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WO2011001640A1 - Ｚｎ－Ａｌめっき鉄線及びその製造方法 - Google Patents

Ｚｎ－Ａｌめっき鉄線及びその製造方法 Download PDF

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Publication number
WO2011001640A1
WO2011001640A1 PCT/JP2010/004202 JP2010004202W WO2011001640A1 WO 2011001640 A1 WO2011001640 A1 WO 2011001640A1 JP 2010004202 W JP2010004202 W JP 2010004202W WO 2011001640 A1 WO2011001640 A1 WO 2011001640A1
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WO
WIPO (PCT)
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iron wire
plating
less
plated
layer
Prior art date
Application number
PCT/JP2010/004202
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
児玉順一
下田信之
小坂誠
Original Assignee
新日本製鐵株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Family has litigation
First worldwide family litigation filed litigation Critical https://patents.darts-ip.com/?family=43410730&utm_source=google_patent&utm_medium=platform_link&utm_campaign=public_patent_search&patent=WO2011001640(A1) "Global patent litigation dataset” by Darts-ip is licensed under a Creative Commons Attribution 4.0 International License.
Application filed by 新日本製鐵株式会社 filed Critical 新日本製鐵株式会社
Priority to CN2010800018594A priority Critical patent/CN102084018B/zh
Priority to JP2010540982A priority patent/JP4782247B2/ja
Publication of WO2011001640A1 publication Critical patent/WO2011001640A1/ja

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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
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    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
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    • C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
    • C23C2/36—Elongated material
    • C23C2/38—Wires; Tubes

Definitions

  • the present invention relates to a plated iron wire excellent in corrosion resistance and workability and a method for producing the same.
  • the present application claims priority based on Japanese Patent Application No. 2009-154265 filed in Japan on June 29, 2009 and Japanese Patent Application No. 2009-154245 filed on June 29, 2009 in Japan. , The contents of which are incorporated herein.
  • hot-dip galvanized iron wire or Zn—Al-plated iron wire has been applied to other wire mesh uses such as car mats for revetment work.
  • Al is added to improve the corrosion resistance of the hot dip galvanized iron wire.
  • non-plating is likely to occur due to an oxide layer on the surface of the material (iron wire), and thus a two-bath method is usually used.
  • the material is immersed in a hot dip galvanizing bath (first-stage galvanizing), and further immersed in a hot-dip Zn—Al plating bath (second-stage Zn—Al plating).
  • the two-bath method is a method for producing a Zn—Al plated iron wire by a two-stage process.
  • a hard Fe—Zn alloy generation layer is formed at the interface between the iron wire and the plating by primary hot dip galvanizing, and this Fe—Zn alloy generation layer is formed by secondary Zn—Al plating. grow up. If the thickness of the hard Fe—Zn alloy generation layer is increased by two-stage plating, cracks occur in the Zn—Al plated iron wire during processing. For this reason, Zn-based alloy plating containing Al (for example, Zn—Al plating) is superior in corrosion resistance to pure zinc plating, but has a problem of poor fatigue characteristics and workability.
  • a method of manufacturing a Zn—Al plated iron wire by a one-step plating process is effective.
  • the primary plating is not performed, the steel sheet is heat-treated in a hydrogen atmosphere to reduce the surface of the steel sheet, and the steel sheet is immersed in a molten Zn—Al plating bath in one step.
  • the Fe— at the interface between the base material and the plating layer may be used. Due to the Al-based alloy generation layer (Fe—Al-based intermetallic compound generation layer), cracking or peeling occurs in the plating during processing.
  • the reaction between the molten metal (hot dip plating) on the surface of the iron wire and the surface metal of the iron wire tends to be uneven in the circumferential direction and the longitudinal direction of the iron wire. Therefore, it has been difficult to stably form Zn—Al plating by the one bath method.
  • the present invention provides a Zn—Al plated iron wire having excellent corrosion resistance and workability. Also provided is a method for producing a Zn—Al-plated iron wire that forms a stable Zn—Al plating on the surface of a base material (iron wire) by a one-bath method.
  • the present inventors analyzed in detail the cause of the deterioration of the surface properties of hot-dip Zn-Al-plated iron wires such as non-plating. As a result, the present inventors improved the surface properties of the Zn—Al plated iron wire by forming irregularities (complex shape surface, fractal interface) on the surface of the iron wire before plating to enhance the stability of the flux treatment. I found out. Furthermore, the present inventors have found that since the Zn—Al plated iron wire has a fractal interface at the interface between the base material (iron wire) and the plating layer, the adhesion of the plating is increased and the workability is improved. It was.
  • the present inventors have found that fatigue characteristics, plating adhesion and corrosion resistance can be improved by appropriately limiting the amount of Al and the amount of Fe in the plating layer.
  • the present inventors have found that the workability of the Zn—Al plated iron wire produced by the one-bath method is affected by the structure of the plating layer, and the Fe—Al system produced at the interface between the iron wire and the plating layer. It has been found that this can be improved by suppressing the growth of the alloy generation layer.
  • the present inventors for example, optimized the structure of the plated layer such as the Fe—Al-based alloy generation layer and the primary crystal without causing cracking or peeling of the plating due to processing. It has been found that irregularities (deformed portions) having an optimized shape can be formed on the surface, and slip resistance can be improved.
  • the Zn—Al plated iron wire according to the first aspect of the present invention includes an iron wire and a Zn—Al plated layer formed on the surface of the iron wire; the Zn—Al plated layer is in mass%. 3.0% or more and 15.0% or less of Al, and the balance contains Zn and inevitable impurities; Fe in the Zn—Al plating layer is limited to 3.0% or less by mass%; The fractal dimension of the interface between the iron wire and the Zn—Al plating layer measured by the box counting method is 1.05 or more.
  • the Zn—Al plated layer may contain 6.0% to 15.0% Al by mass%.
  • the Zn—Al plated layer contains 0.01% or more and 3.0% or less of Si by mass%. Also good.
  • the Zn—Al plating layer includes a Zn—Al alloy layer, and an Fe wire between the iron wire and the Zn—Al alloy layer.
  • a primary alloy diameter of the Zn—Al alloy layer may be limited to 10 ⁇ m or less; and a thickness of the Fe—Al alloy generation layer may be limited to 5 ⁇ m or less.
  • the iron wire In the Zn—Al plated iron wire according to the above (1) or (2), the iron wire is 0.01% or more and 0.70% or less of C, and 0.1% or more and It may contain 1.0% or less of Si; 0.1% or more and 1.5% or less of Mn; and the balance contains Fe and inevitable impurities, and has a structure containing ferrite.
  • the iron wire In the Zn—Al-plated iron wire according to (5), the iron wire is in mass%, further 0.1% or less of Al, 0.1% or less of Ti, and 0.0070% or less of B. You may contain 1 or more types of elements chosen from these.
  • the plating adhesion amount of the Zn—Al plating layer may be 100 g / m 2 or more and 400 g / m 2 or less.
  • the surface of the Zn—Al plated layer is provided with recesses at a density of 2 or more and 100 or less per 1 cm 2 of surface area.
  • the recess may have a depth of 0.2 mm or more and 0.5 mm or less and a ratio of the depth to a width of 0.1 or more and 3 or less.
  • the iron wire is drawn, then pickled, and the fractal dimension of the surface of the iron wire measured by the box counting method is 1.05.
  • Surface adjustment treatment is performed as described above, passed through the flux, dried, and then dipped in a molten Zn-Al bath containing 3.0% or more and 15.0% or less of Al by mass%. Cool in water within 3 seconds.
  • the molten Zn—Al bath may contain 6.0% or more and 15.0% or less of Al by mass%. Good.
  • the molten Zn—Al bath contains 0.01% to 3.0% by mass of Si. You may contain.
  • the iron wire is 0.01% to 0.70% C by mass; % Or more and 1.0% or less of Si; 0.1% or more and 1.5% or less of Mn; and the balance containing Fe and inevitable impurities and having a structure containing ferrite Good.
  • the plating adhesion amount is 100 g / The plating adhesion amount may be adjusted to be m 2 or more and 400 g / m 2 or less.
  • a recess may be formed on the surface of the Zn—Al plating layer by laser processing or cold processing after water cooling. .
  • the recess has a depth of 0.2 mm or more and 0.5 mm or less and a depth of 0.1 or more and 3 or less.
  • the Zn—Al plating layer may have a density of 2 or more and 100 or less per 1 cm 2 of the surface area.
  • the corrosion resistance, workability, and slip resistance of the Zn—Al plated iron wire can be improved. Furthermore, according to the present invention, when a Zn—Al plated iron wire is used as a material for a wire mesh, the durability and life of the wire mesh are greatly improved, and more complicated processing becomes possible. In particular, in this case, by forming irregularities (unshaped parts) on the surface of the Zn-Al plated iron wire after hot dipping, the slip resistance is improved and the workability of the wire mesh (wire mesh workability) is improved. To do. As described above, the industrial contribution of the present invention is extremely remarkable.
  • Zn-Al plating iron wire It is a manufacturing process of the Zn-Al plating iron wire concerning one embodiment of the present invention.
  • 1 is a structure of Zn—Al plating according to an embodiment of the present invention. It is a figure which shows the relationship between a fractal dimension and the score of the surface property of a plating wire.
  • the hot-rolled wire (iron wire, pre-processed iron wire) is drawn to a target wire diameter, pickled, and surface-adjusted.
  • the iron wire is immersed in a molten Zn—Al plating bath and pulled up, and the plated iron wire is cooled.
  • a pretreatment for plating at least pickling and flux treatment may be performed.
  • pickling the surface of the iron wire is cleaned.
  • the base material (iron wire) is passed through the flux to perform the flux treatment.
  • a flux process is a process of immersing an iron wire in the aqueous solution flux containing a chloride, and making it dry.
  • the iron wire is immersed in a molten Zn—Al plating bath, pulled up and cooled to produce a plated iron wire.
  • the flux-treated iron wire is immersed in molten metal (plated metal)
  • Cl - ions are generated, and the surface of the iron wire is cleaned. As a result, stable plating can be performed on the surface of the iron wire.
  • the plating adhesion amount may be adjusted with a wiping device (plating adhesion amount adjusting unit). Furthermore, in order to ensure slip resistance, if necessary, the Zn-Al plated wire is cold-worked (irregularly shaped) to form irregularities (irregularly shaped parts) on the surface of the plating layer, scraped, and deformed A plated iron wire may be manufactured.
  • the surface property of the iron wire before the flux treatment is adjusted. If irregularities (complex shape surface, fractal interface) are formed on the surface of the iron wire to be plated before flux treatment, the aqueous solution flux accumulates in the concave portion. Can be uniformly applied over the entire surface. In particular, a flux can be stably secured in a minute and complicated recess (fractal recess). As a result, the Zn—Al plating can be stably and uniformly formed in the circumferential direction and the longitudinal direction.
  • Flux treatment by controlling the annealing temperature and annealing time during annealing, controlling the dipping time and pickling conditions during pickling, and performing surface conditioning processing such as sandblasting and shot blasting inline
  • the surface property of the previous iron wire can be controlled.
  • a molten Zn—Al plated iron wire is produced by a one bath process (one bath method) in which a molten Zn—Al plating is applied after the flux treatment, The growth of the Fe—Al-based alloy generation layer generated at the interface with the Zn—Al plating layer can be suppressed.
  • the present inventors have found that the structure of an Al—Zn plating layer (plating layer) of a Zn—Al plated iron wire produced using a hot dipping bath affects workability, plating adhesion and fatigue characteristics. It was.
  • the Zn—Al plating layer (plating layer) of this Zn—Al plated iron wire includes a Zn—Al based alloy layer and an Fe—Al based alloy generation layer generated on the surface of the iron wire (base material).
  • the Fe—Al-based alloy generation layer (Fe—Al-based intermetallic compound generation layer) formed at the interface between the iron wire and the plating layer mainly includes columnar crystals of Al 5 Fe 2 and Al 3.2 Fe. .
  • the Fe—Al-based alloy generation layer is a layer containing at least an intermetallic compound such as Al 5 Fe 2 , Al 3.2 Fe, Fe 3 Si 2 Al 12 , and Fe 2 Si 2 Al 9 .
  • the thickness of the Fe—Al-based alloy generation layer has a great influence on the fatigue life (fatigue characteristics) and plating adhesion of the plated iron wire. That is, since the Fe—Al based alloy generation layer is hard, if this Fe—Al based alloy generation layer is thick, cracks are easily generated in the Fe—Al based alloy generation layer when stress is applied to the plated iron wire. To do.
  • the Fe—Al-based alloy generation layer When the Fe—Al-based alloy generation layer is cracked, the plating is peeled off or the crack propagates into the base iron (iron wire), so that workability and fatigue characteristics are deteriorated. Therefore, it is necessary to increase the cooling rate after hot dipping and suppress the growth of the Fe—Al-based alloy generation layer.
  • the Fe—Al-based alloy generation layer has an average thickness of 0.001 ⁇ m or more and 5 ⁇ m or less in order to improve the consistency (bonding) at the interface between the base material and the plating layer and improve the plating adhesion. It is preferable to form a thin film.
  • the present inventors have carried out the present embodiment in order to further suppress the growth of the Fe—Al-based alloy generation layer generated at the interface between the iron wire (iron wire to be plated) and the plating layer mainly composed of Zn—Al.
  • the components of the plating bath in the form were examined in detail.
  • the present inventors effectively added Si to the molten Zn—Al plating bath to further suppress the formation of the Fe—Al-based alloy formation layer at the interface between the iron wire to be plated and the plating layer. I found out.
  • the addition of Si to the molten Zn—Al plating bath makes the Zn—Al plating more uniform and hardly causes quality defects such as non-plating.
  • an Fe-Al-based alloy generation layer (Fe-Al-Si-based alloy generation layer) containing a Fe-Al-Si based alloy at the interface between the iron wire to be plated and the plated layer Is formed.
  • the Fe—Al-based alloy generation layer mainly includes Al 5 Fe 2 and Al 3.2 Fe columnar crystals and Al—Fe—Si granular crystals. Further, in this Fe—Al-based alloy generation layer, Zn or Zn—Al alloy may exist at the grain boundary.
  • the Zn—Al alloy layer of the Zn—Al plated iron wire has an influence on workability and fatigue characteristics.
  • the Zn—Al-based alloy layer in the plating layer includes an Al-rich phase having a face-centered cubic structure (fcc) mainly composed of Al and Zn, and a Zn-rich phase having a hexagonal close-packed structure (hcp) mainly composed of Zn. including.
  • this Zn—Al-based alloy layer includes a eutectic structure, an Al-rich primary crystal (primary Al phase) or a Zn-rich primary crystal (primary Zn phase). May be included.
  • the Al-rich phase is an ⁇ Al phase (including an ⁇ 1 Al phase) in which Zn is dissolved, and is a primary Al phase unless otherwise specified.
  • the Zn-rich phase is a Zn phase in which Al is dissolved, and is a primary Zn phase unless otherwise specified.
  • the primary crystal is primary Al phase or primary Zn phase unless otherwise specified. According to the study by the present inventors, when the primary crystal (primary Al phase or primary Zn phase) of the Zn—Al-based alloy layer becomes coarse, the primary crystal (primary Al) is bent when the plated iron wire is bent. It was found that cracks occurred in the Zn-Al alloy layer along the boundary between the phase or primary Zn phase) and the eutectic structure. Therefore, the primary crystal preferably has a fine structure (crystal grain size).
  • the groove bottom (concave) plating is formed very thick, but the convex plating is formed very thin. Therefore, uniform plating cannot be formed, the unevenness of the surface of the plating layer is reduced, and it is difficult to improve the slip resistance. Therefore, it is preferable to form irregularities by performing hot plating on the wire (iron wire) and then processing the surface of the plated iron wire.
  • the present inventors have also found that the ratio of the width and depth of the recesses rather than the surface roughness, in order to substantially ensure the slip resistance of the irregularities formed on the surface of the Zn—Al plated iron wire. It was found that (recess shape ratio) and the number of recesses per unit area are important.
  • the present inventors have found that the stability of the flux treatment is enhanced by forming predetermined irregularities (complex shape surface, fractal interface) on the surface of the iron wire (base material) before plating. Since the wettability of the plating is improved by improving the stability of the flux, the plating amount (plating time) can be easily adjusted, and the structure of the plating layer can be easily controlled. For example, by shortening the plating immersion time of the base material and increasing the cooling rate after immersion, the Fe—Al alloy generation layer is formed thin, and the primary crystal (primary Al phase or primary Zn phase) is fine. Can be Furthermore, since the interface between the base material and the plating layer is complicated, the plating adhesion of the Zn—Al plated iron wire is improved. In addition, since the oxide can be effectively removed from the plating surface and during plating, a clean plating layer surface can be obtained, and surface cracks and surface roughness are less likely to occur during processing.
  • the Zn—Al plating in the present embodiment is mainly composed of a Zn—Al based alloy layer mainly composed of a Zn—Al based alloy (solid solution) and a Fe—Al based intermetallic compound or a Fe—Al—Si based intermetallic compound. And an Fe—Al-based alloy production layer. Further, the Fe—Al-based alloy generation layer is generated at the interface between the base material of the Zn—Al-plated iron wire and the plating layer. Therefore, the Zn—Al plating (plating layer) includes components of the Zn—Al based alloy layer and the Fe—Al based alloy generation layer. Below, the component of a plating layer is demonstrated in detail.
  • Al is an element that enhances corrosion resistance by forming a dense oxide film on the surface of plating rather than sacrificial corrosion protection.
  • the Zn—Al plating needs to contain 3% or more of Al.
  • the Zn—Al plating preferably contains 6% or more of Al.
  • An Al amount of 6% corresponds to the eutectic point of the Zn—Al binary alloy. Therefore, in Zn—Al plating containing 6% or more of Al, during solidification, the Al-rich phase crystallizes before the Zn-rich phase, and the plating surface is protected by a dense oxide film, and the corrosion resistance is remarkably improved. .
  • the Al content of the Zn—Al plating is more preferably 8% or more.
  • the amount of Al in the plating layer is increased, the effect of improving the corrosion resistance increases.
  • the Al content exceeds 15%, the effect of improving the corrosion resistance is saturated, and the melting point of the plating becomes higher than 450 ° C., which is disadvantageous in terms of operation.
  • the Al content in the plating layer is 15% or less, the structure (for example, primary crystal Al phase) in the plating layer can be sufficiently refined. Therefore, the upper limit of the Al content of the Zn—Al plating is limited to 15%.
  • the amount of Al in the Zn—Al plating layer can be controlled by the Al concentration in the plating bath.
  • Fe contained in the Zn-Al plating (plating layer) is introduced by diffusion from the surface of the iron wire to the plating layer, and an Fe-Al alloy containing mainly Fe and Al is formed at the interface between the iron wire and the plating layer. A layer is formed. Accordingly, Fe in the Zn—Al plating varies depending on the thickness of the Fe—Al based alloy generation layer. If Fe in the Zn—Al plating exceeds 3.0%, the fatigue characteristics are likely to be deteriorated because the Fe—Al based alloy generation layer is too thick. Therefore, in order to achieve both the adhesion between the iron wire and the plated layer and the fatigue characteristics of the plated iron wire, the amount of Fe in the Zn—Al plating is limited to 3.0% or less.
  • the thickness of the Fe—Al-based alloy generation layer In order to further improve the fatigue characteristics, it is preferable to reduce the thickness of the Fe—Al-based alloy generation layer. Therefore, it is more preferable to limit the amount of Fe in the Zn—Al plating to 2.0% or less.
  • the Zn—Al plating preferably contains 0.01% or more of Fe.
  • the Zn—Al plated iron wire may contain Si as a selective element in the Zn—Al plated layer.
  • the amount of Si may be 0.01% or more and 3.0% or less. Even if less than 0.01% of Si is contained as an inevitable impurity in the plating layer, the corrosion resistance, workability, and slip resistance of the Zn—Al plated iron wire can be improved.
  • Si is an element that suppresses the growth of the Fe—Al-based alloy generation layer generated at the interface portion (base material surface) between the iron wire and the plating layer.
  • the amount of Si contained in the Zn—Al plating is preferably 0.05% or more.
  • the plating layer contains 0.05% or more of Si
  • the Zn—Al plating adheres more uniformly, and non-plating can be prevented.
  • the amount of Si in the Zn—Al plating is 2.0% or less, the effect of suppressing the increase in the thickness of the Fe—Al-based alloy generation layer increases as the amount of Si increases.
  • the amount of Si in the Zn—Al plating increases, the plating layer itself becomes harder and the fatigue strength decreases.
  • the upper limit of the amount of Si in the Zn—Al plating it is preferable to limit the upper limit of the amount of Si in the Zn—Al plating to 2.0% or less. Furthermore, in order to ensure fatigue strength, it is more preferable to limit the upper limit of the Si content of Zn—Al plating to 1.5% or less.
  • the plating layer contains Si
  • the effects of the temperature of the plating bath and the cooling rate of the plating layer on the growth of the Fe—Al-based alloy generation layer are alleviated. Therefore, when the temperature of the plating bath is high or when the cooling rate of the plated iron wire is slow, it is extremely effective to contain Si in the plating layer in order to suppress the growth of the Fe—Al-based alloy generation layer.
  • the Fe—Al based alloy generation layer in the Zn—Al plating is Fe—Al—Si in addition to the Fe—Al based intermetallic compound. Includes system granular crystals. Therefore, in this case, the Zn—Al plating (plating layer) comprises a plating layer mainly composed of a Zn—Al alloy (solid solution), an Fe—Al intermetallic compound, and an Fe—Al—Si granular crystal. It mainly includes an Fe—Al-based alloy generation layer (Fe—Al—Si-based alloy generation layer) as a main component.
