【事件の表示】
　特許第３１７９４０１号「耐食性および表面外観の良好な溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼板およびその製造法」の請求項１ないし８に係る特許に対する特許異議の申立てについて、次のとおり決定する。
【結　論】
　訂正を認める。
　特許第３１７９４０１号の請求項１ないし５に係る特許を維持する。
【理　由】
Ｉ．手続の経緯の概要
　本件特許第３１７９４０１号（以下、「本件特許」という。）は、平成９年１２月１２日（優先権主張：平成８年１２月１３日、日本）に特許出願がなされ、平成１３年４月１３日に請求項１〜８に係る発明につき特許権の設定の登録がなされ、その後、平成１３年１１月２７日に住友金属工業株式会社、平成１３年１２月２５日に市原敏夫より、その請求項１〜８に係る特許について特許異議の申立がなされ、平成１４年９月１８日付けで特許取消理由の通知がなされ、これに対して平成１４年１２月２日付けで訂正請求書及び特許異議意見書が提出され、平成１４年１２月２４日付けで特許権者に審尋がなされ、これに対して平成１５年３月１７日付けで特許権者より回答書が提出されたものである。
　　
II．訂正の適否について
　上記訂正請求書による訂正は、以下のとおりである。
(II-1)訂正の内容
訂正事項ａ（特許請求の範囲の訂正）
　請求項３、４及び８を削除するとともに、特許請求の範囲を次のとおりに訂正する。
「【請求項１】Ａｌ：４.０〜１０重量％，Ｍｇ：１.０〜４.０重量％，残部がＺｎおよび不可避的不純物からなる溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき層を鋼板表面に形成した連続溶融Ｚｎ基めっき鋼板であって，当該めっき層が，〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元共晶組織〕の素地中に〔初晶Ａｌ相〕が混在した金属組織を有し，その金属組織は，〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ11Ｍｇ2の三元共晶組織〕の素地自体或いは該素地中に〔Ａｌ初晶〕または〔Ａｌ初晶〕と〔Ｚｎ単相〕が混在してなるＺｎ11Ｍｇ2系の相を実質上含まないものである耐食性および表面外観の良好な連続溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼板。
【請求項２】Ａｌ：４.０〜１０重量％，Ｍｇ：１.０〜４.０重量％，残部がＺｎおよび不可避的不純物からなる溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき層を鋼板表面に形成した連続溶融Ｚｎ基めっき鋼板であって，当該めっき層が，〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元共晶組織〕の素地中に〔初晶Ａｌ相〕と〔Ｚｎ単相〕が混在した金属組織を有し，その金属組織は，〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ11Ｍｇ2の三元共晶組織〕の素地自体或いは該素地中に〔Ａｌ初晶〕または〔Ａｌ初晶〕と〔Ｚｎ単相〕が混在してなるＺｎ11Ｍｇ2系の相を実質上含まないものである耐食性および表面外観の良好な連続溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼板。
【請求項３】Ａｌ：４.０〜１０重量％，Ｍｇ：１.０〜４.０重量％，残部がＺｎおよび不可避的不純物からなる連続溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼板の製造法において，該めっき浴の浴温を融点以上４７０℃未満とし且つめっき後の冷却速度を空冷方式で１０℃／秒以上に制御して、めっき層を〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元共晶組織〕の素地中に〔初晶Ａｌ相〕，または〔初晶Ａｌ相〕と〔Ｚｎ単相〕が混在した金属組織であって，〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ11Ｍｇ2の三元共晶組織〕の素地自体或いは該素地中に〔Ａｌ初晶〕または〔Ａｌ初晶〕と〔Ｚｎ単相〕が混在してなるＺｎ11Ｍｇ2系の相を実質上含まない金属組織とすることを特徴とする耐食性および表面外観の良好な連続溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼板の製造法。
【請求項４】該めっき浴の浴温が融点以上４５０℃以下，めっき後の冷却速度が１０℃／秒以上である請求項３に記載の連続溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼板の製造法。
【請求項５】Ａｌ：４.０〜１０重量％，Ｍｇ：１.０〜４.０重量％，残部がＺｎおよび不可避的不純物からなる連続溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼板の製造法において，該めっき浴の浴温を４７０℃以上としめっき後の冷却速度を空冷方式で０.５℃／秒以上に制御し，めっき層を〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元共晶組織〕の素地中に〔初晶Ａｌ相〕，または〔初晶Ａｌ相〕と〔Ｚｎ単相〕が混在した金属組織であって，〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ11Ｍｇ2の三元共晶組織〕の素地自体或いは該素地中に〔Ａｌ初晶〕または〔Ａｌ初晶〕と〔Ｚｎ単相〕が混在してなるＺｎ11Ｍｇ2系の相を実質上含まない金属組織とすることを特徴とする耐食性および表面外観の良好な連続溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼板の製造法。」
　　
訂正事項ｂ（特許請求の範囲以外の訂正）
(b-1)段落【0010】全体「当該めっき層・・・である。」を削除する。
(b-2)段落【0012】の「めっき後の冷却速度を・・・制御する」を、「めっき後の冷却速度を空冷方式で１０℃／秒以上に制御するか，またはめっき浴の浴温を４７０℃以上で且つめっき後の冷却速度を空冷方式で０.５℃／秒以上に制御する」と訂正する。
(b-3)段落【0041】の「めっき鋼板を製造するには，前記組成の溶融めっき浴」を、「めっき鋼板を製造するには，空冷方式を採用した場合，前記組成の溶融めっき浴」と訂正する。
(b-4)段落【0044】の「冷却速度を１０℃／秒以上・・・めっき後の冷却速度を任意として」を、「冷却速度を空冷方式で１０℃／秒以上・・・めっき後の冷却速度を空冷方式で任意として」と訂正する。
(b-5)段落【0038】の「ことことが望ましい。」を、「ことが望ましい。」と訂正する。
(b-6)段落【0063】の「よっき浴温」を、「めっき浴温」と訂正する。
　　
（II-2）訂正の目的、範囲、及び実質上の拡張又は変更について
　訂正事項ａは特許請求の範囲の減縮を目的とするものに該当し、訂正事項b-1〜b-4は、上記訂正事項ａに伴い、明りょうでない記載の釈明を目的としたものに該当し、また、訂正事項b-5〜b-6は誤記の訂正を目的としたものに該当する。そして、それらの訂正は、願書に添付した明細書及び図面の記載からみて、当該明細書又は図面に記載した事項の範囲内の訂正と認められ、また、実質上特許請求の範囲を拡張し又は変更するものとは認められない。
　以上のとおりであるから、本訂正は、特許法第１２０条の４第２項、及び同条第３項において準用する特許法第１２６条第２〜４項の規定に適合するので、本訂正を認める。
　　
III．特許異議申立人の主張及び証拠
(III-A)特許異議申立人：市川敏夫の証拠及び主張
（１）主張及び証拠
　特許異議申立人：市川敏夫は、甲第１号証（米国特許第3505043号明細書。住友金属工業株式会社による特許異議申立の甲第１号証に同じ。）、甲第２号証（特開平８−６０３２４号公報）、甲第３号証（「鉄と鋼」第７２年（１９８６）第８号、１１７〜１２４頁。住友金属工業株式会社による特許異議申立の甲第２号証に同じ。）、及び甲第４号証（「鉛と亜鉛」第１２２号（１９８４年１１月）第９〜２２頁）を提示して、特許権設定登録時の本件特許について、請求項１〜８に係る発明は、甲第１〜４号証に記載された発明に基いて当業者が容易に発明をすることができた発明であるので特許法第２９条第２項の規定に違反してなされたものであり（発明の新規性）、また、請求項１〜８に係る特許は、明細書の記載が特許法第３６条第４、６項に規定する要件を満足しない特許出願に対してなされたものであるので（明細書等の記載要件）、これら請求項１〜８に係る特許は取り消すべきものであると主張している。
　　
（２）証拠の記載事実
甲第１号証
(A1-1)「約１〜５重量％のＭｇ、約３〜１７重量％のＡｌ、残部Ｚｎを必須成分として含有する亜鉛系合金めっき層を少なくとも一方の表面に有する鋼板。」（第９欄第２８〜３２行）
(A1-2)「0.080インチ厚の普通鋼熱延コイルを、５スタンドタンデムミルにて、約0.0153インチ（すなわち28U.S.S.G.）の冷延鋼帯とした。得られた0.0153厚の鋼帯のロックウェル硬度（30T-scale）は約80と非常に硬いので、この鋼帯は、続く洗浄ラインにて洗浄した後、冷延時の延性消失分を回復させるため通常の箱焼なまし熱処理を施した。焼鈍後、鋼帯を調質圧延して表面を整え、続いて溶融めっき処理を施した。
　実施例１と同様あるいは他の適切な方法によって洗浄した焼鈍連続鋼帯は、続いて、実施例１と同様の乾燥還元性雰囲気下、すべての表面酸化物を除去し、還元性雰囲気下で下記組成の溶融Ａｌ−Ｍｇ−Ｚｎ合金浴に浸漬した。
アルミニウム・・・・・・・１０．００重量％
マグネシウム・・・・・・・・３．７２重量％
鉄・・・・・・・・・・・・・０．０６重量％
