー分散型Ｘ線分析（ＥＤＳ）において、Ａｌ及びＺｎが検出される領域を、α相１１Ａと定義する。

【0046】

［共晶相１１Ｂの定義］
共晶相１１Ｂは、少なくとも、Ｚｎ相と、Ｚｎ－Ｍｇ相とを含有する。共晶相１１Ｂはさらに、Ａｌ相及び／又はＭｇ－（Ｓｎ、Ｂｉ、Ｉｎ）相を含有してもよい。図２に示すとおり、共晶相１１Ｂは、少なくとも、α相１１Ａよりも明度の高いＺｎ相と、α相１１Ａと明度が同程度のＺｎ－Ｍｇ相とが混合した相である。共晶相１１Ｂでは、少なくともＺｎ相とＺｎ－Ｍｇ相とが層状又は粒状に混在している。

【0047】

Ｚｎ相は、反射電子像においてα相１１Ａ及びＺｎ－Ｍｇ相よりも明度が高く、かつ、ＥＤＳにおいて、Ｚｎが検出され、Ｍｇがほぼ検出されない相である。反射電子像において、Ｚｎ相は、コントラストにより、α相１１Ａ及びＺｎ－Ｍｇ相と容易に区別できる。

【0048】

Ｚｎ－Ｍｇ相は、反射電子像においてＺｎ相よりも明度が低く、かつ、ＥＤＳにおいて、Ｚｎ及びＭｇが検出される相である。

【0049】

上述のとおり、共晶相１１Ｂはさらに、Ａｌ相及び／又はＭｇ－（Ｓｎ、Ｂｉ、Ｉｎ）相を含有してもよい。Ａｌ相は、反射電子像でα相１１Ａ及び共晶相１１Ｂよりも明度が低く、ＥＤＳにおいて、Ａｌが検出される相である。

【0050】

Ｍｇ－（Ｓｎ、Ｂｉ、Ｉｎ）相は、Ｍｇと、Ｓｎ、Ｂｉ及びＩｎからなる群から選択される１種以上を含有する金属間化合物である。Ｍｇ－（Ｓｎ、Ｂｉ、Ｉｎ）相は、反射電子像においてＺｎ相よりも明度が低く、ＥＤＳにおいて、Ｍｇと、Ｓｎ、Ｂｉ及びＩｎからなる群から選択される１種以上とが検出される。ただし、Ｍｇ－（Ｓｎ、Ｂｉ、Ｉｎ）相を反射電子像で特定することは困難であるため、後述の特徴３に記載のとおり、特定濃化領域として、Ｍｇ－（Ｓｎ、Ｂｉ、Ｉｎ）相を認定する。

【0051】

［α相１１Ａの面積率について］
めっき層１１中のα相１１Ａの面積率は、めっき鋼線１の耐食性及び加工性に影響する。α相１１Ａの面積率が２０％未満であれば、めっき鋼線１において、十分な耐食性及び加工性が得られない。一方、α相１１Ａの面積率が７０％を超えれば、共晶相の面積率が低下する。この場合、めっき鋼線１において、十分な耐食性が得られない。
したがって、α相１１Ａの面積率は２０～７０％である。
α相１１Ａの面積率の好ましい下限は２５％であり、さらに好ましくは３０％であり、さらに好ましくは３５％である。
α相１１Ａの面積率の好ましい上限は６７％であり、さらに好ましくは６５％であり、さらに好ましくは６０％である。

【0052】

［共晶相１１Ｂの面積率について］
めっき層１１中の共晶相１１Ｂの面積率は、めっき鋼線１の耐食性及び加工性に影響する。
共晶相１１Ｂの面積率が１０％未満であれば、めっき鋼線１において、十分な耐食性が得られない。一方、共晶相１１Ｂはα相１１Ａと比較して硬い。そのため、共晶相１１Ｂの面積率が６０％を超えれば、めっき鋼線１の加工性が低下する。つまり、めっき鋼線１の加工時において、めっき層１１に割れが発生しやすくなる。
したがって、共晶相１１Ｂの面積率は１０～６０％である。
共晶相１１Ｂの面積率の好ましい下限は１５％であり、さらに好ましくは２０％であり、さらに好ましくは２５％である。
共晶相１１Ｂの面積率の好ましい上限は５８％であり、さらに好ましくは５５％であり、さらに好ましくは５３％である。

【0053】

［本体領域１３中のα相１１Ａの面積率及び共晶相１１Ｂの面積率の測定方法］
めっき鋼線１の長手方向に垂直な断面でのめっき層１１のうち、合金層１２を除く本体領域１３における、α相１１Ａの面積率及び共晶相１１Ｂの面積率は、次の方法により求めることができる。