  • the balance other than Al, Fe, and Si contains Zn and inevitable impurities.
  • the inevitable impurities are elements inevitably mixed in the process of plating such as Mg, Cr, Pb, Sb, Sn, Cd, Ni, Mn, Cu, and Ti.
  • Si is not intentionally added to the plating bath, Si is present as an inevitable impurity in the plating layer.
  • the content of the inevitable impurities is preferably limited to 1% or less in total.
  • the chemical component of Zn—Al plating can be analyzed, for example, by the following method.
  • a Zn-Al plated iron wire is immersed in an acid to which a pickling corrosion inhibitor is added for several minutes at room temperature to dissolve the Zn-Al plating, and then the chemical components of this solution are analyzed by inductively coupled plasma (ICP) emission spectroscopy.
  • ICP inductively coupled plasma
  • analyze by atomic absorption method analyze by atomic absorption method.
  • JIS H0401 or ISO 1460
  • JIS H0401 or ISO 1460
  • a test solution is prepared by diluting a solution of hexamethylenetetramine in hydrochloric acid with water, the plating is dissolved in the test solution, and the solution is analyzed by ICP emission spectroscopic analysis.
  • the plating layers Zn—Al based alloy layer and Fe—Al based alloy generation layer
  • the plated iron wire may be subjected to processing such as bending, the plating layer may be mechanically peeled from the iron wire, and the chemical component of the peeled Zn—Al plating may be measured by chemical analysis.
  • the method for analyzing the chemical component of the Zn—Al plating (plating layer) is not particularly limited as long as it can be analyzed with high accuracy. From the viewpoint of analysis accuracy, chemical analysis such as the above-mentioned ICP emission spectroscopic analysis or atomic absorption method is preferably used.
  • the Zn—Al alloy layer is a layer mainly containing an Al-rich phase and a Zn-rich phase that are solid solutions.
  • the structure of the Zn—Al alloy layer is a solidified structure, and mainly includes a primary crystal that precipitates in a granular form and a structure (eutectic structure) in which the liquid phase filling the space is solidified.
  • a structure eutectic structure
  • the liquid phase filling the space is solidified.
  • the Zn-rich phase (initial Crystalline Zn phase) crystallizes out. Also in this case, a Zn-rich phase (primary Zn phase) grows with the passage of time, and solidifies in a structure form in which a eutectic structure surrounds the Zn-rich phase (primary Zn phase) in a network.
  • the primary crystal primary Al phase or primary Zn phase
  • the interface between the primary crystal (primary Al phase or primary Zn phase) and the eutectic structure becomes the starting point of cracking and peeling of the plating, and fatigue strength Decreases. Therefore, it is preferable to limit the average diameter of the primary crystals in the Zn—Al alloy layer to 10 ⁇ m or less so that the primary crystals do not adversely affect the fatigue strength. Furthermore, in order to increase the fatigue strength, it is more preferable to limit the average diameter of primary crystals to 5 ⁇ m or less.
  • This primary crystal can be obtained by lowering the temperature of the plating bath, increasing the cooling rate of the plated iron wire after plating, or appropriately adjusting the temperature of the plating bath and the cooling rate of the plated iron wire after plating. It can be miniaturized. Therefore, when the average diameter of primary crystals is 10 ⁇ m or less, it is necessary to perform hot-dip plating using a low temperature plating bath, pull up the iron wire from the plating bath, and then cool the plated iron wire at a high cooling rate. .
  • the lower limit of the average primary crystal diameter is preferably 1 ⁇ m because of operational restrictions such as the temperature of the plating bath and the cooling rate after plating.
  • the shape of the primary crystal may be circular, but usually it is often elliptical.
  • the diameter of the primary crystal is obtained by averaging the major axis and the minor axis.
  • the SEM image (structure photograph) of the plating layer may be subjected to image processing, and the primary crystal diameter may be obtained as the equivalent circle diameter.
  • the morphology of the primary crystal may be dendritic.
  • the diameter of the primary crystal is measured as the width (branch width) of the dendrite.
  • the diameter of the primary crystal can be measured using SEM. In the present embodiment, a structure photograph of 10 or more fields of view is taken at 2000 times using SEM, the diameter of the primary crystal is measured, and the average value (average diameter) is obtained.
  • Fe—Al alloy generation layer generated at the interface between the base material (iron wire) of the Zn—Al plating (plating layer) and the plating layer will be described.
  • the average thickness of the Fe—Al based alloy generation layer present at the interface between the iron wire and the plating layer is 5 ⁇ m or less, the fatigue characteristics of the Zn—Al plated iron wire are sufficient. Therefore, it is preferable to limit the upper limit of the average thickness of the Fe—Al-based alloy generation layer to 5 ⁇ m. In addition, the average thickness of the Fe—Al-based alloy generation layer is reduced, and the fatigue characteristics of the Zn—Al-plated iron wire are improved. For this reason, the average thickness of the Fe—Al-based alloy generation layer is more preferably 3 ⁇ m or less.
  • the lower limit of the average thickness of the Fe—Al based alloy generation layer is preferably 0.001 ⁇ m or more.
  • the lower limit of the average thickness of the Fe—Al-based alloy generation layer is more preferably 0.05 ⁇ m or more.
  • the average thickness of the Fe—Al-based alloy generation layer is obtained using a transmission electron microscope (TEM).
  • TEM transmission electron microscope
  • TEM observation is performed at a magnification of 5000 to 20000 times, and a structure photograph of 10 fields or more is taken according to this magnification. From these structural photographs, the average value (average thickness) of the thickness of the Fe—Al-based alloy generation layer is obtained.
  • the presence of the Fe—Al-based alloy generation layer at the interface between the plating layer and the iron wire (base material) can be confirmed from the structure observation by TEM and the elemental analysis by energy dispersive X-ray spectroscopy (EDS). .
  • EDS energy dispersive X-ray spectroscopy
  • the Fe—Al-based alloy generation layer can also be confirmed by a high-resolution field emission scanning electron microscope (FE-SEM) and EDS.
  • FE-SEM high-resolution field emission scanning electron microscope
  • the Fe—Al-based alloy generation layer present at the interface between the molten Zn—Al plating (plating layer) and the iron wire comprises an Al 3.2 Fe columnar crystal layer and an Al 5 Fe 2 columnar crystal layer.
  • the Fe—Al-based alloy production layer has a multilayer structure
  • the iron wire side layer (lower layer) mainly contains Al 5 Fe 2 having a high Fe content and a high degree of alloying.
  • the side layer (upper layer) mainly contains Al 3.2 Fe having a low degree of alloying.
  • the columnar crystal of Al 5 Fe 2 and the columnar crystal of Al 3.2 Fe can be identified by specifying the crystal structure from the structure observation and electron diffraction using TEM.
  • the Fe—Al-based alloy generation layer also contains Zn. This Zn exists, for example, as a Zn or Zn—Al alloy at the grain boundary in the Al—Fe based alloy generation layer.
  • the Fe—Al based alloy generation layer in the Zn—Al plating contains Fe—Al—Si based granular crystals. Therefore, in this case, the Fe—Al alloy layer (Fe—Al—Si alloy layer) of the Zn—Al plated iron wire is composed of an Al 3.2 Fe columnar crystal layer and an Al 5 Fe 2 columnar crystal layer. A columnar crystal layer mainly including a layer and an Al—Fe—Si based granular crystal layer (granular crystal layer) are mainly included.
  • the Al—Fe—Si-based granular crystal layer suppresses the growth of the columnar crystal layer, relaxes the stress difference between the columnar crystal layer and the Zn—Al alloy layer, and exhibits good adhesion.
  • the columnar crystals of Al 5 Fe 2 , the columnar crystals of Al 3.2 Fe, and the Al—Fe—Si based granular crystals are identified by specifying the crystal structure from the structure observation and electron diffraction using TEM. Can do.
  • the Fe—Al-based alloy generation layer (Fe—Al—Si-based alloy layer) also contains Zn. This Zn exists, for example, as a Zn or Zn—Al alloy at the grain boundary in the Al—Fe based alloy generation layer.
  • the columnar crystal layer mainly including the above-described Al 3.2 Fe columnar crystal layer and the Al 5 Fe 2 columnar crystal layer and the Zn—Al alloy layer In the meantime, a layer mainly containing Al—Fe—Si-based granular crystals (granular crystal layer) is formed.
  • the granular crystal layer suppresses the diffusion of Fe from the iron wire to the Zn—Al plating and suppresses the growth of the columnar crystal layer.
  • the influence of the temperature of the plating bath and the cooling rate of the plated iron wire on the generation of the granular crystal layer containing Si is small. The cause of this is not clear, but even when the temperature of the plating bath and the cooling rate of the plated iron wire fluctuate, the growth of the Fe—Al-based alloy layer can be suppressed by the generation of granular crystals due to the inclusion of Si.
  • the granular crystal layer relaxes the stress difference between the columnar crystal layer and the Zn—Al alloy layer, it is presumed that better plating adhesion is exhibited.
  • the columnar crystals of Al 5 Fe 2 , the columnar crystals of Al 3.2 Fe, and the Al—Fe—Si based granular crystals are identified by specifying the crystal structure from the structure observation and electron diffraction using TEM. Can do.
  • the Fe—Al based alloy layer there may be a phase mainly containing fine granular Zn or Zn—Al alloy.
  • the phase mainly containing Zn or Zn—Al alloy includes the grain boundaries of each columnar crystal of Al 3.2 Fe, the grain boundaries of each columnar crystal of Al 5 Fe 2 , the interface between the upper and lower layers of the columnar crystal layer, It exists at the interface between the columnar crystal layer and the granular crystal layer.
  • unevenness is formed on the surface of the iron wire to be plated.
  • the unevenness at the interface between the base material (iron wire) of the molten Zn—Al-plated iron wire and the plating layer is measured by the box counting method, and the unevenness shape is evaluated using the fractal dimension.
  • the fractal dimension is an index representing the complexity of the shape, and is 1 when there is no unevenness. Further, when the unevenness is similar, the fractal dimension is the same regardless of the size of the unevenness.
  • FIG. 3 shows the relationship between the fractal dimension and the score of the surface properties of the plated wire.
  • the score of the surface property of the plated wire is determined in 6 levels from 0 to 5 according to the number of confirmed surface property defects (roughness of the skin, non-plating) per 1 m length. That is, the number of surface texture defects (rough skin, non-plating) confirmed per 1 m in length is “0 (score 5)”, “1 to 2 (score 4)”, “over 2” Classified into 6 levels: 5 or less (grading 3), 5 or more 10 or less (grading 2), 10 or more 20 or less (rating 1), or 20 or more (grading 0).
  • the score of the surface properties of the plated wire is determined.
  • FIG. 3 shows the number of confirmed surface property defects (roughness of the skin, non-plating) per 1 m length. That is, the number of surface texture defects (rough skin, non-plating) confirmed per 1 m in length. That is, the number of surface texture defects (rough skin
  • this score is determined once or more, and the determined scores are averaged. Moreover, when the score was less than 2, the plating wire was evaluated as “defective”.
  • the fractal dimension obtained by the box counting method is less than 1.05, the surface of the iron wire to be plated is smooth, and therefore, the processability of the flux becomes non-uniform and non-plating may occur locally.
  • the fractal dimension of the surface of the iron wire to be plated is 1.05 or more.
  • the fractal dimension when a fractal dimension becomes large, flux processability will be improved and a plating layer and a to-be-plated iron wire will be easy to adjust. Therefore, it is possible to easily control the plating adhesion amount and the structure control of the plating layer. In addition, even when the plated iron wire is strongly processed, peeling between the plating layer and the iron wire to be plated can be prevented.
  • the fractal dimension exceeds 1.30, the stability of plating adhesion (flux processability) is saturated. Therefore, in consideration of the cost for forming the unevenness, the fractal dimension is preferably 1.30 or less.
  • fractal dimension by the box counting method as follows. First, a to-be-plated iron wire or a plated iron wire is cut in either a cross section (radial direction) or a vertical cross section (axial direction), and the cross section is polished. The polished surface is observed with an optical microscope or SEM, and a photograph of the unevenness of the surface of the iron wire to be plated or the unevenness of the interface between the base material of the plated iron wire and the plating layer is taken. If the unevenness of the surface of the iron wire to be plated or the unevenness of the interface between the base material of the plated iron wire and the plating layer is not clear, trace the unevenness (fractal interface) in the photographed photo to draw the unevenness shape. Represented by
  • a square mesh of one side length (mesh size) r is superimposed on the uneven photograph or trace, and the number N (r) of squares (mesh squares) where the uneven line and one side of the mesh intersect is obtained.
  • the number N (r) of squares where the uneven line and one side of the mesh intersect is counted.
  • the relationship between the counted number N (r) of the squares and the length r of one side of the mesh is plotted on a log-log graph.
  • coating weight of Zn-Al plated iron wire is preferably 100 g / m 2 or more. If the coating amount of the plated iron wire is increased, the corrosion resistance is improved and the life is extended. However, in practice, a corrosion product is formed on the plating surface, so that the corrosion rate is reduced, and the effect of improving the corrosion resistance (for example, the effect of sacrificial corrosion prevention by Zn) is saturated. Therefore, in order to suppress the manufacturing cost while improving the corrosion resistance, the plating adhesion amount of the plated iron wire is preferably 400 g / m 2 or less. It should be noted that the coating amount of the Zn—Al plated iron wire can be controlled by wiping.
  • This amount of plating adheres to the indirect method of JIS H 0401 (or ISO 1460) by dissolving the Zn—Al plating (plating layer) of the Zn—Al plated iron wire, and the mass before the plating layer is dissolved and the plating layer. It is obtained indirectly from the difference from the mass after dissolution.
  • the shape of the unevenness seen from the radial direction of the plated iron wire is not particularly limited. If the shape of the recess is round, oval or rectangular, it is easy to form the recess stably and continuously on the surface of the plating wire. Therefore, it is preferable that the shape of the recess is a circle, an ellipse, or a rectangle.
  • the lower limit of the recess shape ratio is 0.1 or more, the lower limit of the depth of the recess is 0.2 mm or more, and the number of recesses is 1 / cm 2 or more and 100. / Cm 2 or less is preferable.
  • the upper limit of the recess shape ratio is preferably 3 or less in order to prevent peeling of the plating.
  • the upper limit of the depth of a recessed part is 0.5 mm or less from a viewpoint of workability.
  • the depth of the recess can be measured with a dial gauge or a depth gauge.
  • the plated iron wire is cut in a cross section perpendicular to the wire axis of the plated iron wire, and the depth of the recess is obtained using an optical microscope or SEM after polishing the cross section. .
  • the depth of the recess can be measured from a photograph taken or an image on a monitor.
  • the number of recessed parts is calculated
  • the opening width and depth of the recesses are measured using a dial gauge or a depth gauge. It is possible to determine the shape ratio of the recess from the ratio between the opening width and the depth. However, if the number of recesses per unit area exceeds 5 / cm 2 , it is difficult to measure with a dial gauge or a depth gauge. The shape ratio of the recess is measured by observation.
  • the chemical composition of the iron wire that is the base material of the Zn—Al plated iron wire in the present embodiment will be described.
  • the chemical composition and structure of the base material are not particularly limited.
  • the base material (iron wire) preferably has the following chemical composition.
  • C is an element that increases the strength of the steel material.
  • the C content is preferably 0.70% or less. In the steel structure having a C content of 0.01 to 0.70%, ferrite and pearlite are mainly contained when it is slowly cooled.
  • the ferrite ratio increases as the C content decreases, and the pearlite ratio increases as the C content increases.
  • the amount of C exceeds 0.70%, pearlite and cementite are mainly contained in the metal structure when it is slowly cooled.
  • Si is an element that is added for deoxidation and increases the strength of the steel material by solid solution strengthening. In order to obtain sufficient wire mesh characteristics (strength and surface properties), it is preferable to add 0.1% or more of Si to the base material. On the other hand, when Si is added excessively, the scale generated on the surface of the iron wire to be plated is difficult to remove, and thus the plating property may be deteriorated due to the occurrence of non-plating. Therefore, the amount of Si is preferably 1.0% or less so that the scale can be sufficiently removed.
  • Mn is an element that is added for deoxidation and desulfurization, and increases the strength of the Zn—Al plated iron wire by improving the hardenability.
  • Mn is added excessively, a hard phase such as martensite and bainite, which are supercooled structures, is generated in the base material in the cooling process after annealing. As a result, the base material is disconnected in the plating process or the workability at the time of wire mesh processing is reduced. Therefore, in order to ensure sufficient toughness and workability, the amount of Mn is preferably 1.5% or less.
  • At least one of Al, Ti, and B may be added in order to refine the structure of the base material of the hot-dip iron wire and improve the toughness.
  • Al is an element which is added to the base material as a deoxidizer and contributes to the refinement of the structure by precipitation of nitrides.
  • the Al content is preferably 0.10% or less.
  • the addition of Al is also effective in suppressing the increase in tensile strength of Zn—Al plated iron wires due to strain aging.
  • Ti is an element that is added to the base material as a deoxidizer in the same manner as Al and forms carbonitrides and contributes to the refinement of the structure.
  • the Ti content is preferably 0.10% or less. Further, the formation of carbonitrides reduces solute carbon and solute nitrogen in the steel material, which is effective in suppressing strain aging.
  • B is an element that forms nitride (BN) or a composite precipitate (Fe 23 (C, B) 6 ) with Fe and C.
  • BN nitride
  • Fe 23 (C, B) 6 a composite precipitate
  • the B content is preferably 0.0070% or less.
  • formation of B precipitates reduces solute nitrogen and solute carbon in the steel material, which is effective in suppressing strain aging.
  • the base material (iron wire) has the chemical composition containing the above elements and the balance containing iron and inevitable impurities.
  • the Zn-Al-plated iron wire in the above-mentioned embodiment using the iron wire to be plated (low C iron wire) with a low C content is used for the purpose of preventing rockfalls at river and bay harbor revetments and artificial slopes (slopes). It can be suitably used as a material for the wire mesh.
  • the base material preferably has a structure containing ferrite, and more preferably has a structure containing ferrite and cementite.
  • an iron wire means the wire which mainly contains iron.
  • the wire diameter of the iron wire may be 1 mm or more, or 10 mm or less.
  • a to-be-plated iron wire is manufactured by another process which is not illustrated. That is, the iron wire to be plated is manufactured by processing a wire manufactured by a normal hot rolling process to a target wire diameter by cold working such as drawing.
  • the iron wire to be plated may be softened by annealing in a continuous annealing furnace process as necessary. Annealing of the iron wire to be plated is applied as necessary to satisfy required characteristics such as strength and elongation.
  • methods for annealing methods such as a gas furnace, a radiation furnace, a fluidized bed furnace, high-frequency heating, direct current heating, etc. can be adopted.
  • pickling is performed to remove the lubricant formed on the surface of the iron wire and the scale formed by annealing.
  • an apparatus that cleans the surface of an iron wire in a short time by passing an iron wire through a hydrochloric acid solution is mainly used. If the apparatus which can clean the surface of an iron wire in a short time by wet pickling is used, it will not be limited to a specific pickling method. For example, a method of flowing an acid solution, a method of applying ultrasonic waves, and a method of introducing microbubbles can be applied to increase the pickling efficiency.
  • surface irregularities are formed on the surface of the iron wire to be plated by surface conditioning such as shot blasting.
  • surface adjustment treatment is performed so that the fractal dimension of the unevenness is 1.05 or more and 1.30 or less.
  • various blasting methods for projecting particles such as sand, steel, glass, etc., or a method of applying high pressure by suspending hard particles in a liquid, iron by anodic electrolysis
  • a method of performing selective local melting using melting and a method of controlling the annealing temperature and annealing time during annealing can be employed.
  • the flux is applied to the surface of the iron wire, and the surface of the iron wire is dried.
  • the flux treatment for example, zinc chloride, ammonium chloride, alkali metal chloride, fluoride, or tin chloride is used.
  • the flux contains zinc chloride as a main component, and preferably contains potassium chloride and tin fluoride. This flux may further contain one or more of ammonium chloride, alkali metal chloride, and tin chloride.
  • the composition of the flux is not particularly limited.
  • the flux may be prepared and used so that the total of Cl ⁇ ion and F ⁇ ion in the solute is 45 to 60% and the pH is in the range of 0.5 to 2.0.
  • the immersion time of the iron wire in the flux is preferably 0.5 s or more.
  • the iron wire after the flux is applied and dried is immersed in a molten Zn-Al bath, and the plated iron wire is pulled up in the vertical direction from this bath.
  • the amount of Al in the molten Zn—Al bath is in the range of 3.0 to 15%, and is adjusted according to the amount of Al in the Zn—Al plating layer.
  • the Si content in the molten Zn—Al bath is preferably in the range of 0.05 to 2%. In this case, the amount of Si in the molten Zn—Al bath is adjusted according to the amount of Si in the Zn—Al plating layer.
  • the temperature of the molten Zn—Al plating bath can be set within a range where the plated metal does not solidify, and is generally adjusted to around 450 ° C. Further, the plating adhesion amount of the plated iron wire is adjusted by a wiping device arranged just above (directly above) the iron wire pulled up from the plating bath. Further, the iron wire is rapidly cooled to a temperature equal to or lower than the solidification temperature of the molten metal (plating metal) within 3 s immediately after the iron wire comes out of the plating bath. By the above method, the hot-dip galvanized iron wire according to the embodiment can be manufactured.
  • the composition of the molten Zn—Al plating bath can be determined by taking a sample from the plating bath, dissolving the sample in a hydrochloric acid stock solution (35% hydrochloric acid), and conducting chemical analysis.