鉛・・・・・・・・・・・・・０．０１３重量％
亜鉛・・・・・・・・・・・８６．２０６重量％
　合金浴温は９００°Ｆ（４８２．２℃）に維持し、ライン速度１分間に３０〜４０フィートの一定速度として鋼帯を浸漬した。鋼帯は還元性雰囲気に保った状態で水平面から約７０°の角度で合金浴に浸漬した。鋼帯を合金浴中に５秒間（１０秒以内）浸漬し、水平面から９０°の角度で引き上げた。合金めっき鋼帯を引き上げながら、溶融めっき層を急冷した。めっき量は、１００°Ｆ（３７．８℃）未満、好ましくは５０°Ｆ（１０．０℃）の温度の窒素ガスを流して調整した。また、窒素ガスを流すことにより、めっき層が固まるまで酸化しないように保護することで、表面を均一化することができる。めっき層は、ライン速度と窒素ガス冷条件を変えることにより、鋼帯の各面に厚さ０．２〜０．６ミルの精度で製造することができる。得られた合金めっき層の特性は、実施例１に比べて向上した。」（第５欄第６１行〜第６欄第３２行）
(A1-3)「２８ゲージの鋼帯を用いて実施例１２と同様にしてめっきした。三元合金溶融めっき浴の浴温は約９５０°Ｆ（５１０．０℃）とし、合金組成は１７％Ａｌ、５％Ｍｇおよび残部Ｚｎとした。得られためっき層は、各面に平均０．２ミル厚の皮膜を形成し、良好な耐食性および表面外観を示した。」（第６欄第６０〜６８行）
(A1-4)第Ｖ表には、「合金めっきのアルミニウム含有量に対する表面外観の変化を示すものである。」として、めっき浴温７９０〜９１５°Ｆ（４２１．１〜４９０．６℃）、窒素ガス温度１０８〜１１２°Ｆ（４２．２〜４４．４℃）でめっき処理されることが記載されている。（第７欄第３６〜３８行）
　　
甲第２号証
(A2-1)「【請求項１】Mg：0.2〜3 wt％、Al：0.06〜0.25wt％を含み、そしてCa,BeおよびLiのうちから選ばれる１種または２種以上を0.001〜0.01wt％含有し、残部がZnからなる組成を有し、かつ組織がZn−η相及びMg2 Zn11からなる溶融めっき層を、鋼材表面に有することを特徴とする耐食性に優れたZn−Mg−Al系溶融めっき鋼材。
【請求項２】溶融亜鉛めっきを行う際に、被めっき鋼材を、Mg：0.2〜3wt％、Al：0.06〜0.25wt％を含み、かつCa, BeおよびLiのうちから選ばれる１種または２種以上を 0.001〜0.01wt％含有し、残部が実質的にZnからなる溶融めっき浴に浸漬して溶融めっきし、その後めっき相が凝固するまで10℃／sec.以下の冷却速度で徐冷することを特徴とする耐食性に優れたZn−Mg−Al系溶融めっき鋼材の製造方法。」（特許請求の範囲）
(A2-2)「鋼材表面にMg添加溶融亜鉛めっきした場合、そのめっき層は一般に、MgZn2 及びZn−η層によって構成されている。しかし、そのめっき処理の後に、めっき層が凝固するまでの冷却速度を10℃／秒以下という緩冷却にした場合には、このとき得られためっき層はMg2 Zn11とZn−η層とによって構成されることがわかった。」（段落【0009】）
(A2-3)「めっき層中にできるZn−Mg化合物をMg2 Zn11とするには、10℃／sec 以下とする必要があり、10℃／sec を超えるような速い冷却速度の下では、めっき層中にできるZn−Mg化合物は、MgZn2となり、Mg2Zn11に比べると耐食性が劣化するためである。」（段落【0014】）
　　
甲第３号証
(A3-1)「初晶は５％Ａｌを境にして、５％以下では白っぽい色、５．９％以上では黒っぽい色となった。Ｚｎ−Ａｌ合金の状態図から、５％以下の初晶はＺｎリッチなβ相であり、５．９％以上の初晶はＡｌリッチなα相である。すなわち５％以下では共晶組成よりもＡｌが少なく、５．９％以上ではＡｌが過剰となる。初晶のない共晶組成だけのめっき層が得られる組成は、Ａｌ濃度が５％から５．９％の間であると考えられる。」（第１１９頁左欄〜右欄）
(A3-2)「冷却速度の影響　４５０℃で再溶融後、種々の冷却速度で冷却凝固させた試料のめっき層断面組織をPhoto.３に示す。再溶融による合金層発達は認められなかった。１００℃／ｓ以下の冷却速度では、晶出形態はそれぞれ異なるが、めっき層内にＺｎリッチな初晶が数多く晶出した。
　すなわち５℃／ｓで徐冷した試料では、鋼板とめっき層の界面付近に、初晶が多く晶出する傾向がある。一般にこの冷却速度は、通常の連続溶融めっきラインにおけるものとほぼ同じであり、したがってそのめっき層組織もよく類似したものとなった。
　２０℃／ｓの冷却速度では、初晶はめっき表層に集中的に晶出した。さらに１００℃／ｓとなると、初晶は表層から内部へと伸びた柱状となった。
　冷却速度が最大となる水中投入試料では、融液状態が凍結されて、初晶のない均一組織となった。」（第１１９頁右欄〜第１２０頁左欄）
(A3-3)「Ｆｉｇ．６にＡｌ濃度と端面からのふくれ幅の関係を示す。ふくれ幅は、Ａｌの増加とともに大きくなり、３％で極大となった。Ａｌ量が４％を超えると、ふくれ幅は急激に小さくなり、６％で極小となり、その後徐々に増大する。Ａｌ量が１６％を超えると、再びふくれ幅が急激に増大し、２０％で極大を示した。３％Ａｌ付近はめっき層中に初晶の晶出が起こりやすい領域である。また２０％Ａｌでは共析変態のために、めっき層は不均一である。すなわち、ふくれはめっき層が不均一となるＡｌ濃度域において非常に大きくなった。」（第１２２頁左欄〜右欄）
(A3-4)「溶融めっきでは、冷却速度が比較的大きく過冷状態になりやすく、平衡状態を保ちつつ冷却凝固することはできない。このため、共晶組成が状態図からずれることは十分考えられる。」（第１２３頁左欄）
　　
甲第４号証
(A4-1)「図１４　Ｍｇと耐食性（Ａｎ−５Ａｌ−Ｍｇ薄めっき」（第１２頁）に、皮膜のＭｇ量が０から５ｗｔ％に変化するにしたがい、「ＳＳＴ赤錆出現時間」が増加傾向にあることが示されている。
(A4-2)「スーパーガルバ」のJIS Z2371塩水噴霧試験の結果、ＳＳ−４１鋼板素材の場合、めっき厚６０μｍで、腐食減量（ｍｄｄ）が５〜８（ＳＧ）、３０〜５０（亜鉛めっき）であったことが示されている。（第１４頁）
　　
 (III-Ｂ)特許異議申立人：住友金属工業株式会社の主張及び証拠
（１）主張及び証拠
　特許異議申立人：住友金属工業株式会社は、甲第１号証（米国特許第3505043号明細書。市川敏夫による特許異議申立の甲第１号証に同じ。）、甲第２号証（「鉄と鋼」第７２年（１９８６）第８号、１１７〜１２４頁。市川敏夫による特許異議申立の甲第１号証に同じ。）、及び甲第３号証（特開平８−３３３６６８号公報）を提示して、特許権設定登録時の本件特許について、請求項１〜８に係る発明は、甲第１号証に記載された発明であるので特許法第２９条第１項の規定に違反してなされたものであり（発明の新規性）、請求項１〜８に係る発明は、甲第１〜３号証に記載された発明に基いて当業者が容易に発明をすることができた発明であるので特許法第２９条第２項の規定に違反してなされたものであり（発明の進歩性）、また、請求項１〜８に係る特許は、明細書の記載が特許法第３６条第４、６項に規定する要件を満足しない特許出願に対してなされたものであるので（明細書等の記載要件）、これら請求項１〜８に係る特許は取り消すべきものであると主張している。
　　
（２）証拠の記載事実
甲第１号証
　上記した特許異議申立人：市川敏夫の甲第１号証に同じ。
甲第２号証
　上記した特許異議申立人：市川敏夫の甲第３号証に同じ。
甲第３号証
　本件の優先権主張日後の平成８年１２月１７日の公開であり、特許異議申立人が主張する特許法第２９条第１、２項の規定に係る刊行物の証拠としては採用できない。
　　
IV．明細書等の記載不備に係る主張についての判断
　特許異議申立人：市川敏夫は、（Ａ１）：請求項１、２及び３には、Ｚｎ11Ｍｇ2系の相を排除することが規定されておらず、また、（Ａ２）：目視ではＺｎ11Ｍｇ2系の相の確認ができないとし、また、特許異議申立人：住友金属工業株式会社は、（Ｂ１）：表２（段落【0059】）における記載内容が不明確であるとして、明細書の記載不備を主張している。
　そこで、これら（Ａ１）〜（Ｂ１）の点について、以下検討する。
（Ａ１）について：上記の訂正により特許請求の範囲に、Ｚｎ11Ｍｇ2系の相を実質上含まないものであることが規定されたので、これにより当該（Ａ１）の点に係る記載不備は解消した。
（Ａ２）について：明細書（段落【0065】）に記載のとおり、目視によって判断されるのは斑点であり、そして、斑点部分及びそれ以外の部分の各組成は、明細書に説明されたＸ線回折（段落【0036】〜【0037】参照。）等、常套の分析手段により適宜分析し得るものと認められるので、この点について、特許異議申立人が主張する不備があるとはいえない。
（Ｂ１）について：上記表２を見ると、実施例においては、腐食減量と密着性の両面で良好な結果が得られているものと認められるので、特許異議申立人が主張する不備があるということはできない。
　　
Ｖ．本件発明
　上記のとおり、本件明細書等の記載不備についての各特許異議申立人の主張は採用できず、そして、当該訂正後の本件請求項１〜５に係る発明（以下「本件発明１」〜「本件発明５」という。）は、訂正後の明細書及び図面（以下単に「明細書」という。）の記載からみて、その特許請求の範囲の請求項１〜５に記載されたとおりの次のものと認める。
　　
「【請求項１】Ａｌ：４.０〜１０重量％，Ｍｇ：１.０〜４.０重量％，残部がＺｎおよび不可避的不純物からなる溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき層を鋼板表面に形成した連続溶融Ｚｎ基めっき鋼板であって，当該めっき層が，〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元共晶組織〕の素地中に〔初晶Ａｌ相〕が混在した金属組織を有し，その金属組織は，〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ11Ｍｇ2の三元共晶組織〕の素地自体或いは該素地中に〔Ａｌ初晶〕または〔Ａｌ初晶〕と〔Ｚｎ単相〕が混在してなるＺｎ11Ｍｇ2系の相を実質上含まないものである耐食性および表面外観の良好な連続溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼板。
