JP5053652B2

JP5053652B2 - 耐溶融金属脆化割れ性に優れたＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板

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Publication number: JP5053652B2
Application number: JP2007021729A
Authority: JP
Inventors: 延和藤本; 孝松元; 智永岩津; 健太郎平田
Original assignee: Nippon Steel Nisshin Co Ltd
Current assignee: Nippon Steel Nisshin Co Ltd
Priority date: 2007-01-31
Filing date: 2007-01-31
Publication date: 2012-10-17
Anticipated expiration: 2027-01-31
Also published as: JP2008184685A

Description

本発明は、溶接加工に供したとき、溶接熱影響部における溶融金属脆化割れの発生が抑止される溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板に関する。

Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板は、一般的な亜鉛めっき鋼板と比べ耐食性に優れる。従来、高品質な溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板の製造は難しいとされていたが、近年、工業的規模での溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板の製造技術が確立され、最近では外装材のみならず各種構造部材の用途で溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板が使用されるようになってきた。

自動車部材や建材をはじめとする構造部材は、めっき鋼板を溶接して組み立てられる場合が多い。この場合、溶接時にめっき層が鋼素地の一部とともに溶融する。これまでの調査によれば、一般的な亜鉛めっき鋼板に比べ、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板を使用した場合には、溶接熱影響部（ＨＡＺ）に微細な粒界割れが生じやすいことが経験的にわかっている。この割れは、溶接時に材料の膨張・収縮に伴って生じる引張応力に起因するものであり、溶融金属脆化割れと呼ばれる現象の一種である。溶接時に溶融したＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっきの成分が、亜鉛めっきの場合よりも溶融金属脆化割れの感受性を増大させているものと考えられる。

Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板の耐溶融金属脆化割れ性を改善するため、これまで種々の検討がなされてきた。特許文献１、２には、下地鋼の金属組織をフェライトと、ベイナイト、パーライトあるいはマルテンサイトとの混合組織とし、結晶粒界を複雑化することによって溶融金属の粒界への侵入を抑制する手法が開示されている。特許文献３には、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏ、Ｚｒ等を添加した鋼板素材を用い、ピンニング作用のあるこれらの元素の析出物を分散させて溶接時のオーステナイト域における結晶粒の成長を抑制するとともに、これらの元素が溶接後に粒界に偏析する作用を利用することにより割れの防止を図る手法が開示されている。特許文献４には、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ等がＳｉとともに濃化した強固で薄い皮膜が形成された下地鋼を使用することにより、鋼材表面の結晶粒界に溶融めっき金属が侵入することを抑制する手法が開示されている。

特開２００４−３１５８４７号公報特開２００４−３１５８４８号公報特開２００６−９７１２９号公報特開２００６−８９７８７号公報

上記各特許文献の手法はいずれも、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板の耐溶融金属脆化割れ性の向上に有効である。しかしながら、本発明者らの更なる調査によれば、実際の溶接施工においては、溶接条件によって、これらの文献の手法を採用しても溶融金属脆化割れを食い止めることができない場合があることがわかった。
本発明は、厳しい溶接条件でも溶融金属脆化割れを安定して抑止できる性質を備えたＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板を提供することを目的とする。

発明者らの詳細な検討の結果、素地鋼板として、ＴｉとＢを複合添加し、かつＣｒの含有量を一定以上に増量した鋼を採用することにより、上記目的が達成できることを知見した。すなわち本発明では、質量％でＡｌ：３〜２２％、Ｍｇ：１〜１０％を含有し、必要に応じてさらにＴｉ：０.１質量％以下、Ｂ：０.０５質量％以下、Ｓｉ：２％以下、Ｆｅ：２％以下の１種以上を含有し、残部がＺｎおよび不可避的不純物からなる溶融めっきを施しためっき鋼板において、素地鋼板（めっき原板）を、質量％でＣ：０.０１〜０.３％、Ｓｉ：１.５％以下、Ｍｎ：０.０５〜２.０％、Ｐ：０.１％以下、Ｎ：０.００５％以下、Ｔｉ：０.１％以下、Ｂ：０.０００３〜０.０１％、Ｃｒ：０.５〜３.０％であり、場合によってはさらにＮｂ：０.３％以下、Ｖ：１.０％以下、Ｍｏ：１.０％以下およびＺｒ：１.０％以下の１種以上を含有し、あるいはさらにＣｕ：１.０％以下およびＮｉ：１.０％以下の１種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物、かつ下記（１）式を満たす組成の鋼で構成したことを特徴とする耐溶融金属脆化割れ性に優れたＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板が提供される。
Ｔｉ≧３.４３×Ｎ ……（１）