  • a non-contact wiping method for example, wiping with nitrogen gas can be applied.
  • a wiping method using electromagnetic force electromagnettic wiping
  • the electromagnetic force can be controlled by the output of a high-frequency power supply, so the amount of plating basis weight can be easily controlled, and multiple wires can be wiped simultaneously, enabling efficient wiping. it can.
  • the plated iron wire is cooled by a cooling device installed after the wiping device, and the plated metal is solidified to obtain a plated layer having a fine eutectic solidified structure.
  • the cooling method of the cooling device may be a method in which running water is simply applied to the plated iron wire.
  • a two-fluid nozzle is applied to the cooling method of the cooling device, the controllability of the cooling rate is improved.
  • a plurality of stages of cooling portions are arranged in the height direction with respect to the cooling device, it is possible to perform more advanced structure control on the plating layer.
  • the surface of the Zn—Al-plated iron wire may be formed with unevenness (irregular shape, recess) using a surface unevenness forming device (surface unevenness forming portion).
  • the surface unevenness forming apparatus (surface unevenness forming part) is not particularly limited. For example, a method of forming depressions and projections by passing a plated iron wire between two or more rolls having continuous protrusions on the roll surface, embossing to form finer irregularities, processing with a dull roll, laser surface A processing method such as processing is applicable.
  • the surface unevenness processing apparatus can be continuously installed in-line.
  • in order to form unevenness on the surface of the plated iron wire after the Zn—Al plated iron wire having a smooth surface is wound up once, it can be deformed using a surface unevenness processing apparatus in a separate process.
  • the strength of the Zn—Al-plated iron wire is not particularly limited, but in the case of a wire mesh application, the strength of the plated iron wire is preferably low from the viewpoint of net-working properties. In this case, a strength of about 1000 MPa may be required depending on the application purpose of the wire mesh. Therefore, the heat treatment method and the steel material component (for example, the chemical component in the above-described embodiment of the plated iron wire) are appropriately selected according to the required characteristics of the wire mesh, and a Zn—Al plated iron wire having a strength of about 300 MPa to 1000 MPa is obtained. It can be applied as a wire rod for wire mesh use. Even when the plated wire is used for purposes other than the wire mesh, the strength of the Zn—Al plated iron wire can be appropriately determined according to the use of the wire.
  • this metal structure was mainly a mixed structure of ferrite (primary crystal ferrite) and pearlite, a ferrite structure, or a pearlite structure.
  • the ratio of ferrite and pearlite in the mixed structure of ferrite and pearlite was different depending on the steel type.
  • Steel types A to G (iron wires to be plated) in Table 1 are steel types that are preferably used as a wire mesh.
  • the obtained iron wire to be plated was subjected to pickling, sandblasting (surface conditioning treatment), flux treatment, and drying in this order, followed by hot dip Zn—Al plating.
  • each process was continuously performed on the same line, without interposing another process.
  • the iron wire to be plated was immersed in a pickling bath heated to 60 ° C. and having a hydrochloric acid concentration of 18%.
  • sand particles were sprayed over the entire circumference of the surface of the iron wire to be pickled, and the unevenness (fractal dimension) on the surface of the iron wire was adjusted by controlling the particle size and the projection speed of the sand to be projected.
  • a flux liquid in which 5 g / l of potassium fluoride was mixed in a 200 g / l zinc chloride solution was heated to 40 ° C., and the iron wire to be plated that had been sandblasted was passed through this flux liquid. Air at 80 ° C. was blown onto the iron wire to be plated with the flux applied to the surface, and the iron wire to be plated was dried.
  • the dried iron wire to be plated was immersed in a molten Zn—Al plating bath in which the Al content was adjusted to form Zn—Al plating on the surface of the iron wire to be plated.
  • the temperature of the molten Zn—Al plating bath was adjusted to 455 ° C.
  • the plating adhesion amount was controlled by an electromagnetic wiping apparatus installed at a position 100 mm away from the surface of the plating bath in the vertical direction. Furthermore, the plating layer was completely solidified using a water cooling device to produce a Zn—Al plated iron wire.
  • the wire speed (wire speed) and the water cooling position of the iron wire to be plated By adjusting the wire speed (wire speed) and the water cooling position of the iron wire to be plated, the time until the iron wire pulled up from the surface of the plating bath starts water cooling (water cooling start time) is adjusted, and the primary crystal The particle size of (primary Al phase or primary Zn phase) was controlled.
  • the Al concentration and Fe concentration of the Zn-Al plated layer, the primary crystal diameter of the Zn-Al alloy layer, the thickness of the alloy generation layer, the amount of coating, The fractal dimension of the interface between the iron wire and the plating layer was evaluated.
  • the thickness of the alloy generation layer is the thickness of the Fe—Zn alloy generation layer in the pure zinc-plated iron wire, and the thickness of the Fe—Al alloy generation layer in the Zn—Al plating iron wire.
  • Table 2 The results are shown in Table 2 together with the water cooling start time. Further, the manufactured Zn—Al plated iron wire was evaluated for corrosion weight loss (corrosion resistance), surface properties, workability, and wire mesh properties. The results are shown in Table 3.
  • the Al amount in the plating layer is 3.0% or more and 15.0% or less
  • the Fe amount in the plating layer is 3.0% or less
  • the fractal dimension is 1.05 or more. And 1.30% or less.
  • the diameter of the primary crystal is 10 ⁇ m or less
  • the thickness of the alloy generation layer is 5 ⁇ m or less
  • the plating adhesion amount is 100 g / m 2 or more and was 400 g / m 2 or less.
  • the amount of Fe in the plating layer was more than 3.0%.
  • Comparative Examples 12, 13, and 16 a thick alloy generation layer exceeding 5 ⁇ m was formed.
  • the amount of Al in the plating layer exceeded 15.0%.
  • Comparative Example 12 since a hot dip galvanizing bath not containing Al was used, an Fe—Al-based alloy generation layer was not formed at the interface between the plating layer and the iron wire, and the alloying reaction between Fe and Zn progressed and was thick. An Fe—Zn alloy production layer was formed.
  • Comparative Example 13 since the alloy plating was performed using the two-bath method, a thick Fe—Al-based alloy generation layer remained.
  • Comparative Example 16 the wire generation speed of the iron wire was slow, and the time until the plated iron wire was pulled up from the plating bath and then cooled with water was long, so that the alloy generation layer grew greatly. Further, in Comparative Example 12, since the plating bath does not contain Al, no primary crystal (primary crystal Al phase) is formed. In Comparative Example 14, the primary crystal (primary Al phase or primary Zn phase) could not be clearly confirmed because the amount of Al in the plating bath was small. In Comparative Example 15, since the amount of Al in the plating bath was large, each primary crystal Al phase could not be clearly distinguished. Therefore, in Comparative Examples 14 and 15, the diameter of the primary crystal Al phase could not be measured.
  • Comparative Example 16 since the time until the start of water cooling was long, the primary crystal Al phase was coarsened. In Comparative Example 17, the fractal dimension is less than 1.05, and the surface of the ground iron (plated iron wire) is smooth. Therefore, even if the flux processing time is increased by slowing the wire passage speed, The amount of plating adhered decreased and non-plating occurred. In addition, in Comparative Example 17, the wire passage speed of the iron wire was slow and the water cooling start time was longer than 3 seconds, so the structure formed in the plating layer was a substantially alloy-generated layer. Therefore, the diameter of the primary crystal Al phase could not be measured. In Comparative Example 18, the fractal dimension was less than 1.05, and the flux processability decreased. In Comparative Example 18, since the Al concentration in the plating bath was low, Fe diffused in the plating layer, and the alloy generation layer grew, the Al concentration in the plating layer was less than 3.0%, and the Fe concentration was 3 More than 0.0%.
  • the Al concentration and Fe concentration of the Zn—Al plating layer described above, the diameter of the primary crystal (primary Al phase or primary Zn phase) of the Zn—Al based alloy layer, the thickness of the alloy generation layer, the plating adhesion amount, The fractal dimension of the interface between the ground iron (plated iron wire) and the plating layer was evaluated as follows.
  • the Al concentration and Fe concentration of the Zn—Al plating layer were measured by dissolving the plating layer using the above test solution and performing ICP emission spectroscopic analysis.
  • the plating adhesion amount of the Zn—Al plated iron wire was calculated by an indirect method according to JIS H 0401.
  • the structure of the plating layer was observed by SEM, and the obtained SEM image was subjected to image processing, and the primary crystal diameter was determined as an average particle diameter (equivalent circle diameter) converted to a circle.
  • the thickness of the alloy generation layer was measured by observing the cross section of the plating layer with TEM and using EDS together.
  • the unevenness (fractal interface) at the interface between the iron wire and the Zn—Al plating layer was evaluated using a box counting method to determine the fractal dimension.
  • corrosion weight loss corrosion resistance
  • surface properties workability, and wire mesh properties were evaluated as follows. Corrosion resistance of the produced Zn-Al plated iron wire, after the test of 1000 hours by a neutral salt spray test based on JIS Z 2371, to determine the corrosion weight loss (g / m 2) from a change in weight before and after the test Rated by. When red rust was generated after this test, the corrosion resistance (corrosion loss) was evaluated as “red rust generated”. In addition, in order to satisfy the corrosion resistance requirement of the plated iron wire, the corrosion weight loss needs to be 300 g / m 2 or less.
  • the dry Zn-Al plated iron wire was die-drawn (processed) to a surface reduction rate of 80% using a dry lubricant, and the peeling rate of the molten Zn-Al plated iron wire was determined.
  • the peel rate was 20% or less
  • the workability was evaluated as “good”, and when the peel rate was less than 20%, the workability was evaluated as “bad”.
  • the surface properties of the plated iron wire when the number of random rough surface portions was 5 or less per 1 m in length and no plating was confirmed, the surface properties were evaluated as “good”. When more than 5 rough skin parts per 1 m length are confirmed and non-plating is not confirmed, the surface texture is evaluated as “good”, and when more than 10 rough skin parts are confirmed, Alternatively, when non-plating was confirmed, the surface property was evaluated as “bad”.
  • Examples 1 to 11 and Comparative Examples 12 to 16 using steel types A to G in Table 1 a rhombus wire mesh having a mesh size of 65 mm was manufactured from a plated iron wire, and the strength of the wire mesh was determined. The uniformity of the mesh shape and the net-making ability were comprehensively evaluated. According to this evaluation, when the manufactured wire mesh is excellent, the wire mesh property is evaluated as “good”, and when the manufactured wire mesh is usable well, the wire mesh property is evaluated as “good”. . When it was difficult to use as a wire mesh, or when it was difficult to manufacture a wire mesh, the wire mesh characteristics were evaluated as “impossible”. These results are shown in Table 3. Comparative Example 12 is a pure galvanized iron wire, and Comparative Example 13 is a Zn—Al plated iron wire produced by a two-bath method.
  • the Zn—Al plated iron wires of Examples 1 to 11 had good surface properties and excellent corrosion resistance.
  • the corrosion weight loss in the salt spray test was about 1/3 of the pure galvanized iron wire of Comparative Example 12.
  • the alloy generation layers (Fe—Al based alloy generation layers) of the Zn—Al plated iron wires of Examples 1 to 11 were prepared by the pure zinc plated iron wire of Comparative Example 12 and the two bath method of Comparative Example 13. It was thinner than Al-plated iron wire. Therefore, in the Zn—Al plated iron wires of Examples 1 to 11, the amount of peeling of the plating layer by wire drawing was small, the workability was good, and the comprehensive evaluation as a wire mesh was excellent.
  • Comparative Example 14 since the amount of Al in the Zn—Al plating layer was small, the corrosion weight loss increased.
  • Comparative Example 15 since the amount of Al in the Zn—Al plating layer was large, the melting point of the plating layer increased and non-plating occurred in a part of the plating layer. For this reason, in Comparative Example 15, red rust occurs in the portion where the amount of plating adhesion has decreased in the salt spray test (non-plated portion), the workability also deteriorates due to the deterioration of the surface properties, and the plating is peeled off during wire drawing. Occurred.
  • the Al amount in the plating layer is 3.0% or more and 15.0% or less, and the Fe amount in the plating layer is 3.
  • the fractal dimension was 1.05 or more and 1.30 or less. Therefore, the Zn—Al plated iron wires of Examples 19 to 22 had good surface properties and excellent corrosion resistance.
  • the fractal dimension was 1.05 or more, but the alloy generation layer grew greatly because the wire passing speed was slow. Therefore, the Fe concentration in the plating layer was more than 3.0%.
  • the water cooling start time was longer than 3 seconds, the primary crystal Al phase grew greatly.
  • Comparative Example 24 the wire to be plated was a hard material, and the surface adjustment treatment became insufficient, so the fractal dimension was less than 1.05.
  • the Al concentration of the plating bath was high, the melting point of the molten metal was high, and the primary Al phase grew greatly.
  • the wire passing speed was slow and the primary Al phase grew greatly.
  • a thick scale was generated in the annealing process, and the scale was not completely removed even after pickling, so that the flux treatment was not performed normally. Therefore, the plating adhesion amount was reduced and non-plating occurred.
  • Comparative Example 26 since the Al concentration in the plating bath was low, the viscosity of the molten metal was increased, and the plating adhesion amount was increased. However, in Comparative Example 26, the alloying reaction between Fe and the plating metal progressed, and the alloy generation layer grew greatly.
  • a concave portion (an irregular shape portion) was formed on the surface of the plating layer, and the slip resistance of the obtained plated iron wire was evaluated.
  • a cold roll working device having a convex portion on the roll surface was placed in front of the scraping device and cold worked, and a molten Zn—Al plated iron wire was obtained.
  • a recess was formed on the surface of the film. The shape and size of the recesses on the surface of the molten Zn—Al plated iron wire were controlled by the protrusions on the roll surface.
  • the recess depth As the dimensions of the recesses, the recess depth, the ratio of the recess depth to the recess width (depth / width, recess shape ratio), and the number of recesses per unit area were changed.
  • the shape of the recessed part was a rectangle.
  • the dimensions of the recesses on the surface of the Zn—Al plated iron wire a cross section perpendicular to the longitudinal direction of the Zn—Al plated iron wire was cut and polished, and this cross section was observed using an SEM, and the length measurement function provided in the SEM was used. The depth and width of the recess were measured.
  • the number of recesses on the surface of the Zn—Al plated iron wire after applying the paint to the surface of the hot-dip plated iron wire cut to a length of 100 mm, it was transferred to paper and the portion where the paint was not transferred was judged as a recess. The number of recesses per 1 cm 2 was determined by image analysis.
  • the slip resistance due to the formation of recesses on the Zn—Al plating surface was evaluated as follows.
  • a diamond-shaped metal mesh having a mesh size of 65 mm, a length of 500 mm and a width of 500 mm was made from a Zn—Al-plated iron wire, the metal mesh was fixed on a horizontal base, and the surface of the metal mesh was moistened by spraying. Thereafter, a rubber piece having a weight of 4 kg was placed on a fixed wire mesh, the rubber piece in a stationary state was pulled in the horizontal direction, and the load when the rubber piece started to move (the maximum value of the tensile load) was measured.
  • the coefficient of static friction was determined by dividing the maximum value of the tensile load by the weight of the rubber piece.
  • the measurement was repeated 6 times for one wire mesh, and when the average value of the measured coefficient of static friction was 0.7 or more, the slip resistance was evaluated as “good”. When the measured average value of the coefficient of static friction was less than 0.7, the slip resistance was evaluated as “good”. Further, the corrosion resistance (corrosion loss) of the Zn—Al plated iron wire was evaluated by the salt spray test in the same manner as in Example 1. The results are shown in Table 4.
  • All of the Zn—Al plated iron wires of Examples 27 to 32 had better slip resistance than the Zn—Al plated iron wires of Examples 33 to 35. Therefore, it was possible to manufacture a wire mesh that was less slippery with the Zn—Al plated iron wires of Examples 27 to 32.
  • the Zn—Al plated iron wires of Examples 27 to 35 had excellent corrosion resistance and workability. That is, in the Zn—Al plated iron wires of Examples 27 to 32, the depth of the recesses provided on the surface of the Zn—Al plated iron wire was sufficient as compared with the Zn—Al plated iron wire of Example 33.
  • the Zn—Al plated iron wires of Examples 27 to 32 had a sufficient number of concave portions on the surface as compared with the Zn—Al plated iron wire of Example 34. Further, the Zn—Al plated iron wires of Examples 27 to 32 have a sufficient ratio between the depth of the recesses provided on the surface of the Zn—Al plated iron wire and the width of the recesses as compared with the Zn—Al plated iron wires of Example 29. Met. Further, in the Zn—Al plated iron wires of Examples 27 to 32, the ratio of the recess depth to the recess width was appropriately set as compared with the Zn—Al plated iron wire of Example 36. There was no increase in corrosion weight loss without a significant increase in surface area.
  • Zn—Al containing Si in the plating layer is used in the same manner as in Examples 1 to 11 shown in Table 3.
  • a plated iron wire was produced, and the Zn—Al plated iron wire was evaluated. Note that the amounts of Al and Si in the molten Zn—Al plating bath are appropriately adjusted.
  • the thickness of the layer, the amount of plating, and the fractal dimension of the interface between the ground iron (iron wire to be plated) and the plating layer were evaluated. The measurement results are shown in Table 5 together with the water cooling start time.
  • the thickness of the alloy generation layer is the thickness of the Fe—Zn alloy generation layer in the pure zinc-plated iron wire, and the thickness of the Fe—Al alloy generation layer in the Zn—Al plating iron wire.
  • the Al amount in the plating layer is 3.0% or more and 15.0% or less, and the Si amount in the plating layer is 0.05% or more and 2.0% or less.
  • the amount of Fe in the layer was 3.0% or less, and the fractal dimension was 1.05 or more and 1.30% or less.
  • the diameter of the primary crystal is 10 ⁇ m or less
  • the thickness of the alloy generation layer is 5 ⁇ m or less
  • the plating adhesion amount is 100 g / m 2 or more and 400 g / m 2 or less.
  • the amount of Fe in the plating layer was more than 3.0%.
  • Comparative Examples 50 to 52 and 55 a thick alloy generation layer exceeding 5 ⁇ m was formed.
  • Comparative Example 50 since a hot dip galvanizing bath not containing Al and Si was used, an Fe—Al based alloy generation layer was not formed at the interface between the plating layer and the iron wire, and the alloying reaction of Fe and Zn proceeded. A thick Fe—Zn alloy production layer was formed.
  • Comparative Example 51 since the alloy plating was performed using the two-bath method, a thick Fe—Al-based alloy generation layer remained.
  • Comparative Example 52 since the fractal dimension was small and the amount of Si in the alloy plating was small, it was difficult to control the alloying reaction, and the alloy generation layer was greatly grown.
  • Comparative Example 55 the wire formation speed of the iron wire was slow, and it took a long time until the plated iron wire was pulled out of the plating bath and then cooled with water, so that the alloy generation layer grew greatly.
  • Comparative Example 50 since the plating bath does not contain Al, an Al-rich phase is not formed.
  • Comparative Example 53 since the amount of Al in the plating bath was small, primary crystals could not be clearly confirmed.
  • Comparative Example 54 since the amount of Al in the plating bath was large, each primary crystal Al phase could not be clearly distinguished. Therefore, in Comparative Examples 53 and 54, the diameter of the primary crystal could not be measured.
  • Comparative Example 55 since the time until the start of water cooling was long, the primary crystal Al phase was coarsened.
  • Example 48 the amount of Si in the plating layer was more than 2.0%, and in Example 49, the amount of Si in the plating layer was less than 0.05%.
  • the Al concentration, Si concentration and Fe concentration of the Zn—Al plating layer described above, the primary crystal diameter of the Zn—Al alloy layer, the thickness of the alloy generation layer, the amount of plating adhesion, the ground iron (the iron wire to be plated) and The fractal dimension of the interface with the plating layer was evaluated as follows.
  • the Al concentration, Si concentration, and Fe concentration of the Zn—Al plating layer were measured by dissolving the plating layer using the above test solution and performing ICP emission spectroscopic analysis.
  • the field emission scanning electron microscope (FESEM) and EDS were used to observe 5 fields or more at 1000 to 30000 times.
  • the structure of the plating layer was evaluated by image processing, and the thickness of the alloy generation layer was evaluated by an average value obtained by measuring 10 points using a length measurement function of a microscope (FESEM) of the plating layer structure.
  • the plating adhesion amount was calculated by the indirect method.
  • the plating structure was observed by SEM, and the obtained SEM image was subjected to image processing, and the primary crystal diameter was determined as an average particle diameter (equivalent circle diameter) converted to a circle.
  • the thickness of the alloy generation layer was measured by observing the cross section of the plating layer with TEM and using EDS together.
  • the unevenness (fractal interface) at the interface between the iron wire and the Zn—Al plating layer was evaluated using a box counting method to determine the fractal dimension.
  • corrosion weight loss corrosion resistance
  • surface properties surface properties
  • workability wire mesh properties
  • Corrosion resistance of the produced Zn-Al plated iron wire after the test of 1000 hours by a neutral salt spray test based on JIS Z 2371, to determine the corrosion weight loss (g / m 2) from a change in weight before and after the test Rated by.
  • red rust was generated after this test
  • the corrosion resistance was evaluated as “red rust generated”.
  • the dry Zn-Al plated iron wire was die-drawn (processed) to a surface reduction rate of 80% using a dry lubricant, and the peeling rate of the molten Zn-Al plated iron wire was determined. When the peel rate was 20% or less, the workability was evaluated as “good”, and when the peel rate was less than 20%, the workability was evaluated as “bad”.