【請求項２】Ａｌ：４.０〜１０重量％，Ｍｇ：１.０〜４.０重量％，残部がＺｎおよび不可避的不純物からなる溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき層を鋼板表面に形成した連続溶融Ｚｎ基めっき鋼板であって，当該めっき層が，〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元共晶組織〕の素地中に〔初晶Ａｌ相〕と〔Ｚｎ単相〕が混在した金属組織を有し，その金属組織は，〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ11Ｍｇ2の三元共晶組織〕の素地自体或いは該素地中に〔Ａｌ初晶〕または〔Ａｌ初晶〕と〔Ｚｎ単相〕が混在してなるＺｎ11Ｍｇ2系の相を実質上含まないものである耐食性および表面外観の良好な連続溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼板。
【請求項３】Ａｌ：４.０〜１０重量％，Ｍｇ：１.０〜４.０重量％，残部がＺｎおよび不可避的不純物からなる連続溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼板の製造法において，該めっき浴の浴温を融点以上４７０℃未満とし且つめっき後の冷却速度を空冷方式で１０℃／秒以上に制御して、めっき層を〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元共晶組織〕の素地中に〔初晶Ａｌ相〕，または〔初晶Ａｌ相〕と〔Ｚｎ単相〕が混在した金属組織であって，〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ11Ｍｇ2の三元共晶組織〕の素地自体或いは該素地中に〔Ａｌ初晶〕または〔Ａｌ初晶〕と〔Ｚｎ単相〕が混在してなるＺｎ11Ｍｇ2系の相を実質上含まない金属組織とすることを特徴とする耐食性および表面外観の良好な連続溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼板の製造法。
【請求項４】該めっき浴の浴温が融点以上４５０℃以下，めっき後の冷却速度が１０℃／秒以上である請求項３に記載の連続溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼板の製造法。
【請求項５】Ａｌ：４.０〜１０重量％，Ｍｇ：１.０〜４.０重量％，残部がＺｎおよび不可避的不純物からなる連続溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼板の製造法において，「該めっき浴の浴温を４７０℃以上としめっき後の冷却速度を空冷方式で０.５℃／秒以上に制御し，めっき層を〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元共晶組織〕の素地中に〔初晶Ａｌ相〕，または〔初晶Ａｌ相〕と〔Ｚｎ単相〕が混在した金属組織であって，〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ11Ｍｇ2の三元共晶組織〕の素地自体或いは該素地中に〔Ａｌ初晶〕または〔Ａｌ初晶〕と〔Ｚｎ単相〕が混在してなるＺｎ11Ｍｇ2系の相を実質上含まない金属組織とすることを特徴とする耐食性および表面外観の良好な連続溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼板の製造法。」
　　
VII．対比・判断（発明の新規性、進歩性に係る主張について）
(VII-1)市川敏夫による特許異議申立について
（１）本件発明３について
　本件発明３と、甲第１号証に記載されたものとを対比すると、甲第１号証には、約１〜５重量％のＭｇ、約３〜１７重量％のＡｌ、残部Ｚｎを必須成分として含有する亜鉛系合金めっき層を少なくとも一方の表面に有する鋼板（摘記A1-1）に係る発明が記載されており、併せて、焼鈍連続鋼帯を、還元性雰囲気下で、アルミニウム　１０．００重量％、マグネシウム　３．７２重量％、鉄　０．０６重量％、鉛　０．０１３重量％、及び亜鉛　８６．２０６重量％を含む溶融Ａｌ−Ｍｇ−Ｚｎ合金浴に浸漬し、浴温は４８２．２℃に維持したこと、鋼帯を合金浴中に浸漬後、合金めっき鋼帯を引き上げながら、溶融めっき層を急冷したこと、めっき量は、３７．８℃未満、好ましくは１０．０℃の温度の窒素ガスを流して調整し、窒素ガスを流すことにより、めっき層が固まるまで酸化しないように保護することで、表面を均一化することができることが記載され（摘記A1-2）、また、第Ｖ表には、めっき浴温４２１．１〜４９０．６℃、窒素ガス温度４２．２〜４４．４℃でめっき処理すること（摘記A1-4）、及び、良好な耐食性および表面外観を示すこと（摘記A1-3）が記載されている。
　してみれば、本件発明３は、甲第１号証に記載されたものと、
Ａｌ：４.０〜１０重量％、Ｍｇ：１.０〜４.０重量％、残部がＺｎおよび不可避的不純物からなる連続溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼板の製造法において、該めっき浴の浴温を融点以上４７０℃未満とすることを特徴とする耐食性および表面外観の良好な連続溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼板の製造法、の点で一致し、そして、
（３ａ）：本件発明３では、めっき後の冷却速度を、１０℃／秒以上に制御するものであるのに対して、甲第１号証には当該具体的な冷却速度の記載が見当たらない点、
（３ｂ）：本件発明３ではめっき後の冷却を、空気による空冷方式で行うものであるのに対して、甲第１号証に記載のものでは、窒素ガス（摘記A1-2）であって、両者の冷却雰囲気のガス組成が相違する点、及び、
（３ｃ）：本件発明３では、めっき層を〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元共晶組織〕の素地中に〔初晶Ａｌ相〕、または〔初晶Ａｌ相〕と〔Ｚｎ単相〕が混在した金属組織であって、〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ11Ｍｇ2の三元共晶組織〕の素地自体或いは該素地中に〔Ａｌ初晶〕または〔Ａｌ初晶〕と〔Ｚｎ単相〕が混在してなるＺｎ11Ｍｇ2系の相を実質上含まない金属組織とするものであるのに対して、甲第１号証には当該金属組織の記載が見当たらない点で、本件発明３は、甲第１号証に記載された発明と相違している。
　　
　そこで、上記相違点について、以下検討する。
相違点（３ｂ）及び（３ｃ）について
　本件発明３は、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼板の製造にあたっては、三元共晶点近傍の浴組成を採用した場合に、めっき層の金属組織中にＺｎ11Ｍｇ2系の相、実際には、Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ11Ｍｇ2の三元共晶の素地自体或いは該素地中に〔Ａｌ初晶〕または〔Ａｌ初晶〕と〔Ｚｎ単相〕が混在してなるＺｎ11Ｍｇ2系の相が局部的に晶出する現象が起き、放置しておくと、この部分が非常に目立った色調となり、表面外観を著しく悪くし、溶融めっき鋼板としての製品価値を著しく低下させ、また、このＺｎ11Ｍｇ2系の相が局部的に晶出した場合に、このＺｎ11Ｍｇ2系の部分が優先的に腐食される現象が起きるという課題の下に、耐食性と表面外観の良好な溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼板を提供しようとするものである（段落【0006】〜【0008】参照。）。
　一方、甲第２〜４号証をみると、甲第２号証には、溶融亜鉛めっきを行う際に、被めっき鋼材を、Mg：0.2〜3wt％、Al：0.06〜0.25wt％を含み、かつCa, BeおよびLiのうちから選ばれる１種または２種以上を 0.001〜0.01wt％含有し、残部が実質的にZnからなる溶融めっき浴に浸漬して溶融めっきし、その後めっき相が凝固するまで10℃／sec.以下の冷却速度で徐冷するZn−Mg−Al系溶融めっき鋼材の製造方法が記載され（摘記A2-1）、併せて、冷却速度を10℃／秒以下という緩冷却にした場合、めっき層はMg2Zn11とZn−η層とによって構成されること（摘記A2-2）、及び、めっき層中にできるZn−Mg化合物をMg2 Zn11とするには、10℃／sec 以下とする必要があり、10℃／sec を超えるような速い冷却速度の下では、めっき層中にできるZn−Mg化合物は、MgZn2 となり、Mg2Zn11に比べると耐食性が劣化すること（摘記A2-3）が記載され、甲第３号証には、溶融Ｚｎ−Ａｌ合金めっき鋼板について、初晶は５％以下では白っぽい色、５．９％以上では黒っぽい色となり、５％以下の初晶はＺｎリッチなβ相であり、５．９％以上の初晶はＡｌリッチなα相であること（摘記A3-1）、及び、５℃／ｓで徐冷した試料では、鋼板とめっき層の界面付近に初晶が多く晶出する傾向があり、一般にこの冷却速度は、通常の連続溶融めっきラインにおけるものとほぼ同じであること、２０℃／ｓの冷却速度では、初晶はめっき表層に集中的に晶出し、さらに１００℃／ｓとなると、初晶は表層から内部へと伸びた柱状となること（摘記A3-2）が記載され、また、甲第４号証には、Ａｎ−５Ａｌ−Ｍｇ薄めっきについて、皮膜のＭｇ量の増加とともに赤錆出現時間が増加すること（摘記A4-1）、及び、「スーパーガルバ」の塩水噴霧試験の結果が示されている（摘記A4-2）。