ここで、（１）式の元素記号の箇所には、質量％で表される当該元素の含有量の値が代入される。

本発明によれば、Ｃ含有量０.０１〜０.３％の鋼が用いられる種々の用途において、耐食性に優れたＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板を使用した健全な溶接部を有する溶接構造部材が提供される。したがって本発明は、従来、亜鉛めっき鋼板が使用されていた各種溶接構造部材において、信頼性を維持しながら耐食性レベルの向上をもたらすものである。

本発明では、めっき原板である素地鋼板として、Ｔｉ、Ｂ、およびＣｒを適量含有させた鋼を使用することにより、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板の溶接時における溶融金属脆化割れを防止する。以下に素地鋼板の成分元素について説明する。

Ｃは、鋼材の強度を確保するために必要な元素であり、求められる強度レベルに応じてＣ含有量が調整される。例えば建材用途として、柱補強材や、骨組を接合する箇所の部材には、Ｃ含有量が０.０７〜０.３質量％に調整された強度レベルの高い鋼が適している。また、自動車部材その他の比較的良好な加工性が要求される用途ではＣ含有量０.０１〜０.０７質量％未満の鋼が使用されることが多い。Ｃ含有量が高くなると延性低下に伴って加工性が低下するので、用途に応じてＣ含有量の上限を設定する必要がある。本発明ではＣ：０.０１〜０.３質量％の鋼を対象とする。

Ｓｉは、フェライト相に固溶し、鋼材の強度上昇に有効な元素である。その作用を十分に得るには０.０１質量％以上のＳｉ含有量を確保することが望ましい。ただし、Ｓｉ含有量が増大すると、延性が低下したり、鋼材表面にＳｉが濃化してめっき性が低下したりする。このため本発明ではＳｉ含有量は１.５質量％以下の範囲に制限され、０.５質量％以下とすることがより好ましい。

Ｍｎは、Ｓ起因の脆化を防止するとともに強度向上に有効な元素である。これらの効果を得るために０.０５質量％以上のＭｎ含有量を確保する。ただし、Ｍｎ含有量が増大すると、加工性や溶接性が低下したり、鋼材表面にＭｎが濃化してめっき性が低下したりする。このため本発明ではＭｎ含有量は２.０質量％以下の範囲に制限され、０.５質量％以下とすることがより好ましい。

Ｐは、延性に悪影響を及ぼすので、高加工性が要求される用途では低い方がよい。ただ、Ｐには強度を上昇させる作用があるため、高強度化が必要な用途では加工性やめっき性に悪影響を及ぼさない範囲で添加することができる。例えば０.０１質量％以上のＰ含有が高強度化には有利であるが、上限は上記のような理由から０.１質量％に制限され、０.０５質量％以下とすることがより好ましい。

Ｓは、鋼の脆化を招くので、Ｓ含有量は０.０３質量％以下に抑えることが望ましい。

Ｎは、鋼中のＢと反応してＢＮを形成する。ＢＮの形成によってＢが消費されると、耐溶融金属脆化割れ性を改善するために重要な機能を担うＢの鋼中含有量（有効Ｂ量）を十分に確保することが難しくなる。このため、Ｎの含有量をできるだけ低く抑えることが重要である。本発明では後述のＴｉによってＮを固定することでＢＮの形成を抑制するのであるが、それでもＮ含有量は０.００５質量％以下に抑えておく必要がある。

Ｔｉは、強力な窒化物形成元素であり、上記のようにＮをＴｉＮとして固定することによりＢＮの形成を抑制する機能を有する。種々検討の結果、このようなＴｉの機能を十分に発揮させるには、下記（１）式を満たすようにＴｉ含有量を確保する必要がある。
Ｔｉ≧３.４３×Ｎ ……（１）
この（１）式は、鋼中に存在するＮのほぼ全量を固定するために必要なＴｉ含有量を示すものである。Ｔｉ含有量が（１）式を外れて低い場合は、有効Ｂ量を十分に確保することが難しくなる。
また、ＴｉはＣｒの粒界偏析を促進させる作用があることがわかった。このため、後述のＣｒによる耐溶融金属脆化割れ性の改善効果を高める上でも有効である。ただし、過剰のＴｉ含有は鋼材の加工性低下および製造コスト増大を招くので、Ｔｉ含有量は０.１質量％以下の範囲に制限される。