  • the surface texture of the Zn—Al plated iron wire when the number of random rough surface portions was 5 or less per 1 m in length and no plating was confirmed, the surface texture was evaluated as “good”. When more than 5 rough skin parts per 1 m length are confirmed and non-plating is not confirmed, the surface texture is evaluated as “good”, and when more than 10 rough skin parts are confirmed, Alternatively, when non-plating was confirmed, the surface property was evaluated as “bad”. In addition, a rhombus wire mesh having a mesh size of 65 mm was manufactured from the plated iron wire, and the strength of the wire mesh, the uniformity of the mesh shape, and the mesh production were comprehensively evaluated.
  • Comparative Example 50 is a pure galvanized iron wire
  • Comparative Example 51 is a Zn—Al plated iron wire produced by a two-bath method.
  • the Zn—Al plated iron wires of Examples 37 to 49 had good surface properties and excellent corrosion resistance. In particular, regarding corrosion resistance, the corrosion weight loss in the salt spray test was about 1/3 of the pure galvanized iron wire of Comparative Example 50. Further, the alloy generation layers (Fe—Al based alloy generation layers) of the Zn—Al plated iron wires of Examples 37 to 49 were prepared by the pure galvanized iron wire of Comparative Example 50 and the two-bath method of Comparative Example 51. It was thinner than Al-plated iron wire. Therefore, in the Zn—Al plated iron wires of Examples 37 to 49, the amount of peeling of the plating layer by wire drawing was small, the workability was excellent, and the overall evaluation as a wire mesh was excellent.
  • Comparative Example 52 since the fractal dimension is small and the amount of Si in the Zn—Al plating layer is small, the plating processability becomes uneven, and a locally thick alloy generation layer is formed. Became uneven. Therefore, the plating adhesion was locally reduced, the surface properties were deteriorated, and the workability was lowered. In Comparative Example 53, the corrosion resistance deteriorated because the Al concentration in the Zn—Al plating layer was low. In Comparative Example 54, since the amount of Al in the Zn—Al plating layer was large, the melting point of the plating layer increased and non-plating occurred in a part of the plating layer.
  • Comparative Example 55 the passing speed of the iron wire was low, and it took a long time until the water cooling was started after the plated iron wire was pulled up from the hot dipping bath. Therefore, alloying progressed and the amount of Fe in the plating layer increased. In addition, the alloy generation layer is thickened, the diameter of the primary crystal Al phase is coarsened, and the amount of plating adhesion is partially reduced by sagging of the unsolidified layer. Therefore, in Comparative Example 55, red rust was generated in the salt spray test due to a partial decrease in the amount of plating adhesion, and the surface properties were deteriorated due to sagging of the unsolidified layer.
  • Example 38 since the Si content in the plating layer is 0.05% or more and 2.0% or less, the structure and hardness of the alloy generation layer are appropriately controlled. Therefore, the hardness of the alloy generation layer was optimized as compared with Example 48 in which the amount of Si in the plating layer was more than 2.0%, and the workability and wire mesh characteristics were improved. In addition, the structure (particularly the thickness) of the alloy generation layer was appropriately controlled as compared with Example 49, in which the Si content in the plating layer was less than 0.05%, and the workability and wire mesh characteristics were improved.
  • a recess (deformed part) was formed on the surface of the plating layer of the third modification, and the slip resistance of the obtained plated iron wire was evaluated.
  • a cold three roll processing device having a convex portion on the roll surface was placed in front of the scraping device and cold worked, and the molten Zn—Al plating was performed.
  • a recess was formed on the surface of the iron wire.
  • the shape and size of the recesses on the surface of the molten Zn—Al plated iron wire were controlled by the protrusions on the roll surface. As the dimensions of the recesses, the recess depth, the ratio of the recess depth to the recess width (depth / width), and the number of recesses per unit area were changed.
  • the shape of the recessed part was a rectangle.
  • the dimensions of the recesses on the surface of the Zn—Al plated iron wire a cross section perpendicular to the longitudinal direction of the Zn—Al plated iron wire was cut and polished, and this cross section was observed using an SEM, and the length measurement function provided in the SEM was used. The depth and width of the recess were measured.
  • the number of recesses on the surface of the Zn—Al plated iron wire after applying the paint to the surface of the hot-dip plated iron wire cut to a length of 100 mm, it was transferred to paper and the portion where the paint was not transferred was judged as a recess. The number of recesses per 1 cm 2 was determined by image analysis.
  • the slip resistance due to the formation of recesses on the plating surface was evaluated as follows.
  • a diamond-shaped metal mesh having a mesh size of 65 mm, a length of 500 mm and a width of 500 mm was made from a Zn—Al-plated iron wire, the metal mesh was fixed on a horizontal base, and the surface of the metal mesh was moistened by spraying. Thereafter, a rubber piece having a weight of 4 kg was placed on a fixed wire mesh, the rubber piece in a stationary state was pulled in the horizontal direction, and the load when the rubber piece started to move (the maximum value of the tensile load) was measured.
  • the coefficient of static friction was determined by dividing the maximum value of the tensile load by the weight of the rubber piece.
  • All of the Zn—Al plated iron wires of Examples 56 to 61 had better slip resistance than the Zn—Al plated iron wires of Examples 62 to 64. Therefore, with the Zn—Al-plated iron wires of Examples 56 to 61, it was possible to make a wire mesh that is less slippery.
  • the Zn—Al plated iron wires of Examples 56 to 64 had excellent corrosion resistance. That is, in the Zn—Al plated iron wires of Examples 56 to 61, the depth of the recesses provided on the surface of the Zn—Al plated iron wire was sufficient as compared with the Zn—Al plated iron wire of Example 62.
  • the Zn—Al plated iron wires of Examples 56 to 61 had a sufficient number of concave portions on the surface as compared with the Zn—Al plated iron wire of Example 63. Further, the Zn—Al plated iron wires of Examples 56 to 61 have a sufficient ratio between the depth of the recesses provided on the surface of the Zn—Al plated iron wire and the width of the recesses as compared with the Zn—Al plated iron wires of Example 64. Met. Furthermore, the Zn—Al plated iron wires of Examples 56 to 61 have an appropriate ratio of the recess depth to the recess width compared to the Zn—Al plated iron wire of Example 65. The surface area did not increase greatly and no increase in corrosion weight loss was observed.
  • the corrosion resistance and workability of the Zn—Al plated iron wire can be improved.
  • a Zn—Al plated iron wire using a low C iron wire as a base material is used as a wire mesh
  • the durability and life are greatly improved, and the Zn—Al plated iron wire can be processed more complicatedly.
  • the slip resistance is improved and the workability of laying the wire mesh is improved. Therefore, the present invention has very high industrial applicability.

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Abstract

　このＺｎ－Ａｌめっき鉄線は、鉄線と、前記鉄線の表面に形成されたＺｎ－Ａｌめっき層と、を含み；前記Ｚｎ－Ａｌめっき層が、質量％で、３．０％以上かつ１５．０％以下のＡｌを含有し、残部がＺｎ及び不可避的不純物を含み；前記Ｚｎ－Ａｌめっき層中のＦｅを質量％で３．０％以下に制限し；ボックスカウンティング法で測定した前記鉄線と前記Ｚｎ－Ａｌめっき層との界面のフラクタル次元が、１．０５以上である。

Description

Ｚｎ－Ａｌめっき鉄線及びその製造方法
　本発明は、耐食性及び加工性に優れためっき鉄線及びその製造方法に関する。
　本願は、２００９年６月２９日に、日本に出願された特願２００９－１５４２６５号と２００９年６月２９日に、日本に出願された特願２００９－１５４２４５号と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、護岸工事用かごマット他の金網用途には、例えば、溶融亜鉛めっき鉄線またはＺｎ－Ａｌめっき鉄線が適用されている。このＺｎ－Ａｌめっき鉄線のめっき中には、溶融亜鉛めっき鉄線の耐食性を改善するために、Ａｌが添加されている。Ｚｎ－Ａｌめっき鉄線を製造する場合には、素材（鉄線）の表面の酸化層によって不めっきが発生し易いため、通常、二浴法を用いる。二浴法では、素材を溶融亜鉛めっき浴に浸漬した後（１段目の亜鉛めっき）、更に、溶融Ｚｎ－Ａｌめっき浴に浸漬する（２段目のＺｎ－Ａｌめっき）。このように、二浴法は、２段階の処理によって、Ｚｎ－Ａｌめっき鉄線を製造する方法である。
　二浴法では、１次の溶融亜鉛めっきによって鉄線とめっきとの界面部に硬質のＦｅ－Ｚｎ系合金生成層が形成され、２次のＺｎ－ＡｌめっきによってこのＦｅ－Ｚｎ系合金生成層が成長する。この硬質のＦｅ－Ｚｎ系合金生成層の厚みが２段階のめっきによって増加すると、加工を行う際にＺｎ－Ａｌめっき鉄線に割れが生じる。そのため、Ａｌを含むＺｎ系合金めっき（例えば、Ｚｎ－Ａｌめっき）は、純亜鉛めっきに比べて耐食性に優れているが、疲労特性及び加工性に劣るという問題がある。
　このような問題に対して、例えば、亜鉛めっきと合金めっき（Ｚｎ－Ａｌめっき）とを２段階で行う際に、めっきの処理時間を制限する方法（例えば、特許文献１及び２、参照）や、１段目の亜鉛めっきを電気めっきで行う方法（例えば、特許文献３、参照）が提案されている。しかし、めっきの処理時間を制限すると、例えば、Ｚｎ－Ａｌめっき層の組成や組織、めっき付着量の制御が困難になる。また、電気めっきを行う場合には、Ｚｎ－Ａｌめっき鉄線の製造コストが増加する。
　したがって、より柔軟にＺｎ－Ａｌめっき鉄線を製造するためには、１段階のめっき処理によって、Ｚｎ－Ａｌめっき鉄線を製造する方法が有効である。鋼板にＺｎ－Ａｌめっきを施す場合には、１次めっきを行わず、水素雰囲気で鋼板を熱処理して鋼板の表面を還元し、この鋼板を１段階で溶融Ｚｎ－Ａｌめっき浴に浸漬する。しかし、この方法を鉄線に適用するためには、水素熱処理設備を導入する必要がある。また、通常、鉄線の溶融めっきでは、生産性を考慮して線径や鋼材成分が異なる複数本の被めっき線を同時に溶融Ｚｎ－Ａｌめっき浴に通材して処理を行う。そのため、これら複数本の鉄線を安定して溶融Ｚｎ－Ａｌめっき浴に通材させる技術を開発する必要もある。