　しかし、これら甲第２〜４号証のいずれにも、めっき後の冷却を空冷方式で行い（相違点（３ｂ））、及びこれにより、めっき層を〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元共晶組織〕の素地中に〔初晶Ａｌ相〕、または〔初晶Ａｌ相〕と〔Ｚｎ単相〕が混在した金属組織であって、〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ11Ｍｇ2の三元共晶組織〕の素地自体或いは該素地中に〔Ａｌ初晶〕または〔Ａｌ初晶〕と〔Ｚｎ単相〕が混在してなるＺｎ11Ｍｇ2系の相を実質上含まない金属組織とすること（相違点（３ｃ））を開示する記載はなく、なおかつ、空冷方式による当該金属組織は、前記回答書に添付された実験報告書により確認できる。
　そして、本件発明３は、当該相違点（３ｂ）及び（３ｃ）に係る構成を含む、前記認定のとおりの特定事項を有することにより、耐食性と表面外観に優れ、かつ実施例に示されるとおり密着性に優れた溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼板とその製造法を提供できるという、明細書に記載された効果を奏したものと認めることができる。
　以上のとおりであるから、上記相違点（３ａ）についてあらためて検討するまでもなく、本件発明３は、甲第１〜４号証に記載された発明に基いて当業者が容易に発明をすることができた発明とすることはできない。
　　
（２）本件発明４について
　本件発明４は、請求項３を引用して、本件発明３をさらに特定した発明であるから、上記「（１）本件発明３について」の欄に記載したと同様、本件発明４は、甲第１〜４号証に記載された発明に基いて当業者が容易に発明をすることができた発明ということはできない。
　　
（３）本件発明５について
　本件発明５と、甲第１号証に記載されたものとを対比すると、上記「（１）本件発明３について」の欄に記載したと同様、本件発明５は、甲第１号証に記載されたものと、
（５ａ）：本件発明５では、めっき後の冷却速度を、０．５℃／秒以上に制御するものであるのに対して、甲第１号証には当該具体的な冷却速度の記載が見当たらない点、
（５ｂ）：本件発明５では、めっき後の冷却を、空冷方式で行うものであるのに対して、甲第１号証にはその記載が見当たらない点、及び、
（５ｃ）：本件発明５では、めっき層を、〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元共晶組織〕の素地中に〔初晶Ａｌ相〕、または〔初晶Ａｌ相〕と〔Ｚｎ単相〕が混在した金属組織であって、〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ11Ｍｇ2の三元共晶組織〕の素地自体或いは該素地中に〔Ａｌ初晶〕または〔Ａｌ初晶〕と〔Ｚｎ単相〕が混在してなるＺｎ11Ｍｇ2系の相を実質上含まない金属組織とするものであるのに対して、甲第１号証には当該金属組織の記載が見当たらない点で、本件発明５は、甲第１号証に記載された発明と相違している。
　これについて検討すると、上記「（１）本件発明３について」の欄に記載したと同様、甲第２〜４号証のいずれにも、めっき後の冷却を空冷方式で行い（相違点（５ｂ））、及びこれにより、めっき層を〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元共晶組織〕の素地中に〔初晶Ａｌ相〕、または〔初晶Ａｌ相〕と〔Ｚｎ単相〕が混在した金属組織であって、〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ11Ｍｇ2の三元共晶組織〕の素地自体或いは該素地中に〔Ａｌ初晶〕または〔Ａｌ初晶〕と〔Ｚｎ単相〕が混在してなるＺｎ11Ｍｇ2系の相を実質上含まない金属組織とすること（相違点（５ｃ））を開示する記載はなく、そしてそれによる効果は、上記同様認めることができる。
　したがって、上記相違点（５ａ）についてあらためて検討するまでもなく、本件発明５は、甲第１〜４号証に記載された発明に基いて当業者が容易に発明をすることができた発明とすることはできない。
　　
（４）本件発明１及び２について
　特許異議申立人は、甲第１号証には、本件発明１、２に係る上記特定の金属組織についての記載が無いものの、明細書に説明された本件発明１及び２に係るめっき鋼板の製造方法は甲第１号証に記載のものと同一であるので、得られた溶融めっき鋼板及びその効果についても同一である旨主張している。
　しかし、上記（１）〜（３）項において、本件発明３〜５のめっき鋼板の製造方法の発明について記載したとおり、両者の製造方法は、少なくとも冷却雰囲気のガス組成の点において相違し、そして、それによる効果及び金属組織は、明細書及び及び図面、並びに前記回答書に添付された実験報告書により確認できる。
　したがって、本件発明１及び２は、いずれも、甲第１〜４号証に記載された発明に基いて当業者が容易に発明をすることができた発明とすることはできない。
　　
(VII-2)住友金属工業株式会社による特許異議申立について
　特許異議申立人が提出した甲第１号証及び甲第２号証は、それぞれ、他の特許異議申立人：市川敏夫が提出した甲第１号証及び甲第３号証と同じ刊行物である。一方、甲第３号証は、本件の優先権主張日後に頒布された刊行物であるので、上記のとおり、特許法第２９条第１、２項の規定に係る刊行物としては採用できない。
　そして、本件発明１〜５と、甲第１、２号証に記載されたものとを対比すると、上記の「(VII-1)市川敏夫による特許異議申立について」の欄に記載したと同様であって、本件発明１〜５は、甲第１号証に記載された発明とも、また、甲第１〜２号証に記載された発明に基いて当業者が容易に発明をすることができた発明とも、いうことはできない。
　　
VIII．むすび
　以上のとおりであるから、各特許異議申立人の主張する理由及び提示した証拠によっては、訂正後の請求項１〜５に係る特許を取り消すことはできない。　また、他に訂正後の請求項１〜５に係る特許を取り消すべき理由を発見しない。
　よって、結論のとおり決定する。
【異議決定日】
平成１５年７月１８日（２００３．７．１８）
【訂正の要旨】
審決（決定）の【理由】欄参照。
（５４）【発明の名称】
耐食性および表面外観の良好な溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼板およびその製造法
（５７）【特許請求の範囲】
　【請求項１】　Ａｌ：４．０〜１０重量％，Ｍｇ：１．０〜４．０重量％，残部がＺｎおよび不可避的不純物からなる溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき層を鋼板表面に形成した連続溶融Ｚｎ基めっき鋼板であって，当該めっき層が，〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ２Ｍｇの三元共晶組織〕の素地中に〔初晶Ａｌ相〕が混在した金属組織を有
し，その金属組織は，〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ１１Ｍｇ２の三元共晶組織〕の素地自体或いは該素地中に〔Ａｌ初晶〕または〔Ａｌ初晶〕と〔Ｚｎ単相〕が混在してなるＺｎ１１Ｍｇ２系の相を実質上含まないものである
　【請求項２】　Ａｌ：４．０〜１０重量％，Ｍｇ：１．０〜４．０重量％，残部がＺｎおよび不可避的不純物からなる溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき層を鋼板表面に形成した連続溶融Ｚｎ基めっき鋼板であって，当該めっき層が，〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ２Ｍｇの三元共晶組織〕の素地中に〔初晶Ａｌ相〕と〔Ｚｎ単相〕が混在した金属組織を有
し，その金属組織は，〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ１１Ｍｇ２の三元共晶組織〕の素地自体或いは該素地中に〔Ａｌ初晶〕または〔Ａｌ初晶〕と〔Ｚｎ単相〕が混在してなるＺｎ１１Ｍｇ２系の相を実質上含まないものである
　【請求項
３
空冷方式で
して，めっき層を〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ２Ｍｇの三元共晶組織〕の素地中に〔初晶Ａｌ相〕，または〔初晶Ａｌ相〕と〔Ｚｎ単相〕が混在した金属組織であって，〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ１１Ｍｇ２の三元共晶組織〕の素地自体或いは該素地中に〔Ａｌ初晶〕または〔Ａｌ初晶〕と〔Ｚｎ単相〕が混在してなるＺｎ１１Ｍｇ２系の相を実質上含まない金属組織と
　【請求項
４
３
　【請求項
５
空冷方式で
であって，〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ１１Ｍｇ２の三元共晶組織〕の素地自体或いは該素地中に〔Ａｌ初晶〕または〔Ａｌ初晶〕と〔Ｚｎ単相〕が混在してなるＺｎ１１Ｍｇ２系の相を実質上含まない金属組織
【発明の詳細な説明】
　【０００１】
　【発明の属する技術分野】
　本発明は，耐食性と表面外観の良好な溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼板およびその製造法に関する。
　【０００２】
　【従来の技術】
　Ｚｎ中にＡｌとＭｇを適量含有させためっき浴を用いた溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼板は耐食性に優れるので，従来より種々の開発研究が進められてきた。しかし，現在のところ工業製品としての商業的成功例を見ない。
　【０００３】