【0054】

めっき鋼線１から、めっき層１１を含むサンプルを採取する。サンプルの表面のうち、めっき層１１を含み、かつ、めっき鋼線１の長手方向に垂直な断面を、観察面と定義する。観察面を鏡面研磨する。鏡面研磨後の観察面のめっき層１１のうち、合金層１２を除く本体領域１３において、めっき層１１の厚さ方向に２０μｍ、めっき層１１の厚さ方向及びめっき鋼線１の長手方向に垂直な方向（幅方向）に４０μｍの領域を、観察領域と定義する。任意の観察領域を４箇所選択する。

【0055】

なお、めっき鋼線１の長手方向に垂直な断面でのＳＥＭの反射電子像において、母材鋼線１０と、合金層１２と、本体領域１３とは、コントラストが互いに異なる。具体的には、合金層１２は、本体領域１３よりも明度が暗い。したがって、当業者であれば、反射電子像のコントラストにより、母材鋼線１０と、合金層１２と、本体領域１３とを区別可能である。

【0056】

エネルギー分散型Ｘ線分析装置（ＥＤＳ）搭載した走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて、各観察領域の反射電子像を生成する。上述のとおり、α相、及び、共晶相は、含有される元素が異なる。そのため、反射電子像において、α相、及び共晶相は、コントラストに基づいて明確に区別することができる。

【0057】

なお、α相、及び共晶相は、ＥＤＳの点分析を実施することによっても、明確に区別可能である。ＥＤＳの点分析を実施する場合、電子ビームの電流値を７０～８０ｎＡとし、分析時間を３０秒とする。以上の方法により、観察領域中において、α相１１Ａ、及び、共晶相１１Ｂを特定する。なお、点分析は観察点ＣＰで実施する。

【0058】

α相１１Ａ及び共晶相１１Ｂの面積率を次の交点法を用いて求める。

【0059】

図３は、交点法を説明するための模式図である。図３に示すとおり、４０μｍ×２０μｍの矩形の観察領域２０において、めっき層１１の厚さ方向をＴ方向、Ｔ方向に垂直な方向をＣ方向と定義する。観察領域２０の４つの辺のうち、Ｃ方向に平行な一対の辺をＣ方向辺２０Ｃと定義し、Ｔ方向に平行な一対の辺をＴ方向辺２０Ｔと定義する。Ｃ方向辺２０Ｃが４０μｍであり、Ｔ方向辺２０Ｔが２０μｍである。

【0060】

Ｃ方向辺２０Ｃと平行であって、Ｔ方向に５μｍピッチで複数のＣ方向線分ＣＳを配列する。同様に、Ｔ方向辺２０Ｔと平行であって、Ｃ方向に５μｍピッチで複数のＴ方向線分ＴＳを配列する。そして、観察領域の４つの頂点、Ｃ方向辺２０ＣとＴ方向線分ＴＳとの交点、Ｔ方向辺２０ＴとＣ方向線分ＣＳとの交点、及び、Ｔ方向線分ＴＳとＣ方向線分ＣＳとの交点を、観察点ＣＰと定義する。

【0061】

各観察点ＣＰに重複する相を上述の方法で特定する。そして、観察点ＣＰの総数に対する、α相１１Ａと重複する観察点ＣＰの合計数の割合（％）を、α相１１Ａの面積率（％）と定義する。同様に、観察点ＣＰの総数に対する、共晶相１１Ｂと重複する観察点ＣＰの合計数の割合（％）を、共晶相１１Ｂの面積率（％）と定義する。４つの観察領域で得られたα相１１Ａの面積率の算術平均値を、めっき鋼線１のα相１１Ａの面積率（％）とする。同様に、４つの観察領域で得られた共晶相１１Ｂの面積率の算術平均値を、めっき鋼線１の共晶相１１Ｂの面積率（％）とする。

【0062】

［（特徴３）めっき鋼線１中の特定濃化領域の面積率について］
めっき鋼線１ではさらに、めっき鋼線１の長手方向に垂直な断面でのめっき層１１のうち、合金層１２を除く本体領域１３中において、Ｓｎ、Ｂｉ及びＩｎのいずれか１種の含有量が１．０％以上である特定濃化領域の面積率が０．５～１０．０％である。

【0063】

図４は、特徴１～特徴４を満たす本実施形態のめっき層１１内の本体領域１３内において、電子線マイクロアナライザーを用いた面分析を実施した場合の、Ｓｎの元素マッピングを示す図である。図４は後述の特定濃化領域の面積率の測定方法で得られる。