　そのため、水素熱処理などの雰囲気熱処理は、トラブルが発生した時の線通しなどの作業性を考えると、現実的ではない。そこで、特殊なフラックスを用いた１段階のめっき処理によって、Ｚｎ－Ａｌめっき鉄線を製造する方法が提案されている（例えば、特許文献４及び５、参照）。
特開２００２－３７１３４３号公報 特開２００３－１２９２０５号公報 特開２００３－１５５５４９号公報 特開平５－１５６４１８号公報 特開平７－１８５９０号公報
　しかし、フラックスを用いた１段階のめっき処理（一浴法）によってＺｎ－Ａｌめっき鉄線を製造する場合であっても、めっきの付着量によっては、母材とめっき層との界面部のＦｅ－Ａｌ系合金生成層（Ｆｅ－Ａｌ系金属間化合物生成層）に起因し、加工を行う際にめっきに割れや剥離が生じる。また、一浴法では、鉄線表面での溶融金属（溶融めっき）と鉄線の表面金属との反応が、鉄線の円周方向及び長手方向で不均一になりやすい。そのため、一浴法では、安定的にＺｎ－Ａｌめっきを形成することが困難であった。
　本発明は、このような実情に鑑み、耐食性と加工性とに優れるＺｎ－Ａｌめっき鉄線を提供する。また、一浴法によって、母材（鉄線）表面に安定したＺｎ－Ａｌめっきを形成するＺｎ－Ａｌめっき鉄線の製造方法を提供する。
　本発明者らは、不めっきなどの溶融Ｚｎ－Ａｌめっき鉄線の表面性状が悪化する原因について詳細に解析を行った。その結果、本発明者らは、めっき前の鉄線の表面に凹凸（複雑形状表面、フラクタル界面）を形成してフラックス処理の安定性を高めることにより、Ｚｎ－Ａｌめっき鉄線の表面性状が改善されることを見出した。さらに、本発明者らは、Ｚｎ－Ａｌめっき鉄線が母材（鉄線）とめっき層との界面にフラクタル界面を有しているため、めっきの密着性が高まり、加工性が向上することを見出した。
　また、本発明者らは、めっき層中のＡｌの量とＦｅの量とを適切に制限することにより、疲労特性とめっき密着性と耐食性とを向上できることを見出した。加えて、本発明者らは、一浴法によって製造されたＺｎ－Ａｌめっき鉄線の加工性が、めっき層の組織に影響を受け、鉄線とめっき層との界面部に生成するＦｅ－Ａｌ系合金生成層の成長を抑制することによって改善されることを見出した。更に、本発明者らは、例えば、Ｆｅ－Ａｌ系合金生成層や初晶のようなめっき層の組織の最適化によって、加工によるめっきの割れや剥離を生じることなく、Ｚｎ－Ａｌめっき鉄線の表面に、最適化された形状の凹凸（異形部）を形成でき、耐滑り性を改善できることを見出した。
　さらに、本発明者らは、一浴法によってＺｎ－Ａｌめっき鉄線を製造する際に、溶融Ｚｎ－Ａｌめっき浴に適正量のＳｉを添加すると、鉄線とめっき層との界面部に生成するＦｅ－Ａｌ系合金生成層（Ｆｅ－Ａｌ－Ｓｉ系合金生成層）の成長が抑制され、より均一なめっきが得られることを見出した。更に、Ｆｅ－Ａｌ系合金生成層のようなめっき層の組織の最適化によって、加工によるめっきの割れや剥離を生じることなく、Ｚｎ－Ａｌめっき鉄線の表面に、最適化された形状の凹凸（異形部）を形成でき、耐滑り性を改善できることを見出した。本発明は、このような知見に基づいてなされたものであり、その要旨は、以下のとおりである。
　（１）本発明の第一態様に係るＺｎ－Ａｌめっき鉄線は、鉄線と、前記鉄線の表面に形成されたＺｎ－Ａｌめっき層と、を含み；前記Ｚｎ－Ａｌめっき層が、質量％で、３．０％以上かつ１５．０％以下のＡｌを含有し、残部がＺｎ及び不可避的不純物を含み；前記Ｚｎ－Ａｌめっき層中のＦｅを質量％で３．０％以下に制限し；ボックスカウンティング法で測定した前記鉄線と前記Ｚｎ－Ａｌめっき層との界面のフラクタル次元が、１．０５以上である。
　（２）上記（１）に記載のＺｎ－Ａｌめっき鉄線では、前記Ｚｎ－Ａｌめっき層が、質量％で、６．０％以上かつ１５．０％以下のＡｌを含有してもよい。
　（３）上記（１）または（２）に記載のＺｎ－Ａｌめっき鉄線では、前記Ｚｎ－Ａｌめっき層が、質量％で、０．０１％以上かつ３．０％以下のＳｉを含有してもよい。
　（４）上記（１）または（２）に記載のＺｎ－Ａｌめっき鉄線では、前記Ｚｎ－Ａｌめっき層が、Ｚｎ－Ａｌ合金層と、前記鉄線と前記Ｚｎ－Ａｌ合金層との間のＦｅ－Ａｌ系合金生成層とを含み；前記Ｚｎ－Ａｌ合金層の初晶の径を１０μｍ以下に制限し；前記Ｆｅ－Ａｌ合金生成層の厚さを、５μｍ以下に制限してもよい。
　（５）上記（１）または（２）に記載のＺｎ－Ａｌめっき鉄線では、前記鉄線が、質量％で、　０．０１％以上かつ０．７０％以下のＣと；０．１％以上かつ１．０％以下のＳｉと；０．１％以上かつ１．５％以下のＭｎと；を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物を含み、フェライトを含む組織を有してもよい。
　（６）上記（５）に記載のＺｎ－Ａｌめっき鉄線では、前記鉄線が、質量％で、更に、０．１％以下のＡｌ、０．１％以下のＴｉ及び０．００７０％以下のＢから選ばれた１種以上の元素を含有してもよい。
　（７）上記（１）または（２）に記載のＺｎ－Ａｌめっき鉄線では、前記Ｚｎ－Ａｌめっき層のめっき付着量が、１００ｇ／ｍ２以上かつ４００ｇ／ｍ２以下であってもよい。
　（８）上記（１）または（２）に記載のＺｎ－Ａｌめっき鉄線では、前記Ｚｎ－Ａｌめっき層の表面には、表面積１ｃｍ２あたり２個以上かつ１００個以下の密度で凹部が設けられ、この凹部は、０．２ｍｍ以上かつ０．５ｍｍ以下の深さ及び０．１以上かつ３以下の幅に対する前記深さの比率を有してもよい。
　（９）本発明の一態様に係るＺｎ－Ａｌめっき鉄線の製造方法では、鉄線を、伸線加工した後、酸洗し、ボックスカウンティング法で測定した前記鉄線の表面のフラクタル次元が１．０５以上になるように表面調整処理を施し、フラックス中に通過させ、乾燥後、質量％で、３．０％以上かつ１５．０％以下のＡｌを含有する溶融Ｚｎ－Ａｌ浴に浸漬して引き上げ、３秒以内に水冷する。
　（１０）上記（９）に記載のＺｎ－Ａｌめっき鉄線の製造方法では、前記溶融Ｚｎ－Ａｌ浴が、質量％で、６．０％以上かつ１５．０％以下のＡｌを含有してもよい。
　（１１）上記（９）または（１０）に記載のＺｎ－Ａｌめっき鉄線の製造方法では、前記溶融Ｚｎ－Ａｌ浴が、質量％で、０．０１％以上かつ３．０％以下のＳｉを含有してもよい。
　（１２）上記（９）または（１０）に記載のＺｎ－Ａｌめっき鉄線の製造方法では、前記鉄線が、質量％で、０．０１％以上かつ０．７０％以下のＣと；０．１％以上かつ１．０％以下のＳｉと；０．１％以上かつ１．５％以下のＭｎと；を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物を含み、フェライトを含む組織を有してもよい。
　（１３）上記（９）または（１０）に記載のＺｎ－Ａｌめっき鉄線の製造方法では、前記鉄線を溶融Ｚｎ－Ａｌ浴に浸漬して引き上げた後かつ水冷前に、めっき付着量が１００ｇ／ｍ２以上かつ４００ｇ／ｍ２以下になるように前記めっき付着量を調節してもよい。
　（１４）上記（９）または（１０）に記載のＺｎ－Ａｌめっき鉄線の製造方法では、水冷後、レーザー加工または冷間加工により、Ｚｎ－Ａｌめっき層の表面に凹部を形成してもよい。
　（１５）上記（１４）に記載のＺｎ－Ａｌめっき鉄線の製造方法では、前記凹部は、０．２ｍｍ以上かつ０．５ｍｍ以下の深さ及び０．１以上かつ３以下の幅に対する前記深さの比率を有し、前記Ｚｎ－Ａｌめっき層の表面積１ｃｍ２あたり２個以上かつ１００個以下の密度で形成されてもよい。
　本発明によれば、Ｚｎ－Ａｌめっき鉄線の耐食性、加工性、耐滑り性を改善することができる。さらに、本発明によれば、Ｚｎ－Ａｌめっき鉄線を金網の素材として使用する場合には、金網の耐久性及び寿命が大幅に向上し、より複雑な加工が可能になる。特に、この場合には、溶融めっき後のＺｎ－Ａｌめっき鉄線の表面に凹凸（異形部）を形成することにより、耐滑り性が改善され、金網の敷設の作業性（金網施工性）が向上する。このように、本発明は、産業上の貢献が極めて顕著である。
本発明の一実施形態に係るＺｎ－Ａｌめっき鉄線の製造工程である。 本発明の一実施形態に係るＺｎ－Ａｌめっきの組織である。 フラクタル次元とめっき線の表面性状の評点との関係を示す図である。
　本発明の一実施形態に係るＺｎ－Ａｌめっき鉄線の製造方法では、熱間圧延後の線材（鉄線、加工前鉄線）を目的の線径になるように伸線加工し、酸洗、表面調整処理及びフラックス処理を行い、溶融Ｚｎ－Ａｌめっき浴に鉄線を浸漬して引き上げ、めっきされた鉄線を冷却する。なお、鉄線を製造する際、熱間圧延及び伸線加工は、常法で行ってもよい。また、鉄線は、必要に応じて、軟質化のために焼鈍してもよい。
　本実施形態では、図１に例示するように、母材表面の活性状態を維持するような水素焼鈍等のめっき前処理を行う必要がない。そのため、めっき前処理としては、少なくとも酸洗及びフラックス処理を行えばよい。酸洗では、鉄線の表面を清浄化する。更に、酸洗後の母材表面を活性にするため、母材（鉄線）をフラックス中に通過させて、フラックス処理を行う。なお、フラックス処理は、塩化物を含む水溶液フラックスに鉄線を浸漬し、乾燥させる工程である。
　フラックス処理後、溶融Ｚｎ－Ａｌめっき浴に鉄線を浸漬して引き上げ、冷却し、めっき鉄線を製造する。フラックス処理を施した鉄線を溶融金属（めっき金属）中に浸漬すると、Ｃｌ－イオンが生成し、鉄線の表面が清浄になる。その結果、鉄線の表面に安定しためっきを行うことができる。
　また、鉄線をめっき浴から引き上げた後、ワイピング装置（めっき付着量調整部）でめっき付着量を調整してもよい。更に、耐滑り性を確保するために、必要に応じてＺｎ－Ａｌめっき線の冷間加工（異形成形）を行い、めっき層の表面に凹凸（異形部）を形成し、捲取って、異形めっき鉄線を製造してもよい。
　フラックス処理によって鉄線の表面に均一にフラックスが存在しないと、フラックスによる母材表面の清浄化作用が不均一になり、不めっきが発生し易い。したがって、このフラックスを鉄線の表面に均一に処理するために、フラックス処理前の鉄線の表面性状を調整する。フラックス処理前に被めっき鉄線の表面に凹凸（複雑形状表面、フラクタル界面）を形成すると、凹部に水溶液フラックスが溜まるため、凹凸を適正に調整することによって、フラックスを被めっき鉄線の全周及び全長にわたって均一に付着させることができる。特に、微細で複雑な凹部（フラクタルの凹部）には、安定してフラックスを確保することができる。その結果、Ｚｎ－Ａｌめっきを円周方向かつ長手方向に安定して均一に形成することができる。
　なお、焼鈍時の焼鈍温度及び焼鈍時間を制御したり、酸洗時の浸漬時間及び酸洗条件を制御したり、サンドブラストやショットブラスト等の表面調整処理をインラインで実施したりすることによりフラックス処理前の鉄線の表面性状を制御することができる。また、本実施形態に係るＺｎ－Ａｌめっき鉄線の製造方法では、フラックス処理後、溶融Ｚｎ－Ａｌめっきを施す一浴処理（一浴法）によって溶融Ｚｎ－Ａｌめっき鉄線を製造するため、鉄線とＺｎ－Ａｌめっき層との界面部に生成するＦｅ－Ａｌ系合金生成層の成長を抑制することができる。
　本発明者らは、溶融めっき浴を用いて製造されたＺｎ－Ａｌめっき鉄線のＡｌ－Ｚｎめっき層（めっき層）の組織が、加工性、めっき密着性及び疲労特性に影響を及ぼすことを見出した。このＺｎ－Ａｌめっき鉄線のＺｎ－Ａｌめっき層（めっき層）は、Ｚｎ－Ａｌ系合金層と、鉄線（母材）の表面に生成するＦｅ－Ａｌ系合金生成層とを含む。鉄線とめっき層との界面部に形成されるＦｅ－Ａｌ系合金生成層（Ｆｅ－Ａｌ系金属間化合物生成層）は、主に、Ａｌ５Ｆｅ２、Ａｌ３．２Ｆｅの柱状晶を含む。また、このＦｅ－Ａｌ系合金生成層中には、粒界にＺｎ、Ｚｎ－Ａｌ合金が存在してもよい。Ｆｅ－Ａｌ系合金生成層は、少なくとも、Ａｌ５Ｆｅ２、Ａｌ３．２Ｆｅ、Ｆｅ３Ｓｉ２Ａｌ１２、Ｆｅ２Ｓｉ２Ａｌ９のような金属間化合物を含む層である。このＦｅ－Ａｌ系合金生成層の厚さは、めっき鉄線の疲労寿命（疲労特性）及びめっき密着性に大きな影響を与える。即ち、Ｆｅ－Ａｌ系合金生成層は、硬質であるため、このＦｅ－Ａｌ系合金生成層が厚い場合には、めっき鉄線に応力が作用するとＦｅ－Ａｌ系合金生成層に容易に亀裂が発生する。Ｆｅ－Ａｌ系合金生成層が割れると、めっきが剥離したり、亀裂が地鉄（鉄線）中に進展したりするため、加工性及び疲労特性が悪化する。したがって、溶融めっき後の冷却速度を高めて、Ｆｅ－Ａｌ系合金生成層の成長を抑制する必要がある。しかしながら、Ｆｅ－Ａｌ系合金生成層は、母材とめっき層との界面部の整合性（結合性）を高めて、めっき密着性を向上させるため、０．００１μｍ以上かつ５μｍ以下の平均厚さで薄く形成されることが好ましい。
　そこで、本発明者らは、鉄線（被めっき鉄線）とＺｎ－Ａｌを主成分とするめっき層との界面部に生成するＦｅ－Ａｌ系合金生成層の成長をさらに抑制するために、本実施形態におけるめっき浴の成分について詳細に検討を行った。その結果、本発明者らは、被めっき鉄線とめっき層との界面部におけるＦｅ－Ａｌ系合金生成層の生成をさらに抑制するためには、溶融Ｚｎ－Ａｌめっき浴へのＳｉの添加が有効であることを知見した。更に、理由は明らかではないが、溶融Ｚｎ－Ａｌめっき浴へのＳｉの添加によって、Ｚｎ－Ａｌめっきがより均一になり、不めっきなどの品質不良が発生しにくいことがわかった。
　溶融Ｚｎ－Ａｌめっき浴にＳｉを添加すると、被めっき鉄線とめっき層との界面部にＦｅ－Ａｌ－Ｓｉ系合金を含むＦｅ－Ａｌ系合金生成層（Ｆｅ－Ａｌ－Ｓｉ系合金生成層）が形成される。なお、このＦｅ－Ａｌ系合金生成層は、主に、Ａｌ５Ｆｅ２、Ａｌ３．２Ｆｅの柱状晶とＡｌ－Ｆｅ－Ｓｉの粒状晶とを含む。また、このＦｅ－Ａｌ系合金生成層中には、粒界にＺｎ、Ｚｎ－Ａｌ合金が存在してもよい。
　更に、本発明者らは、Ｚｎ－Ａｌめっき鉄線のめっき層のＺｎ－Ａｌ系合金層が、加工性及び疲労特性に影響を及ぼすことを見出した。めっき層中のＺｎ－Ａｌ系合金層は、Ａｌ及びＺｎを主成分とする面心立方構造（ｆｃｃ）のＡｌリッチ相とＺｎを主成分とする六方最密構造（ｈｃｐ）のＺｎリッチ相とを含む。さらに、図２に例示するように、このＺｎ－Ａｌ系合金層は、共晶組織を含み、Ａｌリッチ相の初晶（初晶Ａｌ相）またはＺｎリッチ相の初晶（初晶Ｚｎ相）を含んでもよい。ここで、Ａｌリッチ相は、Ｚｎを固溶したαＡｌ相（α１Ａｌ相を含む）であり、特に明記しない限り、初晶Ａｌ相である。また、Ｚｎリッチ相は、Ａｌを固溶したＺｎ相であり、特に明記しない限り、初晶Ｚｎ相である。初晶は、特に明記しない限り、初晶Ａｌ相または初晶Ｚｎ相である。本発明者らの検討によれば、Ｚｎ－Ａｌ系合金層の初晶（初晶Ａｌ相または初晶Ｚｎ相）が粗大化すると、めっき鉄線を曲げ加工した際に、初晶（初晶Ａｌ相または初晶Ｚｎ相）と共晶組織との境界に沿ってＺｎ－Ａｌ系合金層に亀裂が発生することがわかった。そのため、初晶は、微細な組織（結晶粒径）を有することが好ましい。
　また、護岸工事用のかごマット、のり面の落石防止及び補強に使用される菱形金網を施工する際には、作業者がかごマットまたは菱形金網の上を移動する。溶融亜鉛めっき鉄線を上記用途に使用する場合には、施工時に作業者が足を滑らせないように、耐滑り性が要求される。耐滑り性を改善するために、Ｚｎ－Ａｌめっきの表面に突起等を設けることが考えられる。例えば、鉄筋等の構造材料に使用されている熱間異形線材にめっきを行えば、容易にめっき層の表面に凹凸（例えば、溝）を有する溶融めっき鉄線が得られる。
　しかし、熱間異形線材に溶融めっきを行った場合、溝の底（凹部）のめっきは、非常に厚く形成されるが、凸部のめっきは、非常に薄く形成される。そのため、均一なめっきを形成することができず、めっき層の表面の凹凸が小さくなり、耐滑り性を改善することは困難である。従って、線材（鉄線）に溶融めっきを行った後、めっき鉄線の表面に加工を施して、凹凸を形成することが好ましい。
　しかし、本発明者らの検討の結果、例えば、上記表面加工のような冷間加工をＺｎ－Ａｌめっき鉄線に対して行った場合、Ｆｅ－Ａｌ系合金生成層が厚いと、Ｆｅ－Ａｌ系合金生成層に亀裂が入り易いことがわかった。そのため、局部的にめっきが剥離し、Ｚｎ－Ａｌめっき鉄線の耐食性が低下する。そこで、本実施形態である一浴法をＺｎ－Ａｌめっき鉄線の製造方法に適用すれば、Ｚｎ－Ａｌめっき鉄線の母材とめっき層との界面部におけるＦｅ－Ａｌ系合金生成層の成長が抑制され、冷間加工によってめっき層表面に凹凸（異形部）を安定して形成できる。また、本発明者らは、Ｚｎ－Ａｌめっき鉄線の表面に形成する凹凸の形状についても、実質的に耐滑り性を確保するためには、表面粗さよりも、凹部の幅と深さとの比率（凹部形状比）及び単位面積当たりの凹部の数が重要であることを知見した。
　さらに、本発明者らは、めっき前の鉄線（母材）の表面に所定の凹凸（複雑形状表面、フラクタル界面）を形成することにより、フラックス処理の安定性が高まることを見出した。このフラックスの安定性の向上によってめっきの濡れ性が向上するため、めっき量（めっき時間）の調節が容易になり、めっき層の組織を容易に制御することができる。例えば、母材のめっき浸漬時間を短くし、浸漬後の冷却速度を速くすることにより、Ｆｅ－Ａｌ系合金生成層を薄く形成させ、初晶（初晶Ａｌ相または初晶Ｚｎ相）を微細化することができる。さらには、母材とめっき層との界面が複雑であるため、Ｚｎ－Ａｌめっき鉄線のめっき密着性が向上する。加えて、酸化物を有効にめっき表面及びめっき中から除去できるため、清浄なめっき層表面を得ることができ、加工時においても表面割れ及び表面荒れを生じにくい。
　以下、本発明の一実施形態に係るＺｎ－Ａｌめっき鉄線について、詳細に説明する。
　まず、本実施形態のＺｎ－Ａｌめっき鉄線のＺｎ－Ａｌめっき（めっき層）の組成について説明する。本実施形態におけるＺｎ－Ａｌめっきは、Ｚｎ－Ａｌ系合金（固溶体）を主体とするＺｎ－Ａｌ系合金層と、Ｆｅ－Ａｌ系金属間化合物またはＦｅ－Ａｌ－Ｓｉ系金属間化合物を主体とするＦｅ－Ａｌ系合金生成層とを主に含む。また、Ｆｅ－Ａｌ系合金生成層は、Ｚｎ－Ａｌめっき鉄線の母材とめっき層との界面部に生成する。したがって、Ｚｎ－Ａｌめっき（めっき層）には、Ｚｎ－Ａｌ系合金層及びＦｅ－Ａｌ系合金生成層の成分が含まれる。以下に、めっき層の成分について詳細に説明する。
　Ａｌは、犠牲防食ではなく、めっきの表面に緻密な酸化皮膜を形成することによって、耐食性を高める元素である。Ｚｎ－Ａｌめっきの耐食性を向上させるためには、Ｚｎ－Ａｌめっきが３％以上のＡｌを含むことが必要である。また、Ｚｎ－Ａｌめっきは、６％以上のＡｌを含むことが好ましい。６％のＡｌ量は、Ｚｎ－Ａｌ二元合金の共晶点に相当する。そのため、６％以上のＡｌを含有するＺｎ－Ａｌめっきでは、凝固時に、Ｚｎリッチ相よりも先にＡｌリッチ相が晶出し、めっき表面が緻密な酸化皮膜によって防食され、耐食性が顕著に向上する。なお、Ａｌリッチ相を増加させて耐食性を高めるために、Ｚｎ－ＡｌめっきのＡｌ量は、８％以上であることがより好ましい。
　めっき層中のＡｌ量を増やすと耐食性の向上効果が大きくなる。しかしながら、Ａｌ量が１５％を超えると、耐食性の向上効果が飽和し、めっきの融点が４５０℃超まで高くなり、操業の点で不利になる。さらに、めっき層中のＡｌ量を１５％以下にすれば、めっき層中の組織（例えば、初晶Ａｌ相）を十分に微細化できる。したがって、Ｚｎ－ＡｌめっきのＡｌ量の上限を１５％に制限する。なお、Ｚｎ－Ａｌめっき層のＡｌ量は、めっき浴中のＡｌ濃度によって制御することができる。
　Ｚｎ－Ａｌめっき（めっき層）に含まれるＦｅは、鉄線の表面からめっき層に向かう拡散によって導入され、鉄線とめっき層との界面に、主にＦｅとＡｌとを含むＦｅ－Ａｌ系合金生成層を形成させる。したがって、Ｚｎ－Ａｌめっき中のＦｅは、Ｆｅ－Ａｌ系合金生成層の厚さによって変化する。Ｚｎ－Ａｌめっき中のＦｅが３．０％を超えると、Ｆｅ－Ａｌ系合金生成層が厚すぎるため、疲労特性が劣化しやすい。したがって、鉄線とめっき層との密着性及びめっき鉄線の疲労特性を両立させるためには、Ｚｎ－Ａｌめっき中のＦｅ量を３．０％以下に制限する。
　また、疲労特性をより高めるためには、Ｆｅ－Ａｌ系合金生成層の厚みを薄くすることが好ましい。したがって、Ｚｎ－Ａｌめっき中のＦｅ量を２．０％以下に制限することが更に好ましい。一方、鉄線とめっき層との界面にＦｅ－Ａｌ系合金生成層が形成されると、鉄線とめっき層とが確実に密着する。したがって、Ｚｎ－Ａｌめっきには、０．０１％以上のＦｅが含まれることが好ましい。