　例えば米国特許第３，５０５，０４３号明細書においてＡｌ：３〜１７重量％，Ｍｇ：１〜５％重量％，残部がＺｎからなる溶融めっき浴を用いた耐食性に優れた溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼板が提案されて以来，この種の基本浴組成に対して各種の添加元素を配合したり製造条件を規制することにより，一層の耐食性や製造性を改善する提案が特公昭６４−８７０２号公報，特公昭６４−１１１１２号公報，特開平８−６０３２４号公報等になされている。
　【０００４】
　【発明が解決しようとする課題】
　かような溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼板の工業的な製造にあたっては，得られる溶融めっき鋼板が優れた耐食性を有することはもとより，耐食性と表面外観が良好な帯成品を製造性よく生産できることが必要である。すなわち，通常の連続溶融めっき設備を用いて，耐食性と表面外観の良好な溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼板が安定して連続生産できることが必要である。本明細書において，鋼帯を連続溶融めっき設備に通板して製造される溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼帯であっても，便宜上，溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼板と呼ぶことがある。すなわち，めっき鋼板とめっき鋼帯は同じものを表すものとする。
　【０００５】
　Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇの三元平衡状態図上では，Ａｌが約４重量％付近でＭｇが約３重量％近傍において，融点が最も低くなる三元共晶点（融点＝３４３℃）が見られる。したがって，Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇの三元合金を基本とした溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼板の製造にあたっては，一見したところ，この三元共晶点の近傍の組成とすることが有利である。
　【０００６】
　しかし，この三元共晶点近傍の浴組成を採用した場合に，めっき層の金属組織中にＺｎ１１Ｍｇ２系の相，実際には，Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ１１Ｍｇ２の三元共晶の素地自体或いは該素地中に〔Ａｌ初晶〕または〔Ａｌ初晶〕と〔Ｚｎ単相〕が混在してなるＺｎ１１Ｍｇ２系の相が局部的に晶出する現象が起きる。この局部的に晶出したＺｎ１１Ｍｇ２系の相は他の相（Ｚｎ２Ｍｇ系の相）よりも変色しやすく，放置しておくと，この部分が非常に目立った色調となり，表面外観を著しく悪くする。したがって，溶融めっき鋼板としての製品価値を著しく低下させる。
　【０００７】
　加えて，本発明者らの経験によると，このＺｎ１１Ｍｇ２系の相が局部的に晶出した場合に，このＺｎ１１Ｍｇ２系の部分が優先的に腐食される現象が起きることも明らかとなった。
　【０００８】
　したがって，本発明の課題はこのような問題を解決し，耐食性と表面外観の良好な溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼板を提供しようとするものである。
　【０００９】
　【課題を解決するための手段】
　本発明によれば，Ａｌ：４．０〜１０重量％，Ｍｇ：１．０〜４．０重量％，残部がＺｎおよび不可避的不純物からなる溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき層を鋼板表面に形成した連続溶融Ｚｎ基めっき鋼板であって，当該めっき層が，〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ２Ｍｇの三元共晶組織〕の素地中に〔初晶Ａｌ相〕，または〔初晶Ａｌ相〕と〔Ｚｎ単相〕が混在した金属組織を有する耐食性および表面外観の良好な連続溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼板を提供する。
　【００１０】
　【００１１】
　本発明に従う溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼板のめっき層は，〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ１１Ｍｇ２の三元共晶組織〕を実質的に有しないし，また，〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ１１Ｍｇ２の三元共晶組織〕の素地中に〔初晶Ａｌ相〕または〔初晶Ａｌ相〕と〔Ｚｎ単相〕が混在した金属組織を実質的に有しない。
　【００１２】
　本発明に従う金属組織のめっき層を有する溶融めっき鋼板は，連続溶融めっき設備におけるめっき浴の浴温を融点以上４７０℃未満，好ましくは４５０℃以下とし且つめっき後の冷却速度を
空冷方式で
空冷方式で
　【００１３】
　ここで，〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ２Ｍｇの三元共晶組織〕とは，例えば図２の電子顕微鏡写真にその代表例を示すように，Ａｌ相と，Ｚｎ相と，金属間化合物Ｚｎ２Ｍｇ相との三元共晶組織であり，この三元共晶組織を形成しているＡｌ相は実際にはＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇの三元系平衡状態図における高温での「Ａｌ”相」（Ｚｎを固溶するＡｌ固溶体であり，少量のＭｇを含む）に由来するものである。この高温でのＡｌ”相は常温では通常は微細なＡｌ相と微細なＺｎ相に分離して現れる。また，該三元共晶組織中のＺｎ相は少量のＡｌを固溶し，場合によってはさらに少量のＭｇを固溶したＺｎ固溶体である。該三元共晶組織中のＺｎ２Ｍｇ相は，Ｚｎ−Ｍｇの二元系平衡状態図のＺｎ：約８４重量％の付近に存在する金属間化合物相である。この３つの相からなる三元共晶組織を本明細書では〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ２Ｍｇの三元共晶組織〕と表す。
　【００１４】
　また，〔初晶Ａｌ相〕とは，例えば図１の電子顕微鏡写真にその代表例を示すように，前記の三元共晶組織の素地中に明瞭な境界をもって島状に見える相であり，これはＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇの三元系平衡状態図における高温での「Ａｌ”相」（Ｚｎを固溶するＡｌ固溶体であり，少量のＭｇを含む）に由来するものである。この高温でのＡｌ”相はめっき浴のＡｌやＭｇ濃度応じて固溶するＺｎ量やＭｇ量が相違する。この高温でのＡｌ”相は常温では通常は微細なＡｌ相と微細なＺｎ相に分離するが，常温で見られる島状の形状は高温でのＡｌ”相の形骸を留めたものであると見てよい。この高温でのＡｌ”相（Ａｌ初晶と呼ばれる）に由来し且つ形状的にはＡｌ”相の形骸を留めている相を本明細書では〔初晶Ａｌ相〕と呼ぶ。この〔初晶Ａｌ相〕は前記の三元共晶組織を形成しているＡｌ相とは顕微鏡観察において明瞭に区別できる。
　【００１５】
　また，〔Ｚｎ単相〕とは，例えば図３の電子顕微鏡写真にその代表例を示すように，前記の三元共晶組織の素地中に明瞭な境界をもって島状に見える相（前記の初晶Ａｌ相よりはやや白く見える）であり，実際には少量のＡｌさらには少量のＭｇを固溶していることもある。この〔Ｚｎ単相〕は前記の三元共晶組織を形成しているＺｎ相とは顕微鏡観察において明瞭に区別できる。
　【００１６】
　本明細書において〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ２Ｍｇの三元共晶組織〕の素地中に〔初晶Ａｌ相〕，または〔初晶Ａｌ相〕と〔Ｚｎ単相〕が混在した金属組織のことを「Ｚｎ２Ｍｇ系の相」と呼ぶことがある。また，本明細書において「Ｚｎ１１Ｍｇ２系の相」と呼ぶものは，〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ１１Ｍｇ２の三元共晶組織〕の素地自体の金属組織，或いはこの素地中に〔初晶Ａｌ相〕，または〔初晶Ａｌ相〕と〔Ｚｎ単相〕が混在した金属組織を表す。後者のＺｎ１１Ｍｇ２系の相が目視可能な大きさの斑点状として現れると表面外観を著しく悪くし，耐食性も低下する。本発明に従うめっき層は，目視可能な大きさの斑点状のＺｎ１１Ｍｇ２系の相が実質上存在しない点に特徴がある。
　【００１７】
　【発明の実施の形態】
　本発明に従う溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼板は，そのめっき層の組成がＡｌ：４．０〜１０重量％，Ｍｇ：１．０〜４．０重量％，残部がＺｎおよび不可避的不純物からなる。そして，該鋼板のめっき層が，〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ２Ｍｇの三元共晶組織〕の素地中に〔初晶Ａｌ相〕が混在した金属組織，または該素地中に〔初晶Ａｌ相〕および〔Ｚｎ単相〕が混在した金属組織から実質的になる点に特徴があり，これにより，耐食性，表面外観および製造性を同時に改善したものである。
　【００１８】
このように，本発明に従う溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼板は特定の金属組織を有する点に特徴があるが，まず，当該めっき鋼板の基本的なめっき組成から説明する。
　【００１９】
　めっき層中のＡｌは，当該めっき鋼板の耐食性の向上と当該めっき鋼板製造時のドロス発生を抑制する作用を供する。Ａｌ含有量が４．０重量％未満では耐食性向上効果が十分ではなく，またＭｇ酸化物系のドロス発生を抑制する効果も低い。他方，Ａｌ含有量が１０重量％を越えると，めっき層と母材鋼板との界面でＦｅ−Ａｌ合金層の成長が著しくなり，めっき密着性が悪くなる。好ましいＡｌ含有量は４．０〜９．０重量％，更に好ましいＡｌ含有量は５．０〜８．５重量％，一層好ましいＡｌ含有量は５．０〜７．０重量％である。