Ｂは、溶融金属脆化割れの抑制に有効な元素である。その作用は、Ｂが結晶粒界に偏析して原子間結合力を高めることによると考えられる。ＳＩＭＳによる分析では、本発明鋼を高温のオーステナイト域に加熱することにより、Ｂはオーステナイト粒界に顕著に偏析することが確認されている。このようなＢによる粒界強化機能を発揮させるには、前述のように、Ｎの低減やＴｉによるＮの固定によって、ＢＮ形成に伴うＢの消費を抑制して有効Ｂ量を確保することが重要である。その上で、Ｂ含有量（トータル量）は０.０００３質量％以上を確保する必要があり、０.００１質量％以上とすることがより好ましい。ただし、過剰のＢ添加は加工性劣化の原因となるのでＢ含有量（トータル量）は０.０１質量％以下に制限される。

Ｃｒは、高温でのオーステナイト粒界に偏析することにより、溶融金属脆化割れの抑制に顕著に寄与することがわかった。特許文献４に示されるように、従来、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板の素地鋼板として、ＣｒとＢを含有するものも存在した。しかし、そのような従来鋼を用いた場合、実際の溶接施工で溶融金属脆化割れが生じた事例が見られた。発明者らは詳細な研究の結果、従来鋼よりもＣｒ含有量レベルを高めること、および、Ｔｉを添加することによって、上記の問題が解消できることを突き止めた。具体的には、ＴｉおよびＢの添加量については上述の通りであり、Ｃｒの添加量については０.５質量％以上好ましくは０.５質量％を超えるＣｒ含有量を確保することが極めて有効であることがわかった。このようにＴｉ、Ｂの添加とＣｒの増量によって耐溶融金属脆化割れ性が顕著に改善されるメカニズムについては、現時点で明確にはなっていないが、一定量以上のＢとＣｒが同時に高温のオーステナイト粒界に偏析することによって、ＢとＣｒの相乗効果によって従来鋼の場合よりも粒界エネルギーが低下し、粒界における原子間結合力が高められ、その結果、溶融金属脆化割れに対する抵抗力が顕著に増大したものと推察される。ただし、過剰にＣｒを含有させると鋼材の加工性が低下し、また靭性にも悪影響を及ぼすので、Ｃｒ含有量は３.０質量％以下の範囲に制限される。

Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏ、Ｚｒ、Ｃｕ、Ｎｉの各元素も、高温のオーステナイト粒界に偏析することにより溶融金属脆化割れを抑制する作用を有するので、必要に応じてこれらの１種以上を添加することができる。その効果はＢおよびＣｒとの複合添加によって一層顕著になる。各元素の上記作用を十分に引き出すためには、それぞれＮｂ：０.０１質量％以上、Ｖ：０.０５質量％以上、Ｍｏ：０.０５質量％以上、Ｚｒ：０.０５質量％以上、Ｃｕ：０.０５質量％以上、Ｎｉ：０.０５％以上とすることが特に効果的である。ただし、これらの元素を過剰に添加しても溶融金属脆化割れの抑制効果は飽和し、鋼材の靭性や加工性の低下、製造コストの増大を招くので、これらの元素を添加する場合は、Ｎｂ：０.３％以下、Ｖ：１.０％以下、Ｍｏ：１.０％以下、Ｚｒ：１.０％以下、Ｃｕ：１.０質量％以下、Ｎｉ：１.０質量％以下の範囲で行う。

以上の組成を有する素地鋼板は、一般的な鋼板製造ラインにおいて常法により製造することができる。その後、公知の方法により溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっきを施してめっき鋼板を得る。本発明に適用されるＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっきは以下のようなものである。

めっき層中のＡｌは、めっき鋼板の耐食性を向上させる作用を有する。また、めっき浴中にＡｌを含有させることでＭｇ酸化物系ドロス発生を抑制する作用もある。これらの作用を十分に得るには溶融めっきのＡｌ含有量を３質量％以上とする必要があり、４質量％以上とすることがより好ましい。一方、Ａｌ含有量が２２質量％を超えると、めっき層と素地鋼板との界面でＦｅ−Ａｌ合金層の成長が著しくなり、めっき密着性が悪くなる。優れためっき密着性を確保するには１５質量％以下のＡｌ含有量とすることが好ましく、１０質量％以下とすることがより好ましい。