　また、Ｚｎ－Ａｌめっき鉄線は、選択元素として、Ｚｎ－Ａｌめっき層中にＳｉを含んでもよい。上述の選択元素としての効果が発揮されるためには、このＳｉの量は、０．０１％以上３．０％以下であればよい。なお、０．０１％未満のＳｉがめっき層中に不可避的不純物として含まれていても、Ｚｎ－Ａｌめっき鉄線の耐食性、加工性、耐滑り性を改善することができる。Ｓｉは、鉄線とめっき層との界面部（母材表面）に生じるＦｅ－Ａｌ系合金生成層の成長を抑制する元素である。鉄線とめっき層との界面部でのＦｅ－Ａｌ系合金生成層の局部的な成長を抑制するためには、Ｚｎ－Ａｌめっきに含まれるＳｉ量は、０．０５％以上であることが好ましい。めっき層が０．０５％以上のＳｉを含有することにより、Ｚｎ－Ａｌめっきがより均一に付着し、不めっきを防止することができる。加えて、Ｚｎ－ＡｌめっきのＳｉ量が２．０％以下では、Ｓｉ量の増加とともにＦｅ－Ａｌ系合金生成層の厚みの増加を抑制する効果が増加する。しかしながら、Ｚｎ－ＡｌめっきのＳｉ量の増加とともに、めっき層自体が硬くなり、疲労強度が低下する。したがって、Ｚｎ－ＡｌめっきのＳｉ量の上限を２．０％以下に制限することが好ましい。更に疲労強度を確保するためには、Ｚｎ－ＡｌめっきのＳｉ量の上限を１．５％以下に制限することがより好ましい。
　また、めっき層がＳｉを含有すると、Ｆｅ－Ａｌ系合金生成層の成長に及ぼすめっき浴の温度及びめっき層の冷却速度の影響が緩和される。したがって、めっき浴の温度が高い場合やめっき鉄線の冷却速度が遅い場合、Ｆｅ－Ａｌ系合金生成層の成長を抑制するためにめっき層中にＳｉを含有させることは極めて有効である。
　なお、Ｚｎ－Ａｌめっき中にＳｉが含まれる場合には、Ｚｎ－Ａｌめっき（めっき層）中のＦｅ－Ａｌ系合金生成層は、Ｆｅ－Ａｌ系金属間化合物に加え、Ｆｅ－Ａｌ－Ｓｉ系粒状晶を含む。そのため、この場合には、Ｚｎ－Ａｌめっき（めっき層）は、Ｚｎ－Ａｌ系合金（固溶体）を主体とするめっき層と、Ｆｅ－Ａｌ系金属間化合物及びＦｅ－Ａｌ－Ｓｉ系粒状晶を主体とするＦｅ－Ａｌ系合金生成層（Ｆｅ－Ａｌ－Ｓｉ系合金生成層）を主に含む。
　Ｚｎ－Ａｌめっきの化学成分のうち、Ａｌ、Ｆｅ、Ｓｉを除く残部には、Ｚｎ及び不可避的不純物が含まれる。ここで、不可避的不純物は、例えば、Ｍｇ、Ｃｒ、Ｐｂ、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｃｄ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｔｉ等のめっきの過程で不可避的に混入する元素である。ここで、めっき浴中にＳｉを意図的に添加しない場合には、Ｓｉは、めっき層中に不可避的不純物として存在する。なお、上記不可避的不純物の含有量は、合計で１％以下に制限することが好ましい。
　Ｚｎ－Ａｌめっき（めっき層）の化学成分は、例えば、以下の方法で分析することができる。例えば、酸洗腐食抑制剤を添加した酸にＺｎ－Ａｌめっき鉄線を常温で数分間浸漬してＺｎ－Ａｌめっきを溶解させた後、この溶液の化学成分を誘導結合プラズマ（ＩＣＰ）発光分光分析または原子吸光法によって分析する。また、めっき層を溶解する方法として、ＪＩＳ　Ｈ０４０１（または、ＩＳＯ１４６０）に示す方法も化学分析に適用できる。例えば、ヘキサメチレンテトラミンを塩酸に溶かした溶液を水で希釈して試験液を調製し、この試験液中にめっきを溶解し、この溶液をＩＣＰ発光分光分析によって分析する。これらの方法では、試験液中への母材の溶解を抑制しながら、試験液中にめっき層（Ｚｎ－Ａｌ系合金層及びＦｅ－Ａｌ系合金生成層）を溶解させることができる。また、めっき鉄線に曲げなどの加工を施し、めっき層を機械的に鉄線から剥離させ、剥離したＺｎ－Ａｌめっきの化学成分を化学分析によって測定してもよい。Ｚｎ－Ａｌめっき（めっき層）の化学成分の分析方法は、精度良く分析できる方法であれば、特に制限されない。分析精度の観点から、上述のＩＣＰ発光分光分析または原子吸光法のような化学分析が好適に用いられる。
　次に、Ｚｎ－ＡｌめっきのＺｎ－Ａｌ合金層の組織について説明する。ここで、Ｚｎ－Ａｌ合金層は、固溶体であるＡｌリッチ相及びＺｎリッチ相を主に含む層である。
　Ｚｎ－Ａｌ合金層の組織は、凝固組織であり、粒状に析出する初晶と、その間を埋める液相が凝固した組織（共晶組織）とを主に含む。例えば、Ｚｎ－Ａｌ二元合金の共晶点に相当するＡｌ濃度（６％）よりも大きい濃度の過共晶成分の溶融Ｚｎ－Ａｌを冷却すると、初晶として、Ａｌリッチ相（初晶Ａｌ相）が晶出する。その後、時間の経過とともにＡｌリッチ相（初晶Ａｌ相）が成長し、その周りを共晶組織がネットワーク状に取り囲んだ組織形態で凝固する。また、例えば、Ｚｎ－Ａｌ二元合金の共晶点に相当するＡｌ濃度（６％）よりも小さい濃度の亜共晶成分の溶融Ｚｎ－Ａｌを冷却すると、初晶として、Ｚｎリッチ相（初晶Ｚｎ相）が晶出する。この場合も、時間の経過とともにＺｎリッチ相（初晶Ｚｎ相）が成長し、Ｚｎリッチ相（初晶Ｚｎ相）の周りを共晶組織がネットワーク状に取り囲んだ組織形態で凝固する。
　初晶（初晶Ａｌ相または初晶Ｚｎ相）が粗大になると、初晶（初晶Ａｌ相または初晶Ｚｎ相）と共晶組織との界面がめっきの割れ及び剥離の起点となり、疲労強度が低下する。したがって、初晶が疲労強度に悪影響を及ぼさないように、Ｚｎ－Ａｌ合金層中の初晶の平均径を１０μｍ以下に制限することが好ましい。更に、疲労強度を高めるには、初晶の平均径を５μｍ以下に制限することがより好ましい。この初晶は、めっき浴の温度を低下させたり、めっき後のめっき鉄線の冷却速度を速くしたり、めっき浴の温度とめっき後のめっき鉄線の冷却速度とを適切に調節したりすることによって微細化することができる。したがって、初晶の平均径を１０μｍ以下にする場合には、低い温度のめっき浴を用いて溶融めっきを行い、鉄線をめっき浴から引き上げた後、めっき鉄線を速い冷却速度で冷却する必要がある。また、初晶の平均径の下限は、めっき浴の温度やめっき後の冷却速度などの操業上の制約があるため、１μｍであることが好ましい。
　初晶（初晶Ａｌ相または初晶Ｚｎ相）の形状（断面の形状）は、円形の場合もあるが、通常では、楕円形の場合が多い。初晶が楕円形である場合は、長径と短径とを平均することによって初晶の径を求める。なお、めっき層のＳＥＭ画像（組織写真）を画像処理し、初晶の径を円相当径として求めてもよい。また、めっき後のめっき鉄線の冷却速度が速い場合には、初晶の形態がデンドライト状になることがある。このような場合には、初晶の径をデンドライトの幅（枝幅）として測定する。この初晶の径は、ＳＥＭを用いて測定することができる。本実施形態では、ＳＥＭを用いて２０００倍で１０視野以上の組織写真を撮影して初晶の径を測定し、その平均値（平均径）を求める。
　更に、Ｚｎ－Ａｌめっき（めっき層）の母材（鉄線）とめっき層との界面部に生成するＦｅ－Ａｌ系合金生成層について説明する。
　鉄線とめっき層との界面部に存在するＦｅ－Ａｌ系合金生成層の平均厚さが５μｍ以下であれば、Ｚｎ－Ａｌめっき鉄線の疲労特性が十分である。そのため、Ｆｅ－Ａｌ系合金生成層の平均厚さの上限を５μｍに制限することが好ましい。また、Ｆｅ－Ａｌ系合金生成層の平均厚さが薄くなるとともに、Ｚｎ－Ａｌめっき鉄線の疲労特性が向上する。そのため、Ｆｅ－Ａｌ系合金生成層の平均厚さは、３μｍ以下であることがより好ましい。一方、Ｚｎ－Ａｌめっきと鉄線との密着性を高めるためには、Ｆｅ－Ａｌ系合金生成層の平均厚さの下限は、０．００１μｍ以上であることが好ましい。また、後述する複層構造によってＦｅ－Ａｌ系合金生成層のめっき密着性を高める場合には、Ｆｅ－Ａｌ系合金生成層の平均厚さの下限は、０．０５μｍ以上であることがより好ましい。Ｆｅ－Ａｌ系合金生成層の平均厚さを５μｍ以下にする場合には、めっき浴中のＳｉ含有量を増やしたり、めっき浴の温度を低くしたり、めっき浴中への被めっき鉄線の浸漬時間を短縮したり、めっき後のめっき鉄線の冷却速度を速くしたり、これらの方法を組み合わせたりする。
　本実施形態では、Ｆｅ－Ａｌ系合金生成層の平均厚さを、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて求める。Ｆｅ－Ａｌ系合金生成層の厚さに応じて、５０００～２００００倍の倍率でＴＥＭ観察し、この倍率に応じて、１０視野以上の組織写真を撮影する。これらの組織写真から、Ｆｅ－Ａｌ系合金生成層の厚さの平均値（平均厚さ）を求める。また、ＴＥＭによる組織観察及びエネルギー分散型Ｘ線分光法（ＥＤＳ）による元素分析から、めっき層と鉄線（母材）との界面部のＦｅ－Ａｌ系合金生成層の存在を確認することができる。また、高分解能の電解放射型走査電子顕微鏡（ＦＥ－ＳＥＭ）及びＥＤＳによってもＦｅ－Ａｌ系合金生成層を確認することができる。
　溶融Ｚｎ－Ａｌめっき（めっき層）と鉄線との界面部に存在するＦｅ－Ａｌ系合金生成層は、Ａｌ３．２Ｆｅの柱状晶の層と、Ａｌ５Ｆｅ２の柱状晶の層とを主に含む。即ち、Ｆｅ－Ａｌ系合金生成層は、複層構造を有し、鉄線側の層（下層）には、Ｆｅ含有率が高く合金化度が高いＡｌ５Ｆｅ２が主に含まれ、めっき表面側の層（上層）には、合金化度が低いＡｌ３．２Ｆｅが主に含まれる。Ｆｅ－Ａｌ系合金生成層中にこのような複層構造を形成すると、各層中の内部応力及び下層と上層との界面の応力差が低減され、めっき密着性が更に向上すると推定される。
　なお、ＴＥＭを用いた組織観察及び電子線回折から結晶構造を特定することによって、Ａｌ５Ｆｅ２の柱状晶及びＡｌ３．２Ｆｅの柱状晶を同定することができる。また、上記Ｆｅ－Ａｌ系合金生成層には、Ｚｎも含まれる。このＺｎは、Ａｌ－Ｆｅ系合金生成層中の結晶粒界に、例えば、Ｚｎ、Ｚｎ－Ａｌ合金として存在する。
　なお、Ｚｎ－Ａｌめっき中にＳｉが含まれる場合には、Ｚｎ－Ａｌめっき（めっき層）中のＦｅ－Ａｌ系合金生成層は、Ｆｅ－Ａｌ－Ｓｉ系粒状晶を含む。そのため、この場合には、Ｚｎ－Ａｌめっき鉄線のＦｅ－Ａｌ系合金層（Ｆｅ－Ａｌ－Ｓｉ系合金層）は、Ａｌ３．２Ｆｅの柱状晶の層及びＡｌ５Ｆｅ２の柱状晶の層を主に含む柱状晶層と、Ａｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系粒状晶層（粒状晶層）とを主に含む。Ａｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系粒状晶層は、柱状晶層の成長を抑制し、柱状晶層とＺｎ－Ａｌ合金層との間の応力差を緩和し、良好な密着性を発現させると推定される。なお、ＴＥＭを用いた組織観察及び電子線回折から結晶構造を特定することによって、Ａｌ５Ｆｅ２の柱状晶、Ａｌ３．２Ｆｅの柱状晶、Ａｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系粒状晶を同定することができる。また、上記Ｆｅ－Ａｌ系合金生成層（Ｆｅ－Ａｌ－Ｓｉ系合金層）には、Ｚｎも含まれる。このＺｎは、Ａｌ－Ｆｅ系合金生成層中の結晶粒界に、例えば、Ｚｎ、Ｚｎ－Ａｌ合金として存在する。
　したがって、Ｚｎ－ＡｌめっきがＳｉを含有する場合、上述のＡｌ３．２Ｆｅの柱状晶の層及びＡｌ５Ｆｅ２の柱状晶の層を主に含む柱状晶層とＺｎ－Ａｌ合金層との間に、Ａｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系粒状晶を主に含む層（粒状晶層）が生成する。
　したがって、Ｓｉを添加したＺｎ－Ａｌめっきでは、粒状晶層が、鉄線からＺｎ－ＡｌめっきへのＦｅの拡散を抑制し、柱状晶層の成長を抑制すると考えられる。特に、めっき浴の温度及びめっき鉄線の冷却速度がＳｉを含む粒状晶層の生成に与える影響は小さい。この原因は、明確ではないが、めっき浴の温度やめっき鉄線の冷却速度が変動する場合でも、Ｓｉの含有による粒状晶の生成によってＦｅ－Ａｌ系合金層の成長を抑制することができる。また、粒状晶層が、柱状晶層とＺｎ－Ａｌ合金層との間の応力差を緩和するため、更に良好なめっき密着性が発現すると推定される。
　なお、ＴＥＭを用いた組織観察及び電子線回折から結晶構造を特定することによって、Ａｌ５Ｆｅ２の柱状晶、Ａｌ３．２Ｆｅの柱状晶、Ａｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系粒状晶を同定することができる。また、Ｆｅ－Ａｌ系合金層中には、微細な粒状のＺｎ又はＺｎ－Ａｌ合金を主に含む相が存在することがある。このＺｎ又はＺｎ－Ａｌ合金を主に含む相は、Ａｌ３．２Ｆｅの各柱状晶の粒界、Ａｌ５Ｆｅ２の各柱状晶の粒界、柱状晶層の上層と下層との界面、柱状晶層と粒状晶層との界面に存在する。
　更に、本実施形態では、被めっき鉄線の表面にフラックスを均一に付着させるため、被めっき鉄線の表面に凹凸（フラクタル界面）を形成する。凹凸の形状を定量化するために、溶融Ｚｎ－Ａｌめっき鉄線の母材（鉄線）とめっき層との界面の凹凸をボックスカウンティング法によって測定し、フラクタル次元を用いて凹凸の形状を評価する。フラクタル次元は、形状の複雑さを表す指標であり、凹凸がない場合には１である。また、凹凸が相似形である場合には、凹凸のサイズに依らずフラクタル次元は、同一である。
　図３に、フラクタル次元とめっき線の表面性状の評点との関係を示す。ここで、めっき線の表面性状の評点は、長さ１ｍ当りに表面性状の不良（肌荒れ、不めっき）が確認された数に応じて０～５の６段階に決定される。すなわち、長さ１ｍ当りに表面性状の不良（肌荒れ、不めっき）が確認された数を、「０個（評点５）」、「１個以上２個以下（評点４）」、「２個超５個以下（評点３）」、「５個超１０個以下（評点２）」、「１０個超２０個以下（評点１）」、「２０個超（評点０）」の６段階に分類して、めっき線の表面性状の評点を決定している。なお、図３では、この評点の決定を１回以上行い、決定された評点を平均している。また、評点が２未満では、めっき線が「不良」であると評価した。
　ボックスカウンティング法によって求めたフラクタル次元が１．０５未満であると、被めっき鉄線の表面が平滑であるため、フラックスの処理性が不均一になり、局部的に不めっきが発生することがある。例えば、図３に示すように、フラクタル次元が１．０５未満では、めっき線の表面性状の評点が２未満であった。そのため、被めっき鉄線表面のフラクタル次元は、１．０５以上である。また、フラクタル次元が大きくなると、フラックス処理性が改善され、めっき層と被めっき鉄線とがなじみやすい。そのため、めっき付着量の制御とめっき層の組織制御とを容易に行うことができる。加えて、めっき鉄線が強く加工された場合であっても、めっき層と被めっき鉄線との剥離を防止することができる。しかしながら、図３に示すように、フラクタル次元が１．３０を超えると、めっき付着の安定性（フラックス処理性）が飽和する。したがって、凹凸を形成するためのコストを考慮すると、フラクタル次元は、１．３０以下であることが好ましい。
　ボックスカウンティング法によるフラクタル次元の測定は、以下のようにして行う。まず、被めっき鉄線又はめっき鉄線を、横断面（径方向）又は縦断面（軸方向）のいずれかの断面で切断し、その断面を研磨する。この研磨面を光学顕微鏡又はＳＥＭによって観察し、被めっき鉄線の表面の凹凸、又はめっき鉄線の母材とめっき層との界面の凹凸の写真を撮影する。被めっき鉄線の表面の凹凸、又はめっき鉄線の母材とめっき層との界面の凹凸の形状が明瞭でない場合は、撮影された写真の上記凹凸（フラクタル界面）をトレースして凹凸の形状を線で表す。
　次に、一辺の長さ（メッシュサイズ）ｒの正方形のメッシュを凹凸の写真又はトレースに重ね、凹凸の線とメッシュの一辺とが交わったマス（メッシュの正方形）の数Ｎ（ｒ）を求める。この際、５種類以上のメッシュのサイズｒに対して、凹凸の線とメッシュの一辺とが交わったマスの数Ｎ（ｒ）を計数する。この計数されたマスの数Ｎ（ｒ）とメッシュの一辺の長さｒとの関係を両対数グラフにプロットする。
　計数されたマスの数Ｎ（ｒ）とメッシュの一辺の長さｒとの間に、下記（１）式の関係が成立する場合に、凹凸の形状がフラクタル性を有すると判断する。
　Ｎ（ｒ）∝ｒ－Ｄ・・・（１）
　フラクタル次元は、上記（１）式の指数Ｄである。フラクタル性がある場合には、マスの数Ｎ（ｒ）とメッシュサイズｒとの関係を最小自乗法で近似し、上記（１）式の指数Ｄの値を求め、この指数Ｄの値をフラクタル次元とする。
　また、耐食性を高めるために、Ｚｎ－Ａｌめっき鉄線のめっき付着量は、１００ｇ／ｍ２以上であることが好ましい。めっき鉄線のめっき付着量が増加すれば、耐食性が向上し、寿命が伸びる。しかしながら、実際には、めっき表面に腐食生成物が形成されるため、腐食速度が低下し、耐食性改善効果（例えば、Ｚｎによる犠牲防食の効果）が飽和する。したがって、耐食性を改善しながら製造コストを抑制するために、めっき鉄線のめっき付着量は、４００ｇ／ｍ２以下であることが好ましい。なお、Ｚｎ－Ａｌめっき鉄線のめっき付着量は、ワイピングによって制御することができる。このめっき付着量は、ＪＩＳ　Ｈ　０４０１（または、ＩＳＯ１４６０）の間接法に準じ、Ｚｎ－Ａｌめっき鉄線のＺｎ－Ａｌめっき（めっき層）を溶解させ、めっき層を溶解する前の質量とめっき層を溶解した後の質量との差から、間接的に求められる。
　更に、例えば上述した菱形金網として溶融亜鉛めっき鉄線を使用する場合には、耐滑り性を向上させるために、Ｚｎ－Ａｌめっき（めっき層）の表面に凹凸（異形部）を形成することが好ましい。めっき鉄線の半径方向から見た凹凸の形状は、特に限定されない。凹部の形状が丸、楕円、矩形であれば、めっき線表面に安定的かつ連続的に凹部を成形し易い。そのため、凹部の形状が丸、楕円、矩形であることが好ましい。また、耐滑り性を高めるためには、凹部形状比の下限が０．１以上であり、凹部の深さの下限が０．２ｍｍ以上であり、凹部の数が１個／ｃｍ２以上１００個／ｃｍ２以下であることが好ましい。一方、凹部形状比の上限は、めっきの剥離を防止するために、３以下であることが好ましい。また、凹部の深さの上限は、加工性の観点から、０．５ｍｍ以下であることが好ましい。
　凹部の表面開口幅が１ｍｍ以上である場合には、凹部の深さをダイヤルゲージやデプスゲージで測定することができる。また、凹部の表面開口幅が１ｍｍ未満である場合には、めっき鉄線の線軸に垂直な断面でめっき鉄線を切断して、その断面の研磨後に光学顕微鏡又はＳＥＭを用いて凹部の深さを求める。この凹部の深さは、撮影された写真またはモニター上の映像から測長することができる。
　また、凹部の個数は、めっき鉄線表面を平面に展開したときの１ｃｍ２の面積内に存在する凹部の数を数えることで求められる。なお、凹部の一部でも測定面積内に存在すれば、その凹部を１個と数える。また、凹部の数が多い場合には、凹部と凸部との色調差を基準にし、画像処理装置を用いてめっき鉄線の表面写真の二値化を行い、凹部と凸部とを区別した後、凹部の数を計数し、この凹部の数を測定面積１ｃｍ２あたりの数に換算する。
　例えば、単位面積あたりの凹部の個数が５個／ｃｍ２以下であり、表面開口幅が１ｍｍ以上である場合には、ダイヤルゲージ又はデプスゲージを用いて凹部の開口幅及び深さを測定し、凹部の開口幅と深さとの比から凹部の形状比を求めることが可能である。しかし、単位面積あたりの凹部の個数が５個／ｃｍ２を超えると、ダイヤルゲージ又はデプスゲージによる測定が困難であるため、凹部の深さの測定と同様にめっき鉄線の断面を研磨して、顕微鏡観察により凹部の形状比を測定する。
　本実施形態におけるＺｎ－Ａｌめっき鉄線の母材である鉄線の化学組成について説明する。本実施形態では、母材の化学組成及び組織については、特に限定しない。しかしながら、本実施形態におけるＺｎ－Ａｌめっき鉄線を金網の素材として使用する場合には、母材（鉄線）が以下のような化学組成を有することが好ましい。
　Ｃは、鋼材の強度を高める元素である。Ｚｎ－Ａｌめっき鉄線の強度を確保し、金網として実用に供するためには、母材中に０．０１％以上のＣを添加することが好ましい。一方、Ｃを過剰に添加すると、Ｚｎ－Ａｌめっき鉄線の強度が高くなり、金網を製網する際の負荷が大きくなるため、加工性が低下する。したがって、十分な加工性を確保するために、Ｃ量が０．７０％以下であることが好ましい。Ｃ量が０．０１～０．７０％の鋼材の金属組織中には、徐冷した場合には、フェライト及びパーライトが主に含まれる。Ｃ量が０．０１～０．７０％の範囲内では、Ｃ量の低下とともに、フェライトの比率が高くなり、Ｃ量の増加とともに、パーライトの比率が高くなる。Ｃ量が０．７０％を超えると、金属組織中には、徐冷した場合には、パーライトとセメンタイトとが主に含まれる。
　Ｓｉは、脱酸のために添加され、固溶強化によって鋼材の強度を高める元素である。十分な金網の特性（強度及び表面性状）を得るためには、母材中に０．１％以上のＳｉを添加することが好ましい。一方、Ｓｉを過剰に添加すると、被めっき鉄線の表面に生成したスケールが除去され難くなるため、不めっきの発生等によってめっき性を悪化させることがある。したがって、スケールを十分に除去することができるように、Ｓｉ量は、１．０％以下であることが好ましい。
　Ｍｎは、脱酸及び脱硫のために添加され、焼き入れ性の向上によって、Ｚｎ－Ａｌめっき鉄線の強度を高める元素である。Ｚｎ－Ａｌめっき鉄線の強度を十分に確保するためには、０．１％以上のＭｎを添加することが好ましい。一方、Ｍｎを過剰に添加すると、焼鈍後の冷却過程で母材中に過冷組織であるマルテンサイトやベイナイトなどの硬質相を生じる。その結果、めっき処理工程で母材が断線したり、金網加工時の加工性が低下したりする。したがって、十分な靭性と加工性とを確保するために、Ｍｎ量は、１．５％以下であることが好ましい。
　更に、溶融めっき鉄線の母材の組織を微細化し、靱性を改善するために、Ａｌ、Ｔｉ、Ｂのうち少なくとも１種を添加してもよい。