【0064】

図４を参照して、図中の白色領域が、質量％で１．０％以上のＳｎが検出された特定濃化領域である。このように、特定濃化領域は、Ｓｎ、Ｂｉ及びＩｎのいずれかの１種の含有量が１．０％以上である領域と定義する。特定濃化領域は、Ｍｇ－（Ｓｎ、Ｂｉ、Ｉｎ）相に相当する。Ｍｇ－（Ｓｎ、Ｂｉ、Ｉｎ）相は微細である場合が多く、ミクロ組織観察で特定するのが極めて困難である。そこで、Ｍｇ－（Ｓｎ、Ｂｉ、Ｉｎ）相を特定濃化領域で代替する。そして、特定濃化領域の面積率を、Ｍｇ－（Ｓｎ、Ｂｉ、Ｉｎ）相の面積率の指標とする。

【0065】

特定濃化領域は、加工時におけるめっき層１１の割れの発生を抑制する。特定濃化領域の面積率が０．５％未満であれば、上記効果が十分に得られない。一方、特定濃化領域が１０．０％を超えれば、Ｚｎ－Ｍｇ相が過剰に低下する。この場合、特徴１、２及び４を満たすめっき層１１であっても、耐食性が低下する。
したがって、特定濃化領域の面積率は０．５～１０．０％である。

【0066】

特定濃化領域の面積率の好ましい下限は１．０％であり、さらに好ましくは１．５％であり、さらに好ましくは２．０％である。
特定濃化領域の面積率の好ましい上限は９．５％であり、さらに好ましくは９．０％であり、さらに好ましくは８．５％である。

【0067】

［特定濃化領域の面積率の測定方法］
本体領域１３中の特定濃化領域の面積率は、次の方法により求めることができる。
めっき鋼線１から、めっき層１１を含むサンプルを採取する。サンプルの表面のうち、めっき層１１を含み、かつ、めっき鋼線１の長手方向に垂直な断面を、観察面と定義する。観察面を鏡面研磨する。鏡面研磨後の観察面のめっき層１１のうち、合金層１２を除く本体領域１３において、めっき層１１の厚さ方向（Ｔ方向）に２０μｍ、めっき層１１の厚さ方向（Ｔ方向）及びめっき鋼線１の長手方向（Ｌ方向）に垂直な方向（Ｃ方向）に８０μｍの領域を、観察領域と定義する。任意の観察領域を４箇所選択する。

【0068】

各観察領域に対して、電子線マイクロアナライザーを用いた面分析を実施する。面分析におけるピクセルのサイズは０．４μｍ×０．４μｍとする。ＥＰＭＡでのビームの電圧は１５．０ｋＶとする。分析時間は５０ｍｓ／点とする。

【0069】

各ピクセルにおいて、Ｓｎ、Ｂｉ及びＩｎのいずれか１種の含有量が１．０％以上であれば、当該ピクセルの領域を「特定濃化領域」とする。面分析を実施した各観察領域の面積に対する、特定濃化領域に認定されたピクセルの領域の総面積の割合（％）を、特定濃化領域の面積率（％）と定義する。４つの観察領域で求めた特定濃化領域の面積率の算術平均値を、めっき鋼線１の特定濃化領域の面積率（％）と定義する。

【0070】

［（特徴４）パラメータ式について］
めっき層１１の化学組成はさらに、式（１）を満たす。
４．０≦Ｍｇ／（Ｓｎ＋Ｂｉ＋Ｉｎ）≦２０．０ （１）
ここで、式（１）中の各元素含有量には、対応する元素の質量％での含有量が代入される。

【0071】

Ｆ１を次のとおり定義する。
Ｆ１＝Ｍｇ／（Ｓｎ＋Ｂｉ＋Ｉｎ）
Ｆ１はめっき層１１における、耐食性及び加工性に関する指標である。めっき層１１に含有される元素のうち、Ｍｇは耐食性を顕著に高める。しかしながら、Ｍｇは、めっき層１１の硬さを高め、めっき層１１の加工性を低下する。

【0072】

一方、めっき層１１に含有される元素のうち、Ｓｎ、Ｂｉ及びＩｎは、めっき層１１の加工性を高める。しかしながら、Ｓｎ、Ｂｉ及びＩｎが過剰に含有されれば、めっき層１１の耐食性を低下する。