めっき層中のＭｇは、めっき層表面に均一な腐食生成物を生成させて当該めっき鋼板の耐食性を著しく高める作用を呈する。その作用を十分に発揮させるには溶融めっきのＭｇ含有量を１質量％以上とする必要があり、２質量％以上を確保することが望ましい。一方、Ｍｇ含有量が１０質量％を超えると、Ｍｇ酸化物系ドロスが発生し易くなる弊害が大きくなる。より高品質のめっき層を得るには５質量％以下のＭｇ含有量とすることが好ましく、４質量％以下とすることがより好ましい。

溶融めっき浴中にＴｉ、Ｂを含有させると、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板において斑点状の外観不良を与えるＺｎ₁₁Ｍｇ₂相の生成・成長が抑制される。Ｔｉ、Ｂはそれぞれ単独で含有させてもＺｎ₁₁Ｍｇ₂相の抑制効果は生じるが、製造条件の自由度を大幅に緩和させる上で、ＴｉおよびＢを複合で含有させることが望ましい。これらの効果を十分に得るには、溶融めっきのＴｉ含有量は０.０００５質量％以上、Ｂ含有量は０.０００１質量％以上とすることが効果的である。ただし、Ｔｉ含有量が多くなりすぎると、めっき層中にＴｉ−Ａｌ系の析出物が生成し、めっき層に「ブツ」と呼ばれる凹凸が生じて外観を損なうようになる。このため、めっき浴にＴｉを添加する場合は０.１質量％以下の含有量範囲とする必要があり、０.０１質量％以下とすることが望ましい。また、Ｂ含有量が多くなりすぎると、めっき層中にＡｌ−Ｂ系あるいはＴｉ−Ｂ系の析出物が生成・粗大化し、やはり「ブツ」と呼ばれる凹凸が生じて外観を損なうようになる。このため、めっき浴にＢを添加する場合は０.０５質量％以下の含有量範囲とする必要があり、０.００５質量％以下とすることが望ましい。

溶融めっき浴中にＳｉを含有させると、前記Ｆｅ−Ａｌ合金層の成長を抑制し、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板の加工性を向上させる作用を有する。また、めっき層中のＳｉは、めっき層の黒変化を防止し、表面の光沢性を維持する上でも有効である。このようなＳｉの作用を十分に引き出すためには溶融めっきのＳｉ含有量を０.００５質量％以上とすることが効果的である。ただし、過剰にＳｉを添加すると溶融めっき浴中のドロス量が多くなるので、めっき浴にＳｉを含有させる場合は２.０質量％以下の含有量範囲とする。

溶融めっき浴中には、素地鋼板を浸漬・通板する関係上、一般にはＦｅの混入が避けられない。Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっきにおいて、Ｆｅは概ね２質量％程度まで含有が許容される。めっき浴中には、その他の元素として例えば、Ｃａ、Ｓｒ、Ｎａ、希土類元素、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｓｎ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｎの１種以上が含まれていても構わないが、それらの合計含有量は１質量％以下であることが望ましい。

めっき付着量は、鋼板片面あたり２０〜３００ｇ／ｍ²の範囲で調整することが望ましい。めっき付着量の制御は、一般的な亜鉛めっき鋼板の製造に準じてガスワイピングノズルを用いて行うことができる。ワイピングガスやめっき層凝固時の雰囲気ガスは空気（大気）とすることができる。すなわち空冷方式が採用できる。なお、めっき浴温が５５０℃を超えると、浴からの亜鉛の蒸発が顕著になるため、めっき欠陥が発生しやすく、かつ浴表面の酸化ドロス量が増大するので好ましくない。