　Ａｌは、脱酸剤として母材中に添加され、窒化物の析出によって組織の微細化に寄与する元素である。Ｚｎ－Ａｌめっき鉄線の靱性を向上させ、製網時の加工性を改善するためには、０．０１％以上のＡｌを添加することが好ましい。一方、Ａｌを過剰に添加しても、靭性の向上効果が飽和する。したがって、靭性を確保しながらコストを抑えるためには、Ａｌ量は、０．１０％以下であることが好ましい。また、窒化物の形成により、鋼材中の固溶窒素が低減するため、Ａｌの添加は、歪時効によるＺｎ－Ａｌめっき鉄線の引張強さの増加の抑制にも有効である。
　Ｔｉは、Ａｌと同様に脱酸剤として母材中に添加され、炭窒化物を形成して、組織の微細化に寄与する元素である。母材の組織の微細化によりＺｎ－Ａｌめっき鉄線の靱性を向上させ、製網時の加工性を改善するためには、０．０１％以上のＴｉを添加することが好ましい。一方、Ｔｉを過剰に添加しても、靭性の向上効果が飽和する。したがって、靭性を確保しながらコストを抑えるためには、Ｔｉ量は、０．１０％以下であることが好ましい。また、炭窒化物の形成によって、鋼材中の固溶炭素及び固溶窒素が低減するため、歪時効の抑制にも有効である。
　Ｂは、窒化物（ＢＮ）や、Ｆｅ及びＣとの複合析出物（Ｆｅ２３（Ｃ，Ｂ）６）を形成する元素である。Ａｌ及びＴｉと同様に母材の組織の微細化により靱性を向上させ、製網時の加工性を改善するためには、０．０００５％以上のＢを添加することが好ましい。一方、Ｂを過剰に添加しても、靭性の向上効果が飽和する。したがって、靭性を確保しながらコストを抑えるためには、Ｂ量は、０．００７０％以下であることが好ましい。また、Ｂ析出物（例えば、上記窒化物や複合析出物）の形成によって、鋼材中の固溶窒素及び固溶炭素が低減するため、歪時効の抑制にも有効である。
　本実施形態におけるＺｎ－Ａｌめっき鉄線を金網の素材として使用する場合には、母材（鉄線）が上記元素を含み、残部に鉄及び不可避的不純物を含む化学組成を有することが好ましい。特に、Ｃ含有量が少ない被めっき鉄線（低Ｃ鉄線）を用いた上記実施形態におけるＺｎ－Ａｌめっき鉄線は、河川及び湾港の護岸や人工斜面（のり面）の落石防止などの目的で使用される金網の材料として好適に使用することができる。この場合には、母材が、フェライトを含む組織を有することが好ましく、フェライトとセメンタイトとを含む組織を有することがより好ましい。なお、本実施形態では、Ｚｎ－Ａｌめっき鉄線を金網の素材として使用する場合について説明を行った。しかしながら、例えば、高強度線材として使用する場合には、０．７％以上１．２％以上のＣを含有してもよい。このように、母材の成分は、線材の用途に応じて適宜決定することができる。ここでは、鉄線は、鉄を主に含有する線材を意味する。なお、鉄線の線径は、１ｍｍ以上であってもよく、１０ｍｍ以下であってもよい。
　次に、本実施形態における溶融めっき鉄線の製造方法について図１に基づいて詳細に説明する。なお、被めっき鉄線は、図示していない別工程で製造される。即ち、被めっき鉄線は、通常の熱間圧延工程によって製造された線材を、目標の線径まで伸線等の冷間加工によって加工して製造される。被めっき鉄線は、必要に応じて連続焼鈍炉工程で焼鈍を行い軟質化させてもよい。被めっき鉄線の焼鈍は、強度、伸び等の要求特性を満足させるために必要に応じて適用される。焼鈍の方法は、ガス炉、輻射炉、流動床炉、高周波加熱、直接通電加熱等の方法を採用することができる。
　めっき処理前には、酸洗を施して、鉄線の表面に付着した潤滑剤及び焼鈍によって形成されたスケールを除去する。例えば、焼鈍後の酸洗には、塩酸液の中に鉄線を通過させることにより短時間で鉄線表面の洗浄を行う装置が主に用いられる。湿式酸洗により鉄線表面の清浄化を短時間で行うことができる装置を使用すれば、特定の酸洗方法に限定されない。例えば、酸洗効率を高めるために酸液を流動させる方法、超音波を印加する方法、マイクロバブルを導入する方法を適用することができる。
　酸洗後、ショットブラストなどの表面調整処理により、被めっき鉄線の表面に凹凸（複雑形状表面、フラクタル界面）を形成する。酸洗後の被めっき鉄線の表面に凹凸を形成する際に、凹凸のフラクタル次元が１．０５以上かつ１．３０以下になるように表面調整処理を施す。なお、ショットブラスト以外の表面調整方法として、例えば、砂、スチール、ガラス等の粒子を投射する各種ブラストによる方法、あるいは液体中に硬質粒子を懸濁させて高圧をかける方法、陽極電解による鉄の溶解を利用して選択的な局部溶解を行う方法、焼鈍時の焼鈍温度及び焼鈍時間を制御する方法を採用することができる。なお、光学顕微鏡またはＳＥＭを用いてめっき前の鉄線の表面の凹凸を観察することによって、被めっき鉄線の表面性状が適正であるかを判断することができる。
　更に、フラックスを鉄線の表面に塗布し、この鉄線の表面を乾燥する。なお、フラックス処理には、例えば、塩化亜鉛、塩化アンモニウム、アルカリ金属の塩化物、ふっ化物、塩化すずを用いる。フラックスは、主成分として塩化亜鉛を含み、塩化カリウム、ふっ化すずを含むことが好ましい。このフラックスは、塩化アンモニウム、アルカリ金属の塩化物、塩化すずの１種以上を更に含有してもよい。フラックスの組成は、特に限定しない。例えば、フラックス中の全溶質の濃度が１０～４０％の水溶液において、溶質中のＺｎ２＋イオンが３０～４０％、溶質中のＫ＋イオンが８～１２％、溶質中のＳｎ２＋イオンが２～３％、溶質中のＣｌ－イオンとＦ－イオンとの合計が４５～６０％であり、ｐＨが０．５～２．０の範囲に収まるようにフラックスを調製して使用すればよい。鉄線のフラックスへの浸漬時間は、０．５ｓ以上であることが好ましい。
　フラックスを塗布して乾燥させた後の鉄線を溶融Ｚｎ－Ａｌ浴中に浸漬し、この浴からめっきされた鉄線を鉛直方向に引き上げる。溶融Ｚｎ－Ａｌ浴のＡｌ量は、３．０～１５％の範囲内であり、Ｚｎ－Ａｌめっき層のＡｌ量に応じて調整する。また、めっき浴中にＳｉを添加する場合には、溶融Ｚｎ－Ａｌ浴のＳｉ量は、０．０５～２％の範囲内であることが好ましい。この場合には、溶融Ｚｎ－Ａｌ浴のＳｉ量をＺｎ－Ａｌめっき層のＳｉ量に応じて調整する。溶融Ｚｎ－Ａｌめっき浴の温度（浴温）は、めっき金属が凝固しない範囲内で設定でき、一般的には４５０℃前後に調整される。さらに、鉄線をめっき浴から引き上げた直上（真上）に配置されたワイピング装置によって、めっき鉄線のめっき付着量を調整する。また、鉄線がめっき浴から出た直後から３ｓ以内に、冷却装置によって溶融金属（めっき金属）の凝固温度以下まで鉄線を急冷する。上記の方法により、上記実施形態に係る溶融めっき鉄線を製造することができる。なお、溶融Ｚｎ－Ａｌめっき浴の組成は、めっき浴中からサンプルを採取し、このサンプルを塩酸原液（３５％塩酸）に溶解し、化学分析を行うことにより求めることができる。
　また、溶融Ｚｎ－Ａｌの粘性は、溶融亜鉛に比べて低いため、物理的な接触によってめっき層をワイピングする方法を用いて、目的の量にめっき目付量を制御することは困難である。そのため、非接触のワイピング方法を採用することが好ましい。非接触のワイピング方法として、例えば、窒素ガスによるワイピングが適用できる。しかしながら、特に複数の線材をめっきする場合には、めっき線の周囲を均一かつ安定的にワイピングすることが難しく、ワイヤの数だけワイピング装置が必要である。そのため、非接触のワイピング方法として、電磁気力によるワイピング方法（電磁ワイピング）を採用することが好ましい。電磁ワイピングでは、高周波電源の出力により電磁気力を制御することができるため、めっき目付量を容易に制御でき、複数本のワイヤを同時にワイピングすることも可能であり、効率的にワイピングを行うことができる。
　鉄線をめっき浴から引き上げてから３秒以内に、ワイピング装置の後段に設置した冷却装置によりめっき鉄線を冷却し、めっき金属を凝固させることにより、微細な共晶凝固組織を有するめっき層を得ることができる。冷却装置の冷却方法は、単純に流水をめっき鉄線に掛ける方法でもよい。また、冷却装置の冷却方法に二流体ノズルを適用すれば、冷却速度の制御性が向上する。さらに、冷却装置に対して高さ方向に複数段の冷却部分を配置すれば、めっき層に対してより高度な組織制御を行うことができる。
　更に、耐滑り性を付与するため、表面凹凸形成装置（表面凹凸形成部）を用いてＺｎ－Ａｌめっき鉄線の表面に凹凸（異形部、凹部）を形成してもよい。表面凹凸形成装置（表面凹凸形成部）は、特に限定されない。例えば、ロール表面に連続的な突起を有する２個以上のロールの間にめっき鉄線を通しながら圧下して凹凸を形成する方法や、より細かい凹凸を形成するエンボス加工、ダルロールによる加工、レーザーによる表面加工等の加工方法が適用可能である。表面凹凸加工装置は、インラインに連続的に設置することができる。なお、めっき鉄線の表面に凹凸を形成するために、表面が平滑なＺｎ－Ａｌめっき鉄線を一旦巻き取った後、別工程の表面凹凸加工装置を用いて異形加工することもできる。
　Ｚｎ－Ａｌめっき鉄線の強度については、特に制限しないが、金網用途の場合には、製網性の観点から、めっき鉄線の強度は、低いことが好ましい。この場合、金網の適用用途によっては、１０００ＭＰａ程度の強度が要求されることがある。したがって、金網の要求特性に応じて鋼材の熱処理方法及び鋼材成分（例えば、上述のめっき鉄線の実施形態における化学成分）を適正に選択し、３００ＭＰａから１０００ＭＰａ程度の強度までのＺｎ－Ａｌめっき鉄線が金網用途の線材として適用可能である。なお、金網用途以外の用途にめっき線材を使用する場合にも、線材の用途に応じてＺｎ－Ａｌめっき鉄線の強度を適宜決定することができる。
　表１に示す化学成分を有する鋼片を熱間圧延し、線径６ｍｍの熱間圧延線材を製造した。次に、得られた熱間圧延線材を、乾式潤滑剤を用いたダイス伸線によって線径５．０ｍｍまで伸線加工し、伸線材を製造した。更に、この伸線材を電解脱脂した後、ジルコンサンドを熱媒体として７６０℃に加熱した流動床を通過させて焼鈍を行い、被めっき鉄線を製造した。この被めっき鉄線の金属組織を光学顕微鏡によって確認した。この金属組織は、表１に示すように、主に、フェライト（初晶フェライト）とパーライトとの混合組織、フェライト組織、パーライト組織のいずれかの組織であった。なお、フェライトとパーライトとの混合組織中のフェライトとパーライトとの比率は、鋼種により異なっていた。なお、表１の鋼種Ａ～Ｇ（被めっき鉄線）は、金網として好適に使用される鋼種である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　めっき前処理として、得られた被めっき鉄線に、酸洗、サンドブラスト処理（表面調整処理）、フラックス処理、乾燥を順番に施した後、溶融Ｚｎ－Ａｌめっきを行った。なお、各処理は、別処理をはさむことなく、同一ライン上で連続的に行われた。
　酸洗では、６０℃に加熱した塩酸濃度が１８％の酸洗浴中に被めっき鉄線を浸漬した。また、サンドブラスト処理では、酸洗された被めっき鉄線の表面の全周にわたって砂の粒を吹き付け、投射する砂の粒径及び投射速度を制御して鉄線表面の凹凸（フラクタル次元）を調整した。フラックス処理では、２００ｇ／ｌの塩化亜鉛溶液にフッ化カリウムを５ｇ／ｌ配合したフラックス液を４０℃に加熱して、このフラックス液中にサンドブラスト処理された被めっき鉄線を通過させた。表面にフラックスが塗布された被めっき鉄線に８０℃のエアーを吹き付け、被めっき鉄線を乾燥させた。
　フラックス処理後、乾燥させた被めっき鉄線をＡｌ量が調整された溶融Ｚｎ－Ａｌめっき浴に浸漬して、被めっき鉄線の表面にＺｎ－Ａｌめっきを形成させた。溶融Ｚｎ－Ａｌめっき浴の温度は、４５５℃に調整された。めっき浴中に浸漬された被めっき鉄線をめっき浴から鉛直方向に引き上げた後、めっき浴の表面から鉛直方向に１００ｍｍ離れた位置に設置した電磁ワイピング装置によってめっき付着量を制御した。更に、水冷装置を用いてめっき層を完全に凝固させ、Ｚｎ－Ａｌめっき鉄線を製造した。
　被めっき鉄線の線速（通線速度）及び水冷位置を調整することによって、めっき浴の表面から引き上げられた被めっき鉄線が水冷開始されるまでの時間（水冷開始時間）を調整し、初晶（初晶Ａｌ相または初晶Ｚｎ相）の粒径を制御した。製造されたＺｎ－Ａｌめっき鉄線について、Ｚｎ－Ａｌめっき層のＡｌ濃度及びＦｅ濃度、Ｚｎ－Ａｌ系合金層の初晶の径、合金生成層の厚さ、めっき付着量、地鉄（被めっき鉄線）とめっき層との界面のフラクタル次元を評価した。なお、合金生成層の厚さは、純亜鉛めっき鉄線においてはＦｅ－Ｚｎ系合金生成層の厚さであり、Ｚｎ－Ａｌめっき鉄線においてはＦｅ－Ａｌ系合金生成層の厚さである。この結果を水冷開始時間とともに表２に示す。さらに、製造されたＺｎ－Ａｌめっき鉄線について、腐食減量（耐食性）、表面性状、加工性、金網特性を評価した。この結果を表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　実施例１～１１では、めっき層中のＡｌ量が３．０％以上かつ１５．０％以下であり、めっき層中のＦｅ量が３．０％以下であり、フラクタル次元が１．０５以上かつ１．３０％以下であった。さらに、これらの実施例１～１１では、初晶（初晶Ａｌ相または初晶Ｚｎ相）の径が１０μｍ以下であり、合金生成層の厚さが５μｍ以下であり、めっき付着量が１００ｇ／ｍ２以上かつ４００ｇ／ｍ２以下であった。一方、比較例１２～１４、１６では、めっき層中のＦｅの量が３．０％超であった。なお、これらの比較例のうち、比較例１２、１３、１６では、５μｍを超える厚い合金生成層が形成されていた。また、比較例１５では、めっき層中のＡｌ量が１５．０％を超えていた。
　比較例１２では、Ａｌを含まない溶融亜鉛めっき浴を用いたため、めっき層と鉄線との界面部にＦｅ－Ａｌ系合金生成層が形成されず、ＦｅとＺｎとの合金化反応が進み、厚いＦｅ－Ｚｎ系合金生成層が形成された。また、比較例１３では、２浴法を用いて合金めっきを行ったため、厚いＦｅ－Ａｌ系合金生成層が残存していた。比較例１６では、鉄線の通線速度が遅く、めっきされた鉄線がめっき浴中から引き上げられた後、水冷されるまでの時間が長いため、合金生成層が大きく成長していた。また、比較例１２では、めっき浴にＡｌが含まれていないため、初晶（初晶Ａｌ相）が形成されていない。比較例１４では、めっき浴中のＡｌ量が少なかったため、初晶（初晶Ａｌ相または初晶Ｚｎ相）を明瞭に確認できなかった。比較例１５では、めっき浴中のＡｌ量が多かったため、各初晶Ａｌ相を明瞭に区別できなかった。そのため、比較例１４及び１５では、初晶Ａｌ相の径を測定することができなかった。比較例１６では、水冷開始までの時間が長かったため、初晶Ａｌ相が粗大化していた。比較例１７では、フラクタル次元が１．０５未満であり、地鉄（被めっき鉄線）の表面が平滑であるため、鉄線の通線速度を遅くすることによりフラックスの処理時間を長くしても、めっき付着量が低下し、不めっきが発生した。加えて、この比較例１７では、鉄線の通線速度が遅く、水冷開始時間が３秒よりも長いため、めっき層中に形成された組織は、略合金生成層であった。したがって、初晶Ａｌ相の径が測定できなかった。比較例１８では、フラクタル次元が１．０５未満であり、フラックス処理性が低下した。また、この比較例１８では、めっき浴中のＡｌ濃度が低く、めっき層にＦｅが拡散して、合金生成層が成長したため、めっき層中のＡｌ濃度が３．０％未満、Ｆｅ濃度が３．０％超であった。
　なお、上述のＺｎ－Ａｌめっき層のＡｌ濃度及びＦｅ濃度、Ｚｎ－Ａｌ系合金層の初晶（初晶Ａｌ相または初晶Ｚｎ相）の径、合金生成層の厚さ、めっき付着量、地鉄（被めっき鉄線）とめっき層との界面のフラクタル次元を次のように評価した。
　上述の試験液を用いてめっき層を溶解し、ＩＣＰ発光分光分析を行うことによって、Ｚｎ－Ａｌめっき層のＡｌ濃度及びＦｅ濃度を測定した。Ｚｎ－Ａｌめっき鉄線のめっき付着量は、ＪＩＳ　Ｈ　０４０１に準じて、間接法により算出された。めっき層の組織をＳＥＭによって観察し、得られたＳＥＭ画像を画像処理して、円に換算した平均粒径（円相当径）として初晶の径を求めた。合金生成層の厚さは、めっき層の断面をＴＥＭによって観察し、ＥＤＳを併用して測定された。また、鉄線とＺｎ－Ａｌめっき層との界面部の凹凸（フラクタル界面）をボックスカウンティング法を用いて評価し、フラクタル次元を求めた。
　また、腐食減量（耐食性）、表面性状、加工性、金網特性を次のように評価した。
　製造したＺｎ－Ａｌめっき鉄線の耐食性は、ＪＩＳ　Ｚ　２３７１に基づいて中性塩水噴霧試験により１０００時間の試験を行った後、試験前後の重量の変化から腐食減量（ｇ／ｍ２）を求めることによって評価された。また、この試験後に赤錆が発生していた場合には、耐食性（腐食減量）を「赤錆発生」と評価した。なお、めっき鉄線の耐食性要求を満足するためには、この腐食減量が、３００ｇ／ｍ２以下である必要がある。加工性については、乾式潤滑剤を用いて溶融Ｚｎ－Ａｌめっき鉄線を減面率８０％までダイス伸線（加工）し、溶融Ｚｎ－Ａｌめっき鉄線のめっきの剥離率を求めた。この剥離率が２０％以下である場合には、加工性を「良好」と評価し、剥離率が２０％未満である場合には、加工性を「不良」と評価した。また、めっき鉄線の表面性状について、ランダムな表面肌荒れ部が長さ１ｍ当たりに５個以下であり、かつ不めっきが確認されない場合には、表面性状を「良好」と評価した。長さ１ｍ当たりに５個超１０個以下の肌荒れ部が確認され、かつ不めっきが確認されない場合には、表面性状を「良」と評価し、１０個超の肌荒れ部が確認された場合、あるいは不めっきが確認された場合には、表面性状を「不良」と評価した。
　また、表１中の鋼種Ａ～Ｇを用いた実施例１～１１及び比較例１２～１６については、めっき鉄線から編み目（メッシュ）の大きさが６５ｍｍの菱形金網を製造し、金網の強度と網目形状の均一性と製網性とを総合的に評価した。この評価によって、製造された金網が優れている場合には、金網特性を「良好」と評価し、製造された金網が良好に使用可能である場合には、金網特性を「可」と評価した。金網として使用することが困難な場合、あるいは金網を製造することが困難な場合には、金網特性を「不可」と評価した。これらの結果を表３に示す。なお、比較例１２は、純亜鉛めっき鉄線であり、比較例１３は、２浴法で製造されたＺｎ－Ａｌめっき鉄線である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　実施例１～１１のＺｎ－Ａｌめっき鉄線では、表面性状が良好であり、耐食性が優れていた。特に、耐食性については、塩水噴霧試験での腐食減量が比較例１２の純亜鉛めっき鉄線の約１／３であった。更に、実施例１～１１のＺｎ－Ａｌめっき鉄線の合金生成層（Ｆｅ－Ａｌ系合金生成層）は、比較例１２の純亜鉛めっき鉄線及び比較例１３の２浴法で製造されたＺｎ－Ａｌめっき鉄線に比べて薄かった。そのため、実施例１～１１のＺｎ－Ａｌめっき鉄線では、伸線加工によるめっき層の剥離量が少なく、加工性が良好であり、金網としての総合評価が優れていた。
　一方、比較例１４では、Ｚｎ－Ａｌめっき層中のＡｌ量が少ないため、腐食減量が増加した。比較例１５では、Ｚｎ－Ａｌめっき層中のＡｌ量が多いため、めっき層の融点が上昇し、めっき層の一部に不めっきが発生した。そのため、比較例１５では、塩水噴霧試験においてめっき付着量が低下した部分（不めっき部分）に赤錆が発生し、表面性状の悪化に起因して加工性も劣化し、伸線加工時にめっき剥離が発生した。比較例１６では、鉄線の通線速度が低く、めっきされた鉄線が溶融めっき浴中から引き上げられた後、水冷が開始されるまでの時間が長かった。そのため、合金化が進み、めっき層中のＦｅ量が増加した。加えて、合金生成層が厚くなり、初晶（初晶Ａｌ相または初晶Ｚｎ相）の径が粗大化し、未凝固層のたれによってめっき付着量が部分的に減少した。そのため、比較例１６では、部分的なめっき付着量の低下に起因して塩水噴霧試験において赤錆が発生し、未凝固層のたれによって表面性状が悪化した。さらに、この表面性状の悪化及びめっき層中のＦｅの増加に起因する厚い合金生成層によって、加工時にめっき割れ及びめっき剥離が発生した。比較例１４、１７、１８では、鉄線とめっき層との界面部の凹凸のフラクタル次元が小さかった。そのため、比較例１４、１７、１８では、フラックス処理の安定性が低下して、局部的に不めっきが発生し、表面性状が悪化した。加えて、この局部的な不めっきにより、めっき鉄線の耐食性が低下した。特に、比較例１７では、めっき浴の組成を制御した場合であっても、めっき付着量を確保すると、フラックスの処理性の低下によってめっき層中のＦｅ量が増加した。そのため、厚い合金生成層によって加工時にめっき割れ及びめっき剥離が発生した。
　また、金網として使用しない鋼種Ｈ～Ｋを用いた実施例１９～２２では、めっき層中のＡｌ量が３．０％以上かつ１５．０％以下であり、めっき層中のＦｅ量が３．０％以下であり、フラクタル次元が１．０５以上かつ１．３０以下であった。そのため、実施例１９～２２のＺｎ－Ａｌめっき鉄線では、表面性状が良好であり、耐食性が優れていた。