【0073】

したがって、特徴１～３を満たすめっき層１１の耐食性と加工性とを両立するためには、Ｆ１を適切な範囲に調整する必要がある。

【0074】

Ｆ１が４．０未満である場合、Ｍｇ含有量に対するＳｎ、Ｂｉ及びＩｎの合計含有量が多い。この場合、めっき鋼線１の耐食性が低下する。
Ｆ１が２０．０を超える場合、Ｍｇ含有量に対するＳｎ、Ｂｉ及びＩｎの合計含有量が少ない。この場合、めっき層１１の加工性が低いため、めっき鋼線１の加工時において、めっき層１１に割れが発生しやすくなる。

【0075】

特徴１～特徴３を満たすめっき層１１において、Ｆ１が４．０～２０．０であれば、めっき鋼線１が優れた耐食性を有し、加工時においてめっき層１１に割れが発生するのを抑制できる。

【0076】

Ｆ１の好ましい下限は４．５であり、さらに好ましくは５．０であり、さらに好ましくは５．５である。
Ｆ１の好ましい上限は１９．５であり、さらに好ましくは１９．０であり、さらに好ましくは１８．５である。

【0077】

［めっき鋼線１のまとめ］
以上のとおり、本実施形態のめっき鋼線１は、母材鋼線１０とめっき層１１とを備える。そして、めっき層１１は、次の特徴１～特徴４を満たす。
［特徴１］めっき層１１の化学組成中の各元素含有量は本実施形態の範囲内である。
［特徴２］本体領域１３において、α相１１Ａの面積率が２０～７０％であり、共晶相１１Ｂの面積率が１０～６０％である。
［特徴３］本体領域１３において、特定濃化領域の面積率が０．５～１０．０％である。
［特徴４］めっき層１１の化学組成がさらに、式（１）を満たす。
４．０≦Ｍｇ／（Ｓｎ＋Ｂｉ＋Ｉｎ）≦２０．０ （１）

【0078】

本実施形態のめっき鋼線１は、めっき層１１が特徴１～特徴４を有するため、優れた耐食性を有し、かつ、加工時においてめっき層１１の割れの発生を抑制できる。

【0079】

［めっき鋼線１のその他の構成］
図５は図１と異なる構成のめっき鋼線１の長手方向に垂直な断面図である。図５を参照して、めっき層１１は、上述のとおり、合金層１２を備えなくてもよい。この場合、めっき層１１は、本体領域１３からなる。

【0080】

［めっき鋼線１の製造方法］
本実施形態のめっき鋼線１の製造方法の一例を説明する。以降に説明するめっき鋼線１の製造方法は、めっき鋼線１を製造するための一例である。したがって、上述の特徴１～４を満たすめっき鋼線１は、以降に説明する製造方法以外の他の製造方法により製造されてもよい。

【0081】

めっき鋼線１の製造工程は、次の工程を含む。
（工程１）鋼線準備工程
（工程２）第１めっき工程
（工程３）第２めっき工程
第２めっき工程の冷却工程では、次に示す３段階の冷却を実施する。
（第１冷却）
めっき浴の温度～３４０℃までの平均冷却速度ＣＲ１：５．０～３０．０℃／秒
（第２冷却）
３４０℃～３００℃までの平均冷却速度ＣＲ２：５．０～２０．０℃／秒
（第３冷却）
３００℃～２００℃までの平均冷却速度ＣＲ３：５．０～１５００．０℃／秒
以下、工程１～工程３について説明する。

【0082】

［（工程１）鋼線準備工程］
鋼線準備工程では、周知の方法で製造された鋼線を準備する。
鋼線は第三者から供給されたものであってもよい。鋼線はめっき鋼線の製造者が製造したものであってもよい。鋼線は、線材に対して伸線加工を実施して製造される。伸線加工後の線材に対して周知の焼鈍処理を実施して、鋼線を製造してもよい。焼鈍処理は実施してもよいし、実施しなくてもよい。

【0083】

［（工程２）第１めっき工程］
第１めっき工程では、鋼線準備工程で準備した鋼線に対して、周知の亜鉛めっき処理を実施する。第１めっき工程では、母材鋼線１０の表面に、合金層１２の下地となる亜鉛めっき層を形成する。これにより、次工程の第２めっき工程で形成される合金層１２の母材鋼線１０に対する密着性が高まる。亜鉛めっき処理の方法は特に限定されない。亜鉛めっき処理は、周知の溶融亜鉛めっき処理であってもよいし、周知の電気亜鉛めっき処理であってもよい。

