JP6816550B2 - 曲げ加工性に優れた黒色表面被覆高強度溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板及びその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、高耐食性が要求される用途で、かつ、主に曲げ加工が施されて使用される部材や鋼管の素材に適した、引張強度７８０ＭＰａ以上の曲げ加工性に優れた黒色表面被覆高強度溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板に関するものである。

近年、環境問題に対する関心が一層高まっており、自動車用部材をはじめとして、種々の加工品において、高強度−薄肉化による軽量化が求められている。また、プレス加工、伸びフランジ加工など、様々な変形様式の加工が施される場合には、素材鋼板には、強度に加えて延性や高い穴広げ性等が要求される。そのため、高価な合金元素の添加に加え複雑な熱処理を組み合わせて、金属組織を緻密に制御した発明が多くなされている。これらの発明ではさらに、長寿命化や後めっき等の省略の点から高強度防錆鋼板が必要とされている場合も多い。

特許文献１〜３には、曲げ加工性に優れる高強度冷延鋼板、めっき鋼板およびその製造方法が開示されている。しかしながら、いずれも変態強化で高強度化を図るとともに残留オーステナイトを活用して高強度化と加工性の両立を図ったもので、Ｓｉ、Ｍｎ等の高価な合金元素を多量に添加する必要があるため、製造コストが高くなる。また、変態強化では、硬質相と軟質相の大きな強度差に起因して、安定的に良好な曲げ性を確保するのは非常に困難である。特許文献４には、マルテンサイトや残留オーステナイトを利用せず、フェライト組織をベースに微細析出物および転位強化を活用した高比例源かつ曲げ加工性に優れる冷延鋼板を開示している。しかしながら、Ｃ含有量が高く曲げ加工性のレベルは、必ずしも十分ではないことがわかった。

一方、本発明者らは、マルテンサイトや残留オーステナイトを用いずにフェライトまたはベイナイト組織をベースとしてＴｉ等の微細析出物を用いて析出強化するとともに、粗大な硬質第２相やセメンタイトの析出を抑制することで高強度化と局部延性の指標となる穴広げ性を向上させた熱延めっき鋼板を特許文献５に開示している。しかし、特許文献５では非常に良好な曲げ加工性が得られるものの、必ずしも十分な強度が得られない。

更に、この種のめっき鋼板では、めっき原板に高張力鋼を使用した場合、めっきラインで不可避的に鋼中に侵入する水素に起因して、いわゆる水素脆化を起こしやすく、用途によっては問題となる。一般的な溶融Ｚｎ系めっきラインでは、めっき原板である基材鋼板は、めっき浴の直前で、水素ガスを含む還元性雰囲気中での加熱処理を受ける。この加熱雰囲気中の水素が基材鋼板中に侵入し、水素脆化の原因となる。また、めっき前に行われる電解脱脂等の湿式工程でも水素の侵入が考えられ、めっき鋼板の水素脆化の要因となり得る。

溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板の水素脆化は、通常、９８０ＭＰａ級以上の高張力鋼をめっき原板に使用したときに問題となりやすいとされる。ところが７８０ＭＰａ級、あるいは更に５９０ＭＰａ級といった比較的低強度レベルの高張力鋼を使用しても、非常に厳しい加工を施すと脆性的破壊が生じることがある。発明者らの詳細な調査によれば、この種の脆性的破壊も、めっきラインで侵入した水素に起因する事象であることがわかってきた。従って、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっきを施した高強度鋼板の加工に対する信頼性レベルを向上させるためには、当該鋼板の水素脆化を抑止する技術の確立が望まれる。

鋼板の水素脆化対策の手法として、特許文献６には、鋼の化学組成および金属組織を適正化することにより、大気環境下の腐食反応で発生する水素が鋼板中に入ることを抑制する技術が開示されている。特許文献７には表面の孔食深さより深い位置におけるＭｎのミクロ偏析を低減させることにより、環境から侵入した水素に起因する水素脆化を抑制する技術が開示されている。これらの技術は鋼板を腐食環境で使用する際の水素侵入に対する対策であり、溶融めっきラインで既に侵入してしまった水素に対しては有効でない。

鋼材中に侵入した水素を、鋼材の外部へ放出させるための処理として、ベーキング処理が知られている。ベーキング処理は、水素が侵入した鋼材を２００℃前後の温度で加熱することにより、鋼材中に侵入した水素を拡散させて鋼材表面から追い出す処理である。ただし、ベーキング処理では一般的に鋼材表面（めっき後の鋼材ではめっき層の表面）に酸化に起因する変色が生じやすい。水素を使用するような還元性雰囲気では鋼中の水素を除去することが困難であることから、ベーキング時の変色を完全に防止しようとすると真空炉での処理が必要となる。そのような処理はコスト増大を招くため、加工後の高強度部品に対する処理としては実用的な面もあるが、加工用素材としてのめっき鋼板に対しては採用し難い。とくに鋼板の場合は表面の変色むらが目立ちやすい。そのため、ベーキング処理によって意匠性に優れる鋼板素材を実現することは一般に容易でない。

一方、特許文献８には、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板の後処理として、水蒸気雰囲気中で加熱することによりＺｎの黒色酸化物に起因する黒色皮膜を形成する技術が開示されている。しかし、高張力鋼をめっき原板に適用した例は示されていない。

特開２００９−２７０１２６号公報 特開２０１３−１１７０４２号公報 特開２０１５−１９３８９７号公報 特開２０１５−１４７９５９号公報 国際公開第２０１５／０９３５９６号 特開平７−１５０２４１号公報 特開２０１２−１７２２４７号公報 特許第５０９７３０５号公報