　【００２０】
　めっき層中のＭｇは，めっき層表面に均一な腐食生成物を生成させて当該めっき鋼板の耐食性を著しく高める作用を供する。Ｍｇ含有量が１．０％未満ではかような腐食生成物を均一に生成させる作用が十分ではなく，他方，Ｍｇ含有量が４．０％を越えてもＭｇによる耐食性向上効果は飽和し，かえってＭｇ酸化物系のドロスが発生しやすくなるので，Ｍｇ含有量は１．０〜４．０％とする。好ましいＭｇ含有量は１．５〜４．０重量％，さらに好ましいＭｇ含有量は２．０〜３．５重量％，一層好ましいＭｇ含有量は２．５〜３．５重量％である。
　【００２１】
　このようなＡｌ量とＭｇ量をＺｎ中に含むＺｎ−Ａｌ−Ｍｇの三元組成において，Ｚｎ１１Ｍｇ２系の相が晶出すると前記したように表面外観を悪くすると共に耐食性も悪くすることがわかった。他方，めっき層の組織を，〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ２Ｍｇの三元共晶組織〕の素地中に〔初晶Ａｌ相〕，または〔初晶Ａｌ相〕と〔Ｚｎ単相〕が混在した金属組織としたものでは，表面外観が極めて良好で且つ耐食性にも優れることがわかった。
　【００２２】
　ここで〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ２Ｍｇの三元共晶組織〕の素地中に〔初晶Ａｌ相〕が混在した組織とは，めっき層断面をミクロ的に観察したときに，〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ２Ｍｇの三元共晶組織〕の素地中に最初に析出した〔初晶Ａｌ相〕が混在した金属組織である。この金属組織の代表的なものを図１に示した。
　【００２３】
　図１は，本発明に従って得られた代表的な金属組織を示すめっき層断面の電子顕微鏡２次電子像（倍率：２０００倍）であり，下方の鋼板母材（やや黒っぽく見える部分）の表面に溶融めっきされためっき層の組成は６Ａｌ−３Ｍｇ−Ｚｎ（Ａｌほぼ６重量％，Ｍｇほぼ３重量％，残部Ｚｎ）である。図１の写真の組織を描写し，組織中の相を解説した図を右側に示したが，同図に示すように〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ２Ｍｇの三元共晶組織〕の素地中に独立した島状の〔初晶Ａｌ相〕が混在した状態にある。
　【００２４】
　図２は，図１における〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ２Ｍｇの三元共晶組織〕の素地部分を拡大した電子顕微鏡２次電子像の写真（倍率：１００００倍）であり，同右の描写解説図に示したように，この素地は，Ｚｎ（縞状にほぼ平行に延びる白色部）とＡｌ（やや黒っぽく粒状に見える部分）とＺｎ２Ｍｇ（Ｚｎの縞の間に存在する部分であってＡｌ以外の部分）とからなる三元共晶組織を有している。
　【００２５】
　また〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ２Ｍｇの三元共晶組織〕の素地中に〔初晶Ａｌ相〕と〔Ｚｎ単相〕が混在した組織とは，めっき層断面をミクロ的に観察したときに，〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ２Ｍｇの三元共晶組織〕の素地中に〔初晶Ａｌ相〕と〔Ｚｎ単相〕が混在した金属組織である。すなわち，少量の〔Ｚｎ単相〕が晶出している以外は前者の金属組織と変わりはなく，この〔Ｚｎ単相〕が少量晶出していても耐食性や外観は前者の組織と実質的に同様に優れている。この金属組織の代表的なものを図３に示した。
　【００２６】
　図３は，上本発明に従って得られた代表的な金属組織を示すめっき層断面の電子顕微鏡２次電子像（倍率：２０００倍）であり，めっき層の組成は６Ａｌ−３Ｍｇ−Ｚｎ（Ａｌほぼ６重量％，Ｍｇほぼ３重量％，残部Ｚｎ）である。図３に見られるように，〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ２Ｍｇの三元共晶組織〕の素地中に独立した島状の〔初晶Ａｌ相〕が混在している点は図１のものと同じであるが，さらに島状の独立した〔Ｚｎ単相〕（初晶Ａｌ相よりやや薄い灰色をした部分）が存在している。
　【００２７】
　図４は，図３のものより，溶融めっき後の冷却速度を速くした場合に得られた金属組織のめっき層断面の電子顕微鏡２次電子像の写真（倍率：２０００倍）であり，めっき層の組成は図３のものと同じである。図４の組織では，図３のものよりも〔初晶Ａｌ相〕がやや小さくなり，その近傍に〔Ｚｎ単相〕が存在しているが，〔初晶Ａｌ相〕と〔Ｚｎ単相〕が〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ２Ｍｇの三元共晶組織〕の素地中に混在している点では変わりはない。
　【００２８】
　めっき層全体に占めるこれらの組織の割合は，前者のもの，すなわち〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ２Ｍｇの三元共晶組織〕の素地中に最初に析出した〔初晶Ａｌ相〕が点在した金属組織では，〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ２Ｍｇの三元共晶組織〕＋〔初晶Ａｌ相〕の合計量が８０容積％以上，好ましくは９０容積％以上，さらに好ましくは９５容積％以上であり，Ｚｎ／Ｚｎ２Ｍｇの二元共晶またはＺｎ２Ｍｇが少量混在してしてもよい。
　【００２９】
　後者のもの，すなわち，〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ２Ｍｇの三元共晶組織〕の素地中に〔初晶Ａｌ相〕が点在し且つ〔Ｚｎ単相〕が晶出した金属組織では，〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ２Ｍｇの三元共晶組織〕＋〔初晶Ａｌ相〕の合計量が８０容積％以上で，〔Ｚｎ単相〕が１５容積％以下であり，Ｚｎ／Ｚｎ２Ｍｇの二元共晶またはＺｎ２Ｍｇが少量混在していてもよい。
　【００３０】
　前者および後者の両組織とも，Ｚｎ１１Ｍｇ２系の相は実質的に存在しないことが望ましい。このＺｎ１１Ｍｇ２系の相は，本発明に従うめっき組成範囲では，通常の連続溶融めっき設備で連続的にめっき鋼板を製造しようとすると，〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ１１Ｍｇ２の三元共晶組織〕の素地中に〔Ａｌ初晶〕または〔Ａｌ初晶〕と〔Ｚｎ単相〕が混在した金属組織の相として“斑点状”に現れやすくなることがわかった。
　【００３１】
　図５はＺｎ１１Ｍｇ２系の相が斑点状に現れためっき鋼板（後記実施例３の表３中のＮｏ．１３のもの）の表面外観を写した写真である。図５に見られるように，半径が約２〜７ｍｍの斑点（青く変色したもの）が母相中に点々と現れている。この斑点の大きさは浴温と溶融めっき層の冷却速度に依存して異なってくる。
　【００３２】
　図６は，図５に現れた斑点部分を通るように試料を剪断し，その断面を見た電子顕微鏡２次電子像（倍率：２０００倍）である。図６に見られるように，この斑点部分の組織は，〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ１１Ｍｇ２の三元共晶組織〕の素地中に〔Ａｌ初晶〕が混在したものである。なお試料によっては，該素地中に〔Ａｌ初晶〕と〔Ｚｎ単相〕が混在することもある。
　【００３３】
　図７は，図６の素地部分（Ａｌ初晶を含まない部分）だけを倍率を上げて見た電子顕微鏡２次電子像（倍率：１００００倍）であり，白っぽく縞状に伸びるＺｎの間にＺｎ１１Ｍｇ２とＡｌ（やや黒っぽく粒状に見える部分）が存在した三元共晶組織すなわち〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ１１Ｍｇ２の三元共晶組織〕が明瞭に現れている。
　【００３４】
　図８は，図５のように現れた斑点部分について，母相と斑点相の境界部分を見た電子顕微鏡２次電子像（倍率：１００００倍）であり，図８の写真において左半分は母相部分，右半分は斑点相である。左半分の母相部分は，図２のものと同様の〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ２Ｍｇの三元共晶組織〕であり，右半分は図７と同様の〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ１１Ｍｇ２の三元共晶組織〕が写っている。両者の金属間化合物の部分だけを比較すると，Ｚｎ１１Ｍｇ２はＺｎ２Ｍｇよりもやや腐食している状況が理解される得る。
　【００３５】
　これらの図５〜図８から，斑点状のＺｎ１１Ｍｇ２系の相は，実際には〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ１１Ｍｇ２の三元共晶組織〕の素地中に〔Ａｌ初晶〕または〔Ａｌ初晶〕と〔Ｚｎ単相〕が混在した金属組織を有するものであること，そして，このＺｎ１１Ｍｇ２系の相は，Ｚｎ２Ｍｇ系の相の母地中に，すなわち〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ２Ｍｇの三元共晶組織〕の素地中に〔初晶Ａｌ相〕または〔初晶Ａｌ相〕と〔Ｚｎ単相〕が混在した金属組織の母地中に，目視可能な大きさの斑点として点々と出現することがわかる。
　【００３６】
　図９は，前記のような金属組織を特定する根拠となったＸ線回折の代表例を示したものである。図中の○印のピークはＺｎ２Ｍｇ金属間化合物のもの，×印のピークはＺｎ１１Ｍｇ２金属間化合物のものである。いずれのＸ線回折も，１７ｍｍ×１７ｍｍの方形のめっき層サンプルを採取し，この方形サンプル表面にＣｕ−Ｋα管球，管電圧１５０Ｋｖ，管電流４０ｍＡの条件でＸ線を照射して行ったものである。