【0084】

亜鉛めっき処理前の鋼線に対して、周知の酸洗処理及び／又は周知のフラックス処理を実施してもよい。酸洗処理及び／又はフラックス処理は任意の処理であり、実施しなくてもよい。酸洗色及びフラックス処理により、亜鉛めっき層の母材鋼線１０への密着性を高めることができる。

【0085】

［（工程３）第２めっき工程］
第２めっき工程では、亜鉛めっき層が形成された母材鋼線１０に対して、溶融めっき処理を実施する。第２めっき工程は、次の工程を含む。
（工程３１）前処理工程
（工程３２）溶融めっき処理工程
（工程３３）冷却工程
以下、各工程について説明する。

【0086】

［（工程３１）前処理工程］
前処理工程は任意の工程である。前処理工程は実施しなくてもよい。
前処理工程を実施する場合、前処理工程では、第１めっき工程後の亜鉛めっき層が形成された母材鋼線１０に対して、周知の酸洗及び／又は周知のフラックス処理を実施する。

【0087】

［（工程３２）溶融めっき処理工程］
浸漬工程では、亜鉛めっき層が形成された母材鋼線１０に対して、溶融めっき処理を実施する。具体的には、母材鋼線１０をめっき浴に浸漬する。

【0088】

めっき浴の化学組成は、第２めっき工程後に形成されるめっき層１１の化学組成が特徴１及び特徴４を満たすように調整される。溶融めっき処理工程中のめっき浴の温度（浴温）及び浸漬時間は周知の範囲でよい。浴温は例えば４００～５００℃である。浸漬時間は例えば、３～６０秒である。

【0089】

［（工程３３）冷却工程］
冷却工程では、めっき浴から母材鋼線１０を引き上げて冷却する。上述のとおり、冷却工程では、次の３段階の冷却を実施する。３段階冷却を実施することにより、特徴２及び特徴３を満たすめっき層１１が母材鋼線１０の表面に形成される。
（第１冷却）
めっき浴の温度～３４０℃までの平均冷却速度ＣＲ１：５．０～３０．０℃／秒
（第２冷却）
３４０℃～３００℃までの平均冷却速度ＣＲ２：５．０～２０．０℃／秒
（第３冷却）
３００℃～２００℃までの平均冷却速度ＣＲ３：５．０～１５００．０℃／秒

【0090】

第１冷却によりα相１１Ａを晶出し、第２冷却により、共晶相１１Ｂ及び特定濃化領域を晶出する。そして、第３冷却により、α相１１Ａ、共晶相１１Ｂ、及び特定濃化領域が特徴２及び特徴３を満たすようにめっき層１１を形成する。以下、第１冷却～第３冷却について説明する。

【0091】

［第１冷却］
めっき浴の温度（浴温）～３４０℃までの温度域では、めっきの液相から凝固が開始する初期過程であり、α相１１Ａが晶出する。そこで、浴温～３４０℃の温度域での平均冷却速度ＣＲ１を５．０～３０．０℃／秒とする。

【0092】

平均冷却速度ＣＲ１が５．０℃／秒未満であれば、α相１１Ａが粗大となり、晶出量が多くなる場合がある。この場合、めっき層１１中のα相１１Ａの面積率が７０％を超える。一方、平均冷却速度ＣＲ１が３０．０℃／秒を超えれば、α相１１Ａが十分に晶出する前に、めっき層１１の温度がα相１１Ａの晶出温度域未満となってしまう場合がある。この場合、α相１１Ａの面積率が２０％未満となる。

【0093】

平均冷却速度ＣＲ１が５．０～３０．０℃／秒であれば、他の冷却条件を満たすことを前提として、めっき層１１中のα相１１Ａの面積率が２０～７０％となる。

【0094】

平均冷却速度ＣＲ１の好ましい下限は６．０℃／秒であり、さらに好ましくは７．０℃／秒である。平均冷却速度ＣＲ１の好ましい上限は２５．０℃／秒であり、さらに好ましくは２０．０℃／秒である。

【0095】

平均冷却速度ＣＲ１は、次の方法で求めることができる。めっき浴から引き上げられた母材鋼線１０の温度を、測温計で測温する。測温計はたとえばサーモグラフィーである。母材鋼線１０の温度が浴温から３４０℃になるまでの時間を測定する。温度域及び測定された時間に基づいて、平均冷却速度ＣＲ１（℃／秒）を求める。

【0096】

［第２冷却］
３４０～３００℃の温度域では、共晶相１１Ｂが晶出する。さらに、共晶相１１Ｂの晶出とともに、特定濃化領域も形成される。そこで、３４０℃～３００℃の温度域での平均冷却速度ＣＲ２を５．０～２０．０℃／秒とする。