　比較例２３では、フラクタル次元が１．０５以上であるが、鉄線の通線速度が遅いため、合金生成層が大きく成長した。そのため、めっき層中のＦｅ濃度が３．０％超であった。また、この比較例２３では、水冷開始時間が３秒よりも長いため、初晶Ａｌ相が大きく成長していた。比較例２４では、被めっき線が硬い材料であり、表面調整処理が不十分になったため、フラクタル次元が１．０５未満であった。加えて、この比較例２４では、めっき浴のＡｌ濃度が高いため、溶融金属の融点が高くなり、初晶Ａｌ相が大きく成長した。比較例２５では、鉄線の通線速度が遅く、初晶Ａｌ相が大きく成長した。また、この比較例２５では、焼鈍工程で厚いスケールが生成し、酸洗を行ってもスケールが完全に除去されないため、フラックス処理が正常に行われなかった。そのため、めっき付着量が低下し、不めっきが発生した。比較例２６では、めっき浴のＡｌ濃度が低いため、溶融金属の粘性が高くなり、めっき付着量が増加した。しかしながら、この比較例２６では、Ｆｅとめっき金属との合金化反応が進み、合金生成層が大きく成長した。
　次に、第一の変形例として、めっき層の表面に凹部（異形部）を形成し、得られためっき鉄線の耐すべり性を評価した。
　実施例１と同等のＺｎ－Ａｌめっき鉄線を製造する際に、ロール表面に凸部を有する冷間ロール加工装置を捲取装置の前に配置して冷間加工し、溶融Ｚｎ－Ａｌめっき鉄線の表面に凹部を形成した。溶融Ｚｎ－Ａｌめっき鉄線表面の凹部の形状及び寸法は、ロール表面の凸部によって制御された。この凹部の寸法として、凹部深さ、凹部の幅に対する凹部深さの比率（深さ／幅、凹部形状比）、単位面積あたりの凹部の数を変化させた。なお、凹部の形状は、矩形であった。
　Ｚｎ－Ａｌめっき鉄線の表面の凹部の寸法については、Ｚｎ－Ａｌめっき鉄線の長手方向に垂直な断面を切断研磨し、この断面をＳＥＭを用いて観察し、ＳＥＭに備えられた測長機能により凹部の深さ及び幅を測定した。また、Ｚｎ－Ａｌめっき鉄線の表面の凹部の数については、１００ｍｍ長さに切断した溶融めっき鉄線表面に塗料を塗布した後、紙に転写し、塗料が転写されていない部分を凹部と判断して画像解析により１ｃｍ２あたりの凹部の個数を求めた。
　Ｚｎ－Ａｌめっき表面への凹部の形成による耐滑り性を、次のようにして評価した。Ｚｎ－Ａｌめっき鉄線から網目の大きさが６５ｍｍで長さ５００ｍｍかつ幅５００ｍｍの菱形金網を製網し、この金網を水平な台上に固定し、金網表面を霧吹きにより湿らせた。その後、重さ４ｋｇのゴム片を固定された金網上に載せて、静止状態にあるゴム片を水平方向に引っ張り、ゴム片が動き出す時の荷重（引張荷重の最大値）を測定した。この引張り荷重の最大値をゴム片の重量で除することにより静止摩擦係数を求めた。
　１枚の金網について測定を６回繰り返し、測定された静止摩擦係数の平均値が０．７以上である場合に、耐すべり性を「良好」と評価した。測定された静止摩擦係数の平均値が０．７未満である場合に、耐すべり性を「可」と評価した。また、Ｚｎ－Ａｌめっき鉄線の耐食性（腐食減量）を、実施例１と同様に塩水噴霧試験で評価した。結果を表４に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　実施例２７～３２のＺｎ－Ａｌめっき鉄線は、いずれも、実施例３３～３５のＺｎ－Ａｌめっき鉄線に比べ、耐滑り性が良好であった。したがって、実施例２７～３２のＺｎ－Ａｌめっき鉄線では、より滑りにくい金網を製造することができた。なお、実施例２７～３５のＺｎ－Ａｌめっき鉄線は、優れた耐食性と加工性とを有していた。すなわち、実施例２７～３２のＺｎ－Ａｌめっき鉄線は、実施例３３のＺｎ－Ａｌめっき鉄線に比べて、Ｚｎ－Ａｌめっき鉄線の表面に設けた凹部の深さが十分であった。実施例２７～３２のＺｎ－Ａｌめっき鉄線は、実施例３４のＺｎ－Ａｌめっき鉄線に比べて、表面の凹部の数が十分であった。また、実施例２７～３２のＺｎ－Ａｌめっき鉄線は、実施例２９のＺｎ－Ａｌめっき鉄線に比べて、Ｚｎ－Ａｌめっき鉄線の表面に設けた凹部の深さと凹部の幅との比が十分であった。さらに、実施例２７～３２のＺｎ－Ａｌめっき鉄線は、実施例３６のＺｎ－Ａｌめっき鉄線に比べて、凹部の深さと凹部の幅との比が適切に設定されているため、みかけの比表面積が大きく増加することなく、腐食減量の増加は見られなかった。
　さらに、第二の変形例として、溶融Ｚｎ－Ａｌめっき浴中にＳｉを添加する以外は、表３に示す実施例１～１１と同様の方法を用いてめっき層中にＳｉを含むＺｎ－Ａｌめっき鉄線を製造し、Ｚｎ－Ａｌめっき鉄線の評価を行った。なお、この溶融Ｚｎ－Ａｌめっき浴中のＡｌ量及びＳｉ量は、適宜調整されている。
　製造されたＺｎ－Ａｌめっき鉄線について、Ｚｎ－Ａｌめっき層のＡｌ濃度、Ｓｉ濃度及びＦｅ濃度、Ｚｎ－Ａｌ系合金層の初晶（初晶Ａｌ相または初晶Ｚｎ相）の径、合金生成層の厚さ、めっき付着量、地鉄（被めっき鉄線）とめっき層との界面のフラクタル次元を評価した。この測定結果を水冷開始時間とともに表５に示す。なお、合金生成層の厚さは、純亜鉛めっき鉄線においてはＦｅ－Ｚｎ系合金生成層の厚さであり、Ｚｎ－Ａｌめっき鉄線においてはＦｅ－Ａｌ系合金生成層の厚さである。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　実施例３７～４７では、めっき層中のＡｌ量が３．０％以上かつ１５．０％以下であり、めっき層中のＳｉ量が０．０５％以上かつ２．０％以下であり、めっき層中のＦｅ量が３．０％以下であり、フラクタル次元が１．０５以上かつ１．３０％以下であった。さらに、これらの実施例３７～４７では、初晶（初晶Ａｌ相または初晶Ｚｎ相）の径が１０μｍ以下であり、合金生成層の厚さが５μｍ以下であり、めっき付着量が１００ｇ／ｍ２以上かつ４００ｇ／ｍ２以下であった。一方、比較例５０～５３及び５５では、めっき層中のＦｅの量が３．０％超であった。なお、これらの比較例のうち、比較例５０～５２及び５５では、５μｍを超える厚い合金生成層が形成されていた。比較例５０では、Ａｌ及びＳｉを含まない溶融亜鉛めっき浴を用いたため、めっき層と鉄線との界面部にＦｅ－Ａｌ系合金生成層が形成されず、ＦｅとＺｎとの合金化反応が進み、厚いＦｅ－Ｚｎ系合金生成層が形成された。また、比較例５１では、２浴法を用いて合金めっきを行ったため、厚いＦｅ－Ａｌ系合金生成層が残存していた。比較例５２では、フラクタル次元が小さく、合金めっき中のＳｉ量が少ないため、合金化反応の制御が困難になり、合金生成層が大きく成長していた。比較例５５では、鉄線の通線速度が遅く、めっきされた鉄線がめっき浴中から引き上げられた後、水冷されるまでの時間が長いため、合金生成層が大きく成長していた。また、比較例５０では、めっき浴にＡｌが含まれていないため、Ａｌリッチ相が形成されていない。比較例５３では、めっき浴中のＡｌ量が少なかったため、初晶を明瞭に確認できなかった。比較例５４では、めっき浴中のＡｌ量が多かったため、各初晶Ａｌ相を明瞭に区別できなかった。そのため、比較例５３及び５４では、初晶の径を測定することができなかった。比較例５５では、水冷開始までの時間が長かったため、初晶Ａｌ相が粗大化していた。
　また、実施例４８では、めっき層中のＳｉ量が２．０％超であり、実施例４９では、めっき層中のＳｉ量が０．０５％未満であった。
　なお、上述のＺｎ－Ａｌめっき層のＡｌ濃度、Ｓｉ濃度及びＦｅ濃度、Ｚｎ－Ａｌ系合金層の初晶の径、合金生成層の厚さ、めっき付着量、地鉄（被めっき鉄線）とめっき層との界面のフラクタル次元を次のように評価した。
　上述の試験液を用いてめっき層を溶解し、ＩＣＰ発光分光分析を行うことによって、Ｚｎ－Ａｌめっき層のＡｌ濃度、Ｓｉ濃度及びＦｅ濃度を測定した。合金生成層の厚さ及びめっき層の組織を評価するために、めっき鉄線の断面を研磨後、電界放出型走査電子顕微鏡（ＦＥＳＥＭ）及びＥＤＳを用いて１０００～３００００倍で５視野以上を観察した。めっき層の組織は、画像処理により評価され、合金生成層の厚さは、めっき層組織の顕微鏡（ＦＥＳＥＭ）の測長機能を用いて、１０箇所を測定した平均値により評価した。ＪＩＳ　Ｈ　０４０１に準じて、めっき付着量を間接法により算出した。めっきの組織をＳＥＭによって観察し、得られたＳＥＭ画像を画像処理して、円に換算した平均粒径（円相当径）として初晶の径を求めた。合金生成層の厚さは、めっき層の断面をＴＥＭによって観察し、ＥＤＳを併用して測定された。また、鉄線とＺｎ－Ａｌめっき層との界面部の凹凸（フラクタル界面）をボックスカウンティング法を用いて評価し、フラクタル次元を求めた。
　また、腐食減量（耐食性）、表面性状、加工性、金網特性を次のように評価した。
　製造したＺｎ－Ａｌめっき鉄線の耐食性は、ＪＩＳ　Ｚ　２３７１に基づいて中性塩水噴霧試験により１０００時間の試験を行った後、試験前後の重量の変化から腐食減量（ｇ／ｍ２）を求めることによって評価された。また、この試験後に赤錆が発生していた場合には、耐食性（腐食減量）を「赤錆発生」と評価した。加工性については、乾式潤滑剤を用いて溶融Ｚｎ－Ａｌめっき鉄線を減面率８０％までダイス伸線（加工）し、溶融Ｚｎ－Ａｌめっき鉄線のめっきの剥離率を求めた。この剥離率が２０％以下である場合には、加工性を「良好」と評価し、剥離率が２０％未満である場合には、加工性を「不良」と評価した。
　また、Ｚｎ－Ａｌめっき鉄線の表面性状について、ランダムな表面肌荒れ部が長さ１ｍ当たりに５個以下であり、かつ不めっきが確認されない場合には、表面性状を「良好」と評価した。長さ１ｍ当たりに５個超１０個以下の肌荒れ部が確認され、かつ不めっきが確認されない場合には、表面性状を「良」と評価し、１０個超の肌荒れ部が確認された場合、あるいは不めっきが確認された場合には、表面性状を「不良」と評価した。また、めっき鉄線から編み目（メッシュ）の大きさが６５ｍｍの菱形金網を製造し、金網の強度と網目形状の均一性と製網性とを総合的に評価した。この評価によって、製造された金網が優れている場合には、金網特性を「良好」と評価し、製造された金網が良好に使用可能である場合には、金網特性「可」と評価した。金網として使用することが困難な場合、あるいは金網を製造することが困難な場合には、金網特性を「不可」と評価した。
　これらの結果を表６に示す。なお、比較例５０は、純亜鉛めっき鉄線であり、比較例５１は、２浴法で製造されたＺｎ－Ａｌめっき鉄線である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　実施例３７～４９のＺｎ－Ａｌめっき鉄線では、表面性状が良好であり、耐食性が優れていた。特に、耐食性については、塩水噴霧試験での腐食減量が比較例５０の純亜鉛めっき鉄線の約１／３であった。更に、実施例３７～４９のＺｎ－Ａｌめっき鉄線の合金生成層（Ｆｅ－Ａｌ系合金生成層）は、比較例５０の純亜鉛めっき鉄線及び比較例５１の２浴法で製造されたＺｎ－Ａｌめっき鉄線に比べて薄かった。そのため、実施例３７～４９のＺｎ－Ａｌめっき鉄線では、伸線加工によるめっき層の剥離量が少なく、加工性が優れており、金網としての総合評価が優れていた。一方、比較例５２では、フラクタル次元が小さく、Ｚｎ－Ａｌめっき層のＳｉ量が少ないため、めっき処理性が不均一になり、局部的に厚い合金生成層が形成されて、合金生成層の厚さが不均一になった。そのため、めっき密着性が局部的に低下し、表面性状が悪化し、加工性が低下した。比較例５３では、Ｚｎ－Ａｌめっき層中のＡｌ濃度が低いため、耐食性が悪化した。比較例５４では、Ｚｎ－Ａｌめっき層中のＡｌ量が多いため、めっき層の融点が上昇し、めっき層の一部に不めっきが発生した。そのため、比較例５４では、塩水噴霧試験においてめっき付着量が低下した部分（不めっき部分）に赤錆が発生し、表面性状の悪化に起因して加工性も劣化し、伸線加工時にめっき剥離が発生した。
　比較例５５では、鉄線の通線速度が低く、めっきされた鉄線が溶融めっき浴中から引き上げられた後、水冷が開始されるまでの時間が長かった。そのため、合金化が進み、めっき層中のＦｅ量が増加した。加えて、合金生成層が厚くなり、初晶Ａｌ相の径が粗大化し、未凝固層のたれによってめっき付着量が部分的に減少した。そのため、比較例５５では、部分的なめっき付着量の低下に起因して塩水噴霧試験において赤錆が発生し、未凝固層のたれによって表面性状が悪化した。さらに、この表面性状の悪化及びめっき層中のＦｅの増加に起因する厚い合金生成層によって、加工時にめっき割れ及びめっき剥離が発生した。
　なお、実施例３８では、めっき層中のＳｉ量が０．０５％以上かつ２．０％以下であるため、合金生成層の組織と硬度とが適切に制御されている。そのため、めっき層中のＳｉ量が２．０％超である実施例４８に比べて合金生成層の硬度が最適化され、加工性及び金網特性が向上した。また、めっき層中のＳｉ量が０．０５％未満である実施例４９に比べて合金生成層の組織（特に、厚み）が適切に制御され、加工性及び金網特性が向上した。
　加えて、第三の変形例として、第三の変形例のめっき層の表面に凹部（異形部）を形成し、得られためっき鉄線の耐すべり性を評価した。
　実施例３７と同等のＺｎ－Ａｌめっき鉄線を製造する際に、ロール表面に凸部を有する冷間３ロール加工装置を捲取装置の前に配置して冷間加工し、溶融Ｚｎ－Ａｌめっき鉄線の表面に凹部を形成した。溶融Ｚｎ－Ａｌめっき鉄線表面の凹部の形状及び寸法は、ロール表面の凸部によって制御された。この凹部の寸法として、凹部深さ、凹部の幅に対する凹部深さの比率（深さ／幅）、単位面積あたりの凹部の数を変化させた。なお、凹部の形状は、矩形であった。
　Ｚｎ－Ａｌめっき鉄線の表面の凹部の寸法については、Ｚｎ－Ａｌめっき鉄線の長手方向に垂直な断面を切断研磨し、この断面をＳＥＭを用いて観察し、ＳＥＭに備えられた測長機能により、凹部の深さ及び幅を測定した。また、Ｚｎ－Ａｌめっき鉄線の表面の凹部の数については、１００ｍｍ長さに切断した溶融めっき鉄線表面に塗料を塗布した後、紙に転写し、塗料が転写されていない部分を凹部と判断して画像解析により１ｃｍ２あたりの凹部の個数を求めた。
　めっき表面への凹部の形成による耐滑り性を、次のようにして評価した。Ｚｎ－Ａｌめっき鉄線から網目の大きさが６５ｍｍで長さ５００ｍｍかつ幅５００ｍｍの菱形金網を製網し、この金網を水平な台上に固定し、金網表面を霧吹きにより湿らせた。その後、重さ４ｋｇのゴム片を固定された金網上に載せて、静止状態にあるゴム片を水平方向に引っ張り、ゴム片が動き出す時の荷重（引張荷重の最大値）を測定した。この引張荷重の最大値をゴム片の重量で除することにより静止摩擦係数を求めた。１枚の金網について測定を６回繰り返し、測定された静止摩擦係数の平均値が０．７以上である場合に、対すべり性を「良好」と評価した。測定された静止摩擦係数の平均値が０．７未満である場合に、対すべり性を「可」と評価した。また、Ｚｎ－Ａｌめっき鉄線の耐食性（腐食減量）を、実施例３７と同様に塩水噴霧試験で評価した。結果を表７に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
　実施例５６～６１のＺｎ－Ａｌめっき鉄線は、いずれも、実施例６２～６４のＺｎ－Ａｌめっき鉄線に比べ、耐滑り性が良好であった。したがって、実施例５６～６１のＺｎ－Ａｌめっき鉄線では、より滑りにくい金網を製網することができた。なお、実施例５６～６４のＺｎ－Ａｌめっき鉄線は、優れた耐食性を有していた。すなわち、実施例５６～６１のＺｎ－Ａｌめっき鉄線は、実施例６２のＺｎ－Ａｌめっき鉄線に比べて、Ｚｎ－Ａｌめっき鉄線の表面に設けた凹部の深さが十分であった。実施例５６～６１のＺｎ－Ａｌめっき鉄線は、実施例６３のＺｎ－Ａｌめっき鉄線に比べて、表面の凹部の数が十分であった。また、実施例５６～６１のＺｎ－Ａｌめっき鉄線は、実施例６４のＺｎ－Ａｌめっき鉄線に比べて、Ｚｎ－Ａｌめっき鉄線の表面に設けた凹部の深さと凹部の幅との比が十分であった。さらに、実施例５６～６１のＺｎ－Ａｌめっき鉄線は、実施例６５のＺｎ－Ａｌめっき鉄線に比べて、凹部の深さと凹部の幅との比が適切に設定されているため、みかけの比表面積が大きく増加することがなく、腐食減量の増加が見られなかった。
　本発明によれば、Ｚｎ－Ａｌめっき鉄線の耐食性及び加工性を改善することができる。特に、低Ｃ鉄線を母材とするＺｎ－Ａｌめっき鉄線を金網として使用する場合には、耐久性及び寿命が大幅に向上し、Ｚｎ－Ａｌめっき鉄線をより複雑に加工できる。加えて、溶融めっき後にＺｎ－Ａｌめっき鉄線の表面に凹部を形成することにより、耐滑り性が改善され、金網の敷設の作業性が向上する。したがって、本発明は、産業上の利用可能性が極めて高い。

Claims (15)

  1. 　鉄線と、
    　前記鉄線の表面に形成されたＺｎ－Ａｌめっき層と、
    　を含み；
    　前記Ｚｎ－Ａｌめっき層が、質量％で、３．０％以上かつ１５．０％以下のＡｌを含有し、残部がＺｎ及び不可避的不純物を含み；
    　前記Ｚｎ－Ａｌめっき層中のＦｅを質量％で３．０％以下に制限し；
    　ボックスカウンティング法で測定した前記鉄線と前記Ｚｎ－Ａｌめっき層との界面のフラクタル次元が、１．０５以上である；
    ことを特徴とするＺｎ－Ａｌめっき鉄線。
  2. 　前記Ｚｎ－Ａｌめっき層が、質量％で、６．０％以上かつ１５．０％以下のＡｌを含有することを特徴とする請求項１に記載のＺｎ－Ａｌめっき鉄線。
  3. 　前記Ｚｎ－Ａｌめっき層が、質量％で、０．０１％以上かつ３．０％以下のＳｉを含有することを特徴とする請求項１または２に記載のＺｎ－Ａｌめっき鉄線。
  4. 　前記Ｚｎ－Ａｌめっき層が、
    　Ｚｎ－Ａｌ合金層と、
    　前記鉄線と前記Ｚｎ－Ａｌ合金層との間のＦｅ－Ａｌ系合金生成層と、
    を含み；
    前記Ｚｎ－Ａｌ合金層の初晶の径を１０μｍ以下に制限し；
    前記Ｆｅ－Ａｌ合金生成層の厚さを５μｍ以下に制限する；
    ことを特徴とする請求項１または２に記載のＺｎ－Ａｌめっき鉄線。
  5. 　前記鉄線が、質量％で、
    　０．０１％以上かつ０．７０％以下のＣと；
    　０．１％以上かつ１．０％以下のＳｉと；
    　０．１％以上かつ１．５％以下のＭｎと；
    を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物を含み、フェライトを含む組織を有することを特徴とする請求項１または２に記載のＺｎ－Ａｌめっき鉄線。
  6. 　前記鉄線が、質量％で、更に、０．１％以下のＡｌ、０．１％以下のＴｉ及び０．００７０％以下のＢから選ばれた１種以上の元素を含有することを特徴とする請求項５に記載のＺｎ－Ａｌめっき鉄線。
  7. 　前記Ｚｎ－Ａｌめっき層のめっき付着量が、１００ｇ／ｍ２以上かつ４００ｇ／ｍ２以下であることを特徴とする請求項１または２に記載のＺｎ－Ａｌめっき鉄線。
  8. 　前記Ｚｎ－Ａｌめっき層の表面には、表面積１ｃｍ２あたり２個以上かつ１００個以下の密度で凹部が設けられ、この凹部は、０．２ｍｍ以上かつ０．５ｍｍ以下の深さ及び０．１以上かつ３以下の幅に対する前記深さの比率を有することを特徴とする請求項１または２に記載のＺｎ－Ａｌめっき鉄線。
  9. 　鉄線を、伸線加工した後、酸洗し、ボックスカウンティング法で測定した前記鉄線の表面のフラクタル次元が１．０５以上になるように表面調整処理を施し、フラックス中に通過させ、乾燥後、質量％で、３．０％以上かつ１５．０％以下のＡｌを含有する溶融Ｚｎ－Ａｌ浴に浸漬して引き上げ、３秒以内に水冷することを特徴とするＺｎ－Ａｌめっき鉄線の製造方法。
  10. 　前記溶融Ｚｎ－Ａｌ浴が、質量％で、６．０％以上かつ１５．０％以下のＡｌを含有することを特徴とする請求項９に記載のＺｎ－Ａｌめっき鉄線の製造方法。
  11. 　前記溶融Ｚｎ－Ａｌ浴が、質量％で、０．０１％以上かつ３．０％以下のＳｉを含有することを特徴とする請求項９または１０に記載のＺｎ－Ａｌめっき鉄線の製造方法。
  12. 　前記鉄線が、質量％で、０．０１％以上かつ０．７０％以下のＣと；０．１％以上かつ１．０％以下のＳｉと；０．１％以上かつ１．５％以下のＭｎと；を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物を含み、フェライトを含む組織を有することを特徴とする請求項９または１０に記載のＺｎ－Ａｌめっき鉄線の製造方法。
  13. 　前記鉄線を溶融Ｚｎ－Ａｌ浴に浸漬して引き上げた後かつ水冷前に、めっき付着量が１００ｇ／ｍ２以上かつ４００ｇ／ｍ２以下になるように前記めっき付着量を調節することを特徴とする請求項９または１０に記載のＺｎ－Ａｌめっき鉄線の製造方法。
  14. 　水冷後、レーザー加工または冷間加工により、Ｚｎ－Ａｌめっき層の表面に凹部を形成することを特徴とする請求項９または１０に記載のＺｎ－Ａｌめっき鉄線の製造方法。
  15. 　前記凹部は、０．２ｍｍ以上かつ０．５ｍｍ以下の深さ及び０．１以上かつ３以下の幅に対する前記深さの比率を有し、前記Ｚｎ－Ａｌめっき層の表面積１ｃｍ２あたり２個以上かつ１００個以下の密度で形成されることを特徴とする請求項１４に記載のＺｎ－Ａｌめっき鉄線の製造方法。
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