　【００３７】
　図９の上段のチャートは後記実施例３の表３中のＮｏ．３のもの，中段と下段のチャートは同表３中のＮｏ．１４のものであり，中段と下段のものは，Ｚｎ１１Ｍｇ２系の相の斑点が試料面積中に一部含まれるようにしてサンプルを採取したものである。採取サンプル面積内の斑点面積の割合は目視観察で，中段のものは約１５％，下段のものは約７０％である。これらのＸ線回折から，図２に見られる三元共晶組織は〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ２Ｍｇの三元共晶組織〕であること，図７に見られる三元共晶組織は〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ１１Ｍｇ２〕であることが明らかである。
　【００３８】
　このような金属組織上の観点から，後記の実施例の表３〜表１１更には後述の図１０において，Ｚｎ１１Ｍｇ２系の相が実質上存在しない本発明に従うめっき層は「Ｚｎ２Ｍｇ」と表示し，Ｚｎ２Ｍｇ系の相の母地中に目視可能な大きさの斑点状のＺｎ１１Ｍｇ２系の相が現れたものは「Ｚｎ２Ｍｇ＋Ｚｎ１１Ｍｇ２」として表示している。このような斑点状のＺｎ１１Ｍｇ２系の相が現れると耐食性を劣化させると共に表面外観を著しく低下させる。したがって，本発明に従うめっき層は，目視観察できるような大きさのＺｎ１１Ｍｇ２系の相が実質的に存在しない金属組織，すなわち実質上Ｚｎ２Ｍｇ系の相からなる
ことが
　【００３９】
　より具体的には，本発明に従う前記範囲の組成をもつ溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼板のめっき層は，〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ２Ｍｇの三元共晶組織〕の素地が５０容積％以上１００容積％未満の範囲で存在し，この共晶組織の素地中に島状の〔初晶Ａｌ相〕が０容積％を超え５０容積％以下の範囲で存在し，場合によっては，さらに島状の〔Ｚｎ単相〕が０〜１５容積％存在したものであって，めっき層の表面を肉眼で観察したときに，斑点状に現れるＺｎ１１Ｍｇ２系の相（Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ１１Ｍｇ２の三元共晶組織の素地をもつ相）は，目視可能な大きさでは存在しないものである。すなわち，当該めっき層の金属組織は，〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ２Ｍｇの三元共晶組織〕の素地：５０〜１００容積％未満，〔初晶Ａｌ相〕：０を超え〜５０容積％以下，および〔Ｚｎ単相〕：０〜１５容積％から実質的になる。
　【００４０】
　ここで，“実質的になる”とは，他の相，代表的には斑点状のＺｎ１１Ｍｇ２系の相が外観に影響を与えるような量では存在しないということであり，目視観察で判別できないような少量のＺｎ１１Ｍｇ２系の相は存在していても，このような少量である限り，耐食性および表面外観に特に影響を及ぼさないので許容され得る。すなわち，Ｚｎ１１Ｍｇ２系の相が肉眼で斑点状に観察されるような量で存在する場合には，外観と耐食性に悪い影響を与えるので，本発明の範囲外である。また，Ｚｎ２Ｍｇ系の二元共晶やＺｎ１１Ｍｇ２系の二元共晶なども，肉眼で目視観察では判別できないような微量で存在することも許容され得る。
　【００４１】
　本発明に従う金属組織の溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼板を製造するには，
空冷方式を採用した場合，
　【００４２】
　すなわち，図１０に見られるように，また後記の実施例で示すように，浴温が４７０℃より低く且つ冷却速度が１０℃／秒より遅いと，前記のＺｎ１１Ｍｇ２系の相が斑点状に現れ，本発明の目的が達成できないのである。このようなＺｎ１１Ｍｇ２系の相が現れること自体は，Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ三元平衡状態図上における三元共晶点近傍の平衡相を見れば或る程度は理解できる。
　【００４３】
　ところが，浴温が４７０℃以上となると，冷却速度の影響は少なくなり，前記のＺｎ１１Ｍｇ２系の相は現れず，本発明で規定する金属組織が得られることがわかった。同様に，浴温が４７０℃未満でも，さらに好ましくは４５０℃以下でも冷却速度を１０℃／秒以上，さらに好ましくは１２℃／以上とした場合には，本発明で規定する金属組織が得られることがわかった。これは，Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇの三元平衡状態図からは予期できない組織状態であり，平衡論的には説明できない現象である。
　【００４４】
　この現象を利用すると，インライン焼鈍型の溶融めっき設備において，Ａｌ：４．０〜１０重量％，Ｍｇ：１．０〜４．０重量％，残部がＺｎおよび不可避的不純物からなる溶融めっき浴とし，このめっき浴の浴温を融点以上４７０℃未満好ましくは４５０℃以下とし且つめっき後の冷却速度を
空冷方式で
空冷方式で
　【００４５】
　なお，浴組成を三元共晶組成（三元平衡状態図上では，Ａｌ＝４重量％，Ｍｇ＝３重量％，Ｚｎ＝９３重量％）に完全に一致させたものにすると，融点が最低となるので有利となると考えられたが，実際には最終凝固部が引けて凹凸のある表面状態となり，外観が悪くなるので，完全三元共晶組成は避けた方がよい。またＡｌの組成に関しては亜共晶側の組成では一層Ｚｎ１１Ｍｇ２が晶出しやすくなるので，前記の組成範囲において過共晶側の組成とするのがよい。
　【００４６】
　また，浴温については，あまり高くなるとめっき密着性が低下するので，後記実施例に示したように本発明の浴組成においては浴温の上限は５５０℃とし，これ以下の浴温で溶融めっきするのがよい。
　【００４７】
　前記したように，本発明で規定する浴組成の範囲においては，浴温とめっき後の冷却速度が三元共晶としてのＺｎ１１Ｍｇ２やＺｎ２Ｍｇの生成・消失の挙動に大きく影響するが，その理由については現在のところ明確ではないが，およそ次のように考えられる。
　【００４８】
　浴温を上げるに従ってＺｎ１１Ｍｇ２の晶出する数が減少し，４７０℃以上では消滅するから，浴温はＺｎ１１Ｍｇ２相の核の生成に直接関係していると見られるが，その理由は，断定はできないものの，めっき浴と鋼板の反応層（合金層）の物性が影響しているのではないかと推測される。当該合金層がめっき層の主要な凝固開始位置であると考えられるからである。
　【００４９】
　また，めっき後の冷却速度が速くなるに従って，Ｚｎ１１Ｍｇ２系の斑点状の相，すなわち〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ１１Ｍｇ２の三元共晶組織〕の素地中に〔Ａｌ初晶〕または〔Ａｌ初晶〕と〔Ｚｎ単相〕が混在した斑点状の相，の大きさが徐々に目視での観察が困難になるほど小さくなる。そして，やがて１０℃／秒以上の冷却速度のものでは目視では判別不可能となるまで，そのサイズが縮小する。すなわち，冷却速度が速くなる従って，このＺｎ１１Ｍｇ２系の相の成長が阻止されるものと考えられる。
　【００５０】
　以下に，実施例によって前記のめっき層の組成，組織およびめっき条件が溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼板の耐食性，密着性および表面外観に及ぼす作用効果を具体的に示す。
　【００５１】
　【実施例】
〔実施例１〕組成（特にＭｇ量）が耐食性および製造性に及ぼす関係について。
　【００５２】
　　処理設備：ゼンジマータイプの連続溶融めっきライン（試験機）
　　処理鋼板：中炭素鋼の熱延鋼板（厚み：３．２ｍｍ）
　　還元炉最高到達板温：６００℃，露点：−４０℃
　　めっき浴組成：Ａｌ＝４．０〜９．２重量％，Ｍｇ＝０〜５．２重量％，残部＝Ｚｎ
　　めっき浴温：４５５℃
　　浸漬時間：３秒
　　めっき後の冷却速度：空冷方式で３℃／秒または１２℃／秒（冷却速度はめっき浴温からめっき層凝固温度までの平均値）
　【００５３】
　以上の条件で溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼板を製造し，その際の浴表面の酸化物（ドロス）の発生量を観察すると共に，得られた溶融めっき鋼板の耐食性試験を行った。耐食性はＳＳＴ（ＪＩＳ−Ｚ−２３７１に従う塩水噴霧試験）を８００時間行った後の腐食減量（ｇ／ｍ２）で評価した。またドロスの発生量は目視により多いものを×，やや多いものを△，少ないものを◎で評価した。それらの結果を表１に示した。
　【００５４】
　【表１】
　【００５５】
　表１の結果から，Ｍｇ量が１％以上となると急激に耐食性が向上すること，しかし，４％を越えて添加しても耐食性は飽和することがわかる。また，４％を越えるＭｇ量ではＡｌを含有していても浴表面の酸化物（ドロス）が増加することがわかる。なお，冷却速度が３℃／秒ではＺｎ１１Ｍｇ２が晶出し，この部分が優先腐食している。
　【００５６】
〔実施例２〕組成（特にＡｌ量）が耐食性および密着性に及ぼす関係について。
　【００５７】
　　処理設備：ゼンジマータイプの連続溶融めっきライン（試験機）
　　処理鋼板：中炭素鋼の熱延鋼板（厚み：１．６ｍｍ）
　　還元炉最高到達板温：６００℃，露点：−４０℃
　　めっき浴組成：Ａｌ＝０．１５〜１３．０重量％，Ｍｇ＝３．０重量％，残部＝Ｚｎ
　　めっき浴温：４６０℃
　　浸漬時間：３秒
　　めっき後の冷却速度：空冷方式で１２℃／秒（冷却速度はめっき浴温からめっき層凝固温度までの平均値）
　【００５８】
　以上の条件で溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼板を製造し，得られた溶融めっき鋼板の耐食性試験と密着性試験を行った。耐食性は実施例１と同じくＳＳＴによる８００時間後の腐食減量（ｇ／ｍ２）で評価し，密着性は試片を密着曲げし，曲げ部のセロテープ剥離テストにより，剥離なしを◎，剥離量５％未満を△，剥離量５％以上を×で評価した。その結果を表２に示した。