表１〜表４に示す組成の鋼を真空溶解炉にて溶製してインゴットを作製し、熱間鍛造→熱間圧延→酸洗→冷間圧延の工程にて板厚３.２ｍｍの冷延板を作製した。冷延板を水素−窒素混合ガス中７００℃で焼鈍した後、大気に触れない状態を保ったまま、直ちに以下に示すいずれかのめっき浴に浸漬し、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっきを施した。下記の「％」は質量％である。
〔めっき浴ａ〕Ａｌ：６％、Ｍｇ：３％、Ｚｎ：残部
〔めっき浴ｂ〕Ａｌ：６％、Ｍｇ：３％、Ｔｉ：０.００２％、Ｂ：０.０００５％、Ｓｉ：０.０１％、Ｆｅ：０.１％、Ｚｎ：残部
〔めっき浴ｃ〕Ａｌ：６％、Ｍｇ：３％、Ｓｉ：０.１％、Ｆｅ：０.１％、Ｚｎ：残部
〔めっき浴ｄ〕Ａｌ：１２％、Ｍｇ：８％、Ｓｉ：０.１％、Ｆｅ：０.１％、Ｚｎ：残部

めっき浴温は約４００℃であり、めっき浴から引き上げてめっき付着量を鋼板片面当たり約９０ｇ／ｍ²に調整した溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板を得た。めっき層凝固時の冷却は空気冷却である。

得られためっき鋼板から１００ｍｍ×７５ｍｍのサンプルを切り出し、これを溶融金属脆化に起因する溶接最大割れ長さを評価するための試験片とした。
溶接試験は図１に示すような外観のボス溶接部材を作製する「ボス溶接」を行い、その溶接部断面を観察して割れの発生状況を調べる方法で行った。すなわち試験片３の板面中央部に直径２０ｍｍ×長さ２５ｍｍの棒鋼からなるボス（突起）１を垂直に立て、このボス１を試験片３にアーク溶接にて接合した。溶接ワイヤは、ＹＧＷ１２を用い、溶接開始点からボスの周囲を１周して、溶接開始点を過ぎた後もさらにビードを重ねて少し溶接を進めたところで溶接終了とした。すなわち、溶接開始点と溶接終了点の間に溶接ビード６が重なるようにした。溶接条件は、溶接電流：２１７Ａ、溶接電圧２５Ｖ、溶接速度０.２ｍ／ｍｉｎ、シールドガス：ＣＯ₂、シールドガス流量：２０Ｌ／ｍｉｎとした。ボス１と試験片３と溶接ビード６からなる溶接後の部材をここでは「ボス溶接部材」と呼んでいる。

ただし、溶接に際しては実験的に溶接割れを起こりやすくする目的で、図２に示すように試験片３を拘束した状態で行った。すなわち、試験片３を、１２０ｍｍ×９５ｍｍ×板厚４ｍｍの拘束板４（ＪＩＳに規定されるＳＳ４００鋼材）の板面中央部に置き、予め試験片３の全周を拘束板４に溶接した。そして一体となった試験片３／拘束板４の接合体を水平な実験台５の上に２個のクランプ２によって固定し、この状態で上記のボス溶接を行った。本明細書ではこのような拘束状態で行うボス溶接を「拘束ボス溶接」と呼んでいる。この方法によれば、試験片３は拘束板４と全周溶接により一体となっていることから、ボス溶接時の入熱によって起こる膨張・収縮が拘束されるので、試験片３に作用する熱応力によってボス溶接時に溶接割れが生じやすくなり、溶接割れの明瞭な評価が可能になる。

拘束ボス溶接後に、ボス１の中心軸を通り、かつ前記の溶接ビードの重なり部分８を通る切断面９で、ボス１／試験片３／拘束板４の接合体を切断し、その切断面９について溶接ビード近傍の試験片３（すなわちめっき鋼板母材である素地鋼板）部分の金属組織を顕微鏡観察した。顕微鏡観察によって当該断面内の試験片３の部分に観測される割れについて、試験片３のボス溶接側の表面から割れの先端までの割れの長さを測定し、最も長い割れについての測定値を「最大割れ長さ」とした。溶接部の強度や疲労特性を考慮し、最大割れ長さが０.２ｍｍ以下のものを合格とした。このような素地鋼板の割れは溶接熱影響部の旧オーステナイト粒界に沿って生じており、これは「溶融金属脆化割れ」であると判断される。
結果を表１〜４中に示す。また、図３には表１、表４に示される鋼について素地鋼板のＣｒ含有量と最大割れ長さの関係を例示する。なお、各素地鋼板のＳ含有量はいずれも０.０３質量％以下である。