【0097】

平均冷却速度ＣＲ２が５．０℃／秒未満であれば、Ｚｎ－Ｍｇ相が粗大化する場合がある。この場合、共晶相１１Ｂの晶出量が多くなる。その結果、めっき鋼線の加工性が低下する。この場合、めっき層１１中の共晶相１１Ｂの面積率が６０％を超える。一方、平均冷却速度ＣＲ２が２０．０℃／秒を超えれば、Ｍｇ－（Ｓｎ、Ｂｉ、Ｉｎ）相の晶出が少なくなり、特定濃化領域が小さくなる場合がある。

【0098】

平均冷却速度ＣＲ２が５．０～２０．０℃／秒であれば、他の冷却条件を満たすことを前提として、めっき層１１中の共晶相１１Ｂの面積率が１０～６０％となり、特定濃化領域が０．５～１０．０％となる。

【0099】

平均冷却速度ＣＲ２の好ましい下限は６．０℃／秒であり、さらに好ましくは７．０℃／秒である。平均冷却速度ＣＲ２の好ましい上限は１８．０℃／秒であり、さらに好ましくは１６．０℃／秒である。

【0100】

平均冷却速度ＣＲ２は、次の方法で求めることができる。測温計を用いて、母材鋼線１０の温度が３４０℃～３００℃になるまでの時間を測定する。温度域及び測定された時間に基づいて、平均冷却速度ＣＲ２（℃／秒）を求める。

【0101】

［第３冷却］
３００℃～２００℃の温度域では、α相１１Ａ、共晶相１１Ｂ、特定濃化領域が粗大化したり、分解して縮小したりする。そこで、３００～２００℃の温度域での平均冷却速度ＣＲ３を５．０～１５００．０℃／秒とする。

【0102】

平均冷却速度ＣＲ３が５．０℃／秒未満であれば、元素の拡散等により、α相１１Ａ、共晶相１１Ｂ、又は、特定濃化領域１３の面積率が変化する。この場合、めっき鋼線の耐食性又は加工性が低下する場合がある。したがって、平均冷却速度ＣＲ３を５．０℃／秒以上とする。

【0103】

平均冷却速度ＣＲ３の好ましい下限は１０．０℃／秒であり、さらに好ましくは１５．０℃／秒であり、さらに好ましくは２０．０℃／秒であり、さらに好ましくは２５．０℃／秒であり、さらに好ましくは３０．０℃／秒であり、さらに好ましくは３５．０℃／秒であり、さらに好ましくは４０．０℃／秒である。

【0104】

平均冷却速度ＣＲ３の上限は特に限定されない。しかしながら、設備能力を考慮すれば、平均冷却速度ＣＲ３の上限は例えば１５００．０℃／秒である。

【0105】

平均冷却速度ＣＲ３は、次の方法で求めることができる。測温計を用いて、母材鋼線１０の温度が３００℃～２００℃になるまでの時間を測定する。温度域及び測定された時間に基づいて、平均冷却速度ＣＲ３（℃／秒）を求める。

【0106】

以上の製造工程により、本実施形態によるめっき鋼線が製造される。

【実施例0107】

本実施形態のめっき鋼線の効果を実施例によりさらに具体的に説明する。以下の実施例での条件は、本実施形態のめっき鋼線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る。したがって、本実施形態のめっき鋼線はこの一条件例に限定されない。

【0108】

［めっき鋼線の製造］
次の方法により、めっき鋼線を製造した。
初めに、ＪＩＳ Ｇ３５０５（２０１７）に規定される軟鋼線材の化学組成を有する鋼線を準備した。具体的には、線径が５．５ｍｍの線材を準備した。線材に対して伸線加工を実施し、その後、焼鈍処理を実施して、線径２．０ｍｍの鋼線を製造した。以上の工程により、鋼線を準備した。

【0109】

準備した鋼線に対して、第１めっき工程を実施した。初めに、鋼線に対して、周知の方法で酸洗、及び、フラックス処理を実施した。フラックス処理後の鋼線に対して、周知の方法で溶融亜鉛めっき処理を実施して、鋼線の表面に亜鉛めっき層を形成した。

【0110】

亜鉛めっき層が形成された鋼線に対して、第２めっき工程を実施した。製造後のめっき鋼線のめっき層が表１－１及び表１－２の化学組成を有するように、各試験番号のめっき浴を準備した。各試験番号の亜鉛めっき層が形成された鋼線に対して、同じ条件で周知のフラックス処理を実施した。その後、準備しためっき浴に鋼線を浸漬して、溶融めっき処理を実施した。このとき、めっき浴の浴温は４４０～４７０℃であり、浸漬時間は５～３０秒であった。