　【００５９】
　【表２】
　【００６０】
　表２の結果に見られるように，Ａｌ量が４．０％以上で耐食性に優れるようになるが，１０％を越えると密着性不良が生じる。これは合金層（Ｆｅ−Ａｌ合金層）の異常発達によるものである。またＭｇ量が一定でもＡｌ量が増加するにつれてＳＳＴ腐食減量が小さくなっており，耐食性が向上している。このことは本発明に従う金属組織中の〔初晶Ａｌ相〕の量が相対的に増加しても耐食性を向上させることを意味している。
　【００６１】
〔実施例３〕浴温と冷却速度が組織に及ぼす関係と，組織と表面外観との関係について。
　【００６２】
　　処理設備：ゼンジマータイプの連続溶融めっきライン（試験機）
　　処理鋼板：弱脱酸鋼の熱延鋼板（インラインで酸洗，厚み：２．３ｍｍ）
　　還元炉最高到達板温：５８０℃，露点：−３０℃
　　めっき浴組成：Ａｌ＝４．８〜９．６重量％，Ｍｇ＝１．１〜３．９重量％，残部＝Ｚｎ
　　めっき浴温：３９０〜５３５℃
　　浸漬時間：８秒以内
　　めっき後の冷却速度：空冷方式で３〜１１℃／秒（冷却速度はめっき浴温からめっき層凝固温度までの平均値）
　【００６３】
　以上の条件で，先ずＺｎ−６．２％Ａｌ−３．０％Ｍｇの浴組成としたものについて，
めっき
　【００６４】
　表３のめっき層組織の表示において〔Ｚｎ２Ｍｇ〕と表示したものは，本発明で規定する金属組織，すなわち〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ２Ｍｇの三元共晶組織〕の素地中に〔初晶Ａｌ相〕または〔初晶Ａｌ相〕と〔Ｚｎ単相〕が混在した金属組織を有するものであり，実際には，〔初晶Ａｌ相〕と〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ２Ｍｇの三元共晶組織〕との合計が８０容積％以上，〔Ｚｎ単相〕が１５容積％以下のものである。
　【００６５】
　また〔Ｚｎ２Ｍｇ＋Ｚｎ１１Ｍｇ２〕と表示したものは，前記の〔Ｚｎ２Ｍｇ〕系組織の中に，斑点状のＺｎ１１Ｍｇ２系の相が目視判断できるような大きさに現れたものである。この斑点状のＺｎ１１Ｍｇ２系の相とは，本文で説明したように，〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ１１Ｍｇ２の三元共晶組織〕の素地中に〔Ａｌ初晶〕または〔Ａｌ初晶〕と〔Ｚｎ単相〕が混在した斑点状の相である。このＺｎ１１Ｍｇ２系の相はその周囲のものよりも光沢があるため目立った模様となり，かつこの部分は室内で２４時間程度放置しておくと他の部分より先に酸化されて薄い茶色に変色するので更に目立つようになる。したがって，表３における外観の評価は，めっき直後とめっき後２４時間経過後の表面を目視観察し，このＺｎ１１Ｍｇ２系の相が晶出した斑点の有無で評価し，この斑点が目視で観察されるものを不均一，目視で観察されないものを均一とした。
　【００６６】
　【表３】
　【００６７】
　表３の結果から，浴温が４７０℃より低い場合には冷却速度が低い（１０℃／秒未満である）と，Ｚｎ１１Ｍｇ２系の相が現れ，外観が不均一になることがわかる。他方，浴温が４７０℃より低くても，冷却速度を高くすると（１０℃／秒以上とすると），実質的に〔初晶Ａｌ相〕と〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ２Ｍｇの三元共晶組織〕となり，均一な外観を呈するようになる。また浴温が４７０℃以上では冷却速度が低くても，同様に，実質的に〔初晶Ａｌ相〕と〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ２Ｍｇの三元共晶組織〕となり，均一な外観を呈するようになる。
　【００６８】
　ついで，浴組成をＺｎ−４．３％Ａｌ−１．２％Ｍｇ，Ｚｎ−４．３％Ａｌ−２．６％ＭｇまたはＺｎ−４．３％Ａｌ−３．８％Ｍｇとした以外は，同様に浴温と冷却速度を変えて溶融めっき鋼板を製造し，得られためっき鋼板のめっき層の組織と表面外観を前例と同様に調べ，その結果を，それぞれ表４，表５および表６に示した。
　【００６９】
　【表４】
　【００７０】
　【表５】
　【００７１】
　【表６】
これら表４〜６の結果からも，表３と同様の結果が得られたことがわかる。
　【００７２】
　さらに，浴組成をＺｎ−６．２％Ａｌ−１．５％ＭｇまたはＺｎ−６．２％Ａｌ−３．８％Ｍｇとした以外は，同様に浴温と冷却速度を変えて溶融めっき鋼板を製造し，得られためっき鋼板のめっき層の組織と表面外観を前例と同様に調べ，その結果を，それぞれ表７および表８に示した。
　【００７３】
　【表７】
　【００７４】
　【表８】
　【００７５】
　これら表７〜８の結果からも，表３と同様の結果が得られたことがわかる。
　【００７６】
　さらに，浴組成をＺｎ−９．６％Ａｌ−１．１％Ｍｇ，Ｚｎ−９．６％Ａｌ−３．０％ＭｇまたはＺｎ−９．６％Ａｌ−３．９％Ｍｇとした以外は，同様に浴温と冷却速度を変えて溶融めっき鋼板を製造し，得られためっき鋼板のめっき層の組織と表面外観を前例と同様に調べ，その結果を，それぞれ表９，表１０および表１１に示した。
　【００７７】
　【表９】
　【００７８】
　【表１０】
　【００７９】
　【表１１】
　【００８０】
　これら表９〜１１の結果からも，表３と同様の結果が得られたことがわかる。そして，これら表３〜表１１の結果をまとめると，図１０に示すような斜線域の浴温と冷却速度を採用すれば，本発明に従う浴組成において，実質的に〔初晶Ａｌ相〕と〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ２Ｍｇの三元共晶組織〕からなるか，またはこれに少量の〔Ｚｎ単相〕が加わった金属組織のめっき層が得られ，この結果，耐食性と表面外観の優れためっき層の溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼板を得ることができる。
　【００８１】
〔実施例４〕浴温と冷却速度がめっき密着性に及ぼす関係について。
　【００８２】
　　処理設備：ＮＯＦタイプの連続溶融めっきライン（試験機）
　　処理鋼板：弱脱酸鋼の冷延鋼板（厚み：０．８ｍｍ）
　　還元炉最高到達板温：７８０℃，露点：−２５℃
　　めっき浴組成：Ａｌ＝４．５〜９．５重量％，Ｍｇ＝１．５〜３．９重量％，残部＝Ｚｎ
　　めっき浴温：４００〜５９０℃
　　浸漬時間：３秒
　　めっき後の冷却速度：空冷方式で３℃／秒または１２℃／秒（冷却速度はめっき浴温からめっき層凝固温度までの平均値）
　【００８３】
　以上の条件で，溶融めっき鋼板を製造し，得られためっき鋼板のめっき密着性を調べ，その結果を表１２に示した。めっき密着性の評価は実施例２と同様にして行った。
　【００８４】
　【表１２】
　【００８５】
　表１２の結果から，浴温が５５０℃を越えると，冷却速度の如何に係わらず本発明の浴組成範囲においてめっき密着性が悪くなることがわかる。
　【００８６】
　【発明の効果】
　以上説明したように，本発明によると，耐食性と表面外観に優れた溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼板とその有利な製造法を提供でき，その優れた耐食性ゆえに従来の溶融Ｚｎ基めっき鋼板のものではなし得なかった新たな分野への用途の拡大ができる。
【図面の簡単な説明】
　【図１】
　本発明に従う溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼板のめっき層の断面の金属組織を示す電子顕微鏡２次電子像の写真とその説明図である。
　【図２】
　図１の金属組織のうちの〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ２Ｍｇの三元共晶組織〕からなる素地部分を拡大した電子顕微鏡２次電子像の写真とその説明図である。
　【図３】
　本発明に従う溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼板のめっき層の断面の金属組織（Ｚｎ単相を含む以外は図１のものと同じ組織）を示す電子顕微鏡２次電子像の写真とその説明図である。
　【図４】
　本発明に従う溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼板のめっき層の断面の金属組織（Ｚｎ単相を含む以外は図１のものと同じ組織であり，図３よりも初晶Ａｌ相が小さい組織）を示す電子顕微鏡２次電子像の写真とその説明図である。
　【図５】
　目視可能な大きさの斑点状のＺｎ１１Ｍｇ２系の相が点々と現れた溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼板の金属組織を写した写真である。
　【図６】
　図５の斑点の部分を裁断した断面の金属組織を示す電子顕微鏡２次電子像写真（倍率２０００倍）である。
　【図７】
　図６の組織のうち三元共晶部分を拡大して写した金属組織を示す電子顕微鏡２次電子像写真（倍率１００００倍）である。
　【図８】
　図５の斑点の境界部分の金属組織を示す電子顕微鏡２次電子像写真（倍率１００００倍）であり，左半分はＺｎ２Ｍｇ系の相の素地部分，右半分は斑点部分のＺｎ１１Ｍｇ２系の相の素地部分である。
　【図９】
　実施例３の表３中のＮｏ．３とＮｏ．１４のめっき鋼板から１７ｍｍ×１７ｍｍのサンプルを採取して測定したＸ線回折図であり，図９の上段のチャートは該Ｎｏ．３のもの，また，中段と下段のものは該Ｎｏ．１４のＺｎ１１Ｍｇ２系の相の斑点が試料面積中に一部含まれるようにしてサンプルを採取したものである。
　【図１０】
　本発明の溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼板の有利な製造条件の範囲を示す図である。