Ｔｉ、Ｂ、Ｃｒを適正範囲で含有する本発明例の素地鋼板は、いずれも溶接部近傍での溶融金属脆化割れが顕著に抑制され、最大割れ長さ０.２ｍｍを超えるような割れは生じなかった。この拘束ボス溶接試験において、このように安定して溶融金属脆化割れが抑止されるＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板は、従来の同系めっき鋼板と比較して溶接部の強度および疲労特性についての信頼性が大幅に向上しており、建材、自動車をはじめとする種々の部材用途に好適なものである。

これに対し、比較例であるＢ１鋼、Ｂ５鋼（これは特許文献３の発明に相当する鋼である）、およびＢ６鋼（これは特許文献１の発明に相当する鋼である）はＣｒ含有量が不足しているかあるいはＣｒを添加していないことにより、この拘束ボス溶接試験で最大割れ長さ０.２ｍｍを超える溶融金属脆化割れが生じた。Ｂ２鋼はＢ含有量が不足していることにより、やはり最大割れ長さ０.２ｍｍを超える溶融金属脆化割れが生じた。Ｂ３鋼、Ｂ４鋼、Ｂ８鋼、Ｂ９鋼、Ｂ１０鋼はＴｉ含有量が（１）式を外れて低かったことによりＢＮが生成して有効Ｂ量が十分に確保できなかったと考えられ、Ｂ含有量およびＣｒ含有量は適正であるにも関わらずＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板の溶接に伴う溶融金属脆化割れを抑制することができなかった。Ｂ７鋼（これは特許文献４の発明に相当する鋼である）はＣｒ含有量が少なく、またＴｉ含有量が（１）式を外れて低かったことにより、やはり最大割れ長さ０.２ｍｍを超える溶融金属脆化割れが生じた。

ボス溶接部材の形状を模式的に示した図。拘束ボス溶接を行う際の試験片の拘束方法を模式的に示した断面図。素地鋼板のＣｒ含有量と最大割れ深さの関係を例示したグラフ。

符号の説明

１ボス
２クランプ
３試験片
４拘束板
５実験台
６溶接ビード
７試験片全周溶接部の溶接ビード
８溶接ビードの重なり部分
９切断面

Claims

質量％でＡｌ：３〜２２％、Ｍｇ：１〜１０％、残部がＺｎおよび不可避的不純物からなる溶融めっきを施しためっき鋼板において、素地鋼板を、質量％でＣ：０.０１〜０.３％、Ｓｉ：１.５％以下、Ｍｎ：０.０５〜２.０％、Ｐ：０.１％以下、Ｎ：０.００５％以下、Ｔｉ：０.１％以下、Ｂ：０.０００３〜０.０１％、Ｃｒ：０.５〜３.０％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物、かつ下記（１）式を満たす組成の鋼で構成したことを特徴とする耐溶融金属脆化割れ性に優れたＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板。
Ｔｉ≧３.４３×Ｎ ……（１）
質量％でＡｌ：３〜２２％、Ｍｇ：１〜１０％を含有し、さらにＴｉ：０.１質量％以下、Ｂ：０.０５質量％以下、Ｓｉ：２％以下、Ｆｅ：２％以下の１種以上を含有し、残部がＺｎおよび不可避的不純物からなる溶融めっきを施しためっき鋼板において、素地鋼板を、質量％でＣ：０.０１〜０.３％、Ｓｉ：１.５％以下、Ｍｎ：０.０５〜２.０％、Ｐ：０.１％以下、Ｎ：０.００５％以下、Ｔｉ：０.１％以下、Ｂ：０.０００３〜０.０１％、Ｃｒ：０.５〜３.０％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物、かつ下記（１）式を満たす組成の鋼で構成したことを特徴とする耐溶融金属脆化割れ性に優れたＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板。
Ｔｉ≧３.４３×Ｎ ……（１）
素地鋼板を、さらにＮｂ：０.３％以下、Ｖ：１.０％以下、Ｍｏ：１.０％以下およびＺｒ：１.０％以下の１種以上を含有する鋼で構成したことを特徴とする請求項１または２に記載の耐溶融金属脆化割れ性に優れたＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板。
素地鋼板を、さらにＣｕ：１.０％以下およびＮｉ：１.０％以下の１種以上を含有する鋼で構成したことを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の耐溶融金属脆化割れ性に優れたＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板。