【0111】

【表1-1】

【0112】

【表1-2】

【0113】

表１－１及び表１－２中の「－」部分は、対応する元素含有量が実施形態に規定の桁数において、０％であることを意味する。換言すれば、対応する元素含有量において、上述の実施形態で規定の桁数での端数を四捨五入した場合に０％であることを意味する。たとえば、本実施形態のＢｉ含有量は小数第二位までの数値で規定されている。したがって、表１中の試験番号１では、測定されたＢｉ含有量の小数第三位を四捨五入した場合に、０％であったことを意味する。なお、四捨五入とは、規定された桁の下の桁（端数）が５未満であれば切り捨て、５以上であれば切り上げることを意味する。表１に記載の元素以外の残部は、Ｚｎ及び不純物であった。

【0114】

めっき浴からめっき鋼線を引き出し、冷却を実施した。第１冷却、第２冷却及び第３冷却での平均冷却速度を表２に示す。

【0115】

【表2】

【0116】

以上の製造工程により、各試験番号のめっき鋼線を製造した。

【0117】

［評価試験］
各試験番号のめっき鋼線に対して、次の評価試験を実施した。
（試験１）めっき層のα相及び共晶相の面積率の測定試験
（試験２）特定濃化領域の面積率の測定試験
（試験３）耐食性評価試験
（試験４）加工性評価試験
以下、試験１～試験４について説明する。

【0118】

［（試験１）めっき層のα相及び共晶相の面積率の測定試験］
各試験番号のめっき鋼線のめっき層中のα相及び共晶相の面積率を、上述の［本体領域１３中のα相１１Ａの面積率及び共晶相１１Ｂの面積率の測定方法］に記載の方法により求めた。得られたα相の面積率（％）及び、共晶相の面積率（％）を表２に示す。

【0119】

［（試験２）特定濃化領域の面積率の測定試験］
各試験番号のめっき鋼線のめっき層中の特定濃化領域の面積率を、上述の［特定濃化領域の面積率の測定方法］に記載の方法により求めた。得られた特定濃化領域の面積率（％）を表２に示す。

【0120】

［（試験３）耐食性評価試験］
各試験番号のめっき鋼線の耐食性評価試験を、次の方法で実施した。
各試験番号のめっき鋼線を長手方向に垂直に切断して、長さ２００ｍｍの試験片を採取した。試験片を用いて、ＪＩＳ Ｈ ８０５２：１９９９に準拠した中性塩水噴霧サイクル試験を実施した。中性塩水噴霧サイクル試験は、ＪＡＳＯ Ｍ６０９で規定された条件で実施した。具体的には、ＪＡＳＯ Ｍ６０９で規定された条件として、次の工程を実施した。
（ステップ１：塩水噴霧工程）
試験槽内に試験片を収納する。試験槽内の温度を３５±１℃とし、噴霧溶液を５％ＮａＣｌ水溶液として、噴霧溶液を試験槽内で２時間噴霧し続ける。
（ステップ２：乾燥工程）
噴霧溶液の噴霧を停止する。そして、試験片を収納したまま試験槽内の温度を６０±１℃、相対湿度ＲＨを２０～３０％以上として、４時間保持する。
（ステップ３：湿潤工程）
試験片を収納したまま試験槽内の温度を５０±１℃、相対湿度を９５％以上として、２時間保持する。
ステップ１、２、３の順に、実施し、かつ、ステップ１～３を１サイクルとして、３０サイクル繰り返し実施した。なお、試験片（めっき鋼線）の端部は樹脂などで養生し、試験片の端部から腐食が発生及び進行しないようにした。

【0121】

３０サイクル実施後、各試験番号の試験片の腐食減量を測定した。腐食減量が５０ｇ／ｍ^２未満の場合は、めっき鋼線の耐食性が高いと判断した。（表２中の「耐食性」欄で「Ｅ」（Ｅｘｃｅｌｌｅｎｔ）で表記）。腐食減量が５０ｇ／ｍ^２以上の場合は、めっき鋼線の耐食性が低いと判断した（表２中の「耐食性」欄で「Ｂ」（Ｂａｄ）で表記）。

【0122】

［（試験４）加工性評価試験］
各試験番号のめっき鋼線を長手方向に垂直に切断して、長さ４００ｍｍの試験片を採取した。試験片の直径はめっき鋼線の直径と同じであった。
試験片を、直径が６．０ｍｍの芯材に５周巻き付けた。このとき、巻き付け方向は、なるべく芯材の長手方向に垂直な方向となるように調整した。巻き付け時、試験片が重ならないように、かつ、隣り合う試験片部分の隙間がなるべく小さくなるように、試験片をらせん状に芯材に巻き付けた。
巻き付けた後、試験片の表面（つまり、めっき層の表面）の割れの有無を目視で確認した。めっき層の表面に鋼線の長手方向に幅１００μｍ以上の割れが確認された場合、加工時にめっき層に割れが発生した判断した（表２中の「加工性」欄で「Ｂ」（Ｂａｄ）で表記）。一方、めっき層の表面に上述の割れが確認できなかった場合、加工時にめっき層の割れが抑制できたと判断した（表２中の「加工性」欄で「Ｅ」（Ｅｘｃｅｌｌｅｎｔ）で表記）。

【0123】

［試験結果］
表２に試験結果を示す。表１－１、表１－２、及び、表２を参照して、試験番号１～４５のめっき鋼線では化学組成が適切であり、製造方法も適切であった。そのため、これらの試験番号のめっき鋼線は特徴１～特徴４を満たした。その結果、耐食性に優れ、かつ、加工時のめっき層の割れの発生を十分に抑制できた。

【0124】

一方、試験番号４６では、めっき層中のＡｌ含有量が低すぎた。そのため、めっき鋼線の耐食性が低かった。

【0125】

試験番号４７では、めっき層中のＡｌ含有量が高すぎた。そのため、めっき層中のα相の面積率が高すぎた。その結果、めっき鋼線の耐食性が低かった。

【0126】

試験番号４８では、めっき層中のＭｇ含有量が低すぎた。そのため、めっき層中の共晶相の面積率が低すぎた。その結果、めっき鋼線の耐食性が低かった。

【0127】

試験番号４９では、めっき層中のＭｇ含有量が低すぎた。そのため、めっき層中の共晶相の面積率が高すぎた。その結果、めっき鋼線の加工時において、めっき層の割れの発生を十分に抑制できなかった。

【0128】

試験番号５０では、めっき層中のＳｎ、Ｂｉ及びＩｎの合計含有量が低すぎた。そのため、特定濃化領域の面積率が低すぎた。その結果、めっき鋼線の加工時において、めっき層の割れの発生を十分に抑制できなかった。

【0129】

試験番号５１～５４では、めっき層中のＳｎ、Ｂｉ及びＩｎの合計含有量が高すぎた。そのため、特定濃化領域の面積率が高すぎた。その結果、めっき鋼線の耐食性が低かった。

【0130】

試験番号５５及び５６では、Ｆ１が式（１）の下限未満であった。そのため、めっき鋼線の耐食性が低かった。

【0131】

試験番号５７及び５８では、Ｆ１が式（１）の上限を超えた。そのため、めっき鋼線の加工時において、めっき層の割れの発生を十分に抑制できなかった。

【0132】

試験番号５９では、平均冷却速度ＣＲ１が遅すぎた。そのため、めっき層中のα相の面積率が高すぎた。その結果、めっき鋼線の耐食性が低かった。

【0133】

試験番号６０では、平均冷却速度ＣＲ１が速すぎた。そのため、めっき層中のα相の面積率が低すぎ、共晶相の面積率が高すぎた。その結果、めっき鋼線の加工時において、めっき層の割れの発生を十分に抑制できなかった。

【0134】

試験番号６１では、平均冷却速ＣＲ２が遅すぎた。そのため、めっき層中の共晶相の面積率が高すぎた。その結果、めっき鋼線の加工時において、めっき層の割れの発生を十分に抑制できなかった。

【0135】

試験番号６２では、平均冷却速度ＣＲ２が速すぎた。そのため、特定濃化領域の面積率が低かった。その結果、めっき鋼線の加工時において、めっき層の割れの発生を十分に抑制できなかった。

【0136】

試験番号６３では、平均冷却速度ＣＲ３が遅すぎた。そのため、特定濃化領域の面積率が低すぎた。その結果、めっき鋼線の耐食性が低下した。

【0137】

以上、本開示の実施の形態を説明した。しかしながら、上述した実施の形態は本開示を実施するための例示に過ぎない。したがって、本開示は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変更して実施することができる。

【符号の説明】

【0138】

１ めっき鋼線
１０ 母材鋼線
１１ めっき層
１１Ａ α相
１１Ｂ 共晶相
１２ 合金層
１３ 本体領域

【図1】

【図2】

【図3】

【図4】

【図5】