本発明は、上述の問題に鑑み、７８０ＭＰａ以上の引張強度を有し、製造コストの過大な上昇を抑制しつつ強度と曲げ加工性を同時に向上させた、耐食性に優れる黒色表面被覆溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。

本発明者らは、鋭意検討の結果、以下の構成を有するめっき鋼板が上記課題を解決できることを見出した。

具体的に、本発明は、素材鋼板の表面にＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系被覆層を有するめっき鋼板であって、素材鋼板が、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．０８％、Ｓｉ：０．８％以下、Ｍｎ：０．５〜１．８％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｎ：０．００１〜０．００５％、Ｔｉ：０．０２〜０．２％、Ｂ：０．０００５〜０．０１０％、Ａｌ：０．００５〜０．１％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、転位密度が１．８×１０^１４/ｍ^２〜５．７×１０^１４/ｍ^２以上である、ベイニティックフェライト相もしくはフェライト相のいずれかの単相またはベイニティックフェライト相とフェライト相を含む相を主相とし、硬質第２相およびセメンタイトの面積率が３%以下であり、平均粒子径２０ｎｍ以下のＴｉを含む炭化物が分散析出しており、かつ拡散性水素濃度が０．３０ｐｐｍ以下であり、該Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系被覆層が、質量％で、Ａｌ：１．０〜２２．０％、Ｍｇ:１．３〜１０．０％、Ｓｉ:０〜２．０％、Ｔｉ:０〜０．１０％、Ｂ:０〜０．０５％、Ｆｅ:２．０％以下、残部Ｚｎおよび不可避的不純物からなり、該Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系被覆層中にＺｎの黒色酸化物が分布し、かつ、その表面の明度Ｌ^＊が６０以下である、引張強度が７８０〜１１００ＭＰａで、曲げ加工性に優れた黒色表面被覆高強度溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板を提供する。

さらにＴとＣの関係において、下記（１）式で表されるＴｉ／Ｃ当量比が０．４〜１．５に制御されていることを条件とする。
Ｔｉ／Ｃ当量比＝(Ｔｉ／４８)／（Ｃ／１２）・・・（１）
ただし、（１）式の元素記号の箇所には素材鋼板中における当該元素の含有量（質量％）が代入される。

上記素材鋼板が、さらに、質量％で、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．１％以下の１種以上を含有してもよい。

上記めっき鋼板は、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系被覆層の表面上にさらに無機系皮膜又は有機系皮膜を有してもよい。

上記溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板の製造方法は、例えば、上記組成を有する素材鋼板を、熱間圧延、酸洗、冷間圧延、連続溶融めっきラインでの焼鈍、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき及びベーキング処理を順次行うことを含む。

上記熱間圧延での巻取温度を５００℃から６５０℃とする。上記冷間圧延での冷間圧延率を３０％〜６０％とする。
その後、素材鋼板は、連続溶融めっきラインで、焼鈍温度を５５０℃から７５０℃で加熱された後、溶融めっき浴に浸漬される。このときのめっき浴のめっきの組成は、質量％でＡｌ：１．０〜２２．０％、Ｍｇ：１．３〜１０．０％、Ｓｉ：０〜２．０％、Ｔｉ：０〜０．１０％、Ｂ：０〜０．０５％、Ｆｅ：２．０％以下、残部がＺｎおよび不可避的不純物からなる。

上記ベーキング処理では、めっきされた素材鋼板を、水蒸気雰囲気中で７０〜２５０℃に加熱保持して、めっき層表面を水蒸気に接触させることにより、該素材鋼板中の拡散性水素濃度を０．３０ｐｐｍ以下に低減する。

本発明は、製造コストが抑えられ、十分な強度を有し、曲げ加工性に優れた溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板およびその製造方法を提供することができる。特に、本発明の溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板は、先端Ｒ：０．５ｍｍ、１３５°曲げが可能であり、優れた加工性を有する。

ボス溶接試験材の形状を説明する斜視図である。 ボス溶接試験材を作製する手順を説明する断面図である。 本発明の溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板の製造方法の溶融めっき工程の一例を示した図である。

以下、本発明の成分、金属組織および製造方法について詳細に説明する。鋼組成及びめっき組成における「％」は特に断らない限り「質量％」を意味する。

＜Ｃ：０．０１〜０．０８％＞
Ｃは、Ｔｉを含む炭化物を形成し、ベイニティックフェライトまたはフェライト組織中に微細析出し、高強度化に有効な元素である。Ｃ含有量が０．０１％未満では７８０ＭＰａ以上の強度を得るのが困難であり、０．０８％を越えて添加すると析出物の粗大化やセメンタイトの形成により、曲げ加工性が低下する。また、好ましくは、０．０１〜０．０６％、さらに好ましくは０．０１〜０．０４％である。

＜Ｓｉ：０．８％以下＞
Ｓｉは、固溶強化に有効な元素である。しかし、過剰に添加すると、溶融めっきラインでの加熱時に鋼板表面に酸化物を形成し、めっき性を阻害するとともに製造コストの上昇を招くので、添加量の上限を０．８％とする。また、好ましくは、０．４％以下、さらに好ましくは０．２％以下である。

＜Ｍｎ：０．５〜１．８％＞
Ｍｎは、高強度化に有効な元素である。０．５％未満では７８０ＭＰａ以上の強度を得るのが難しく、１．８％を超えて添加すると、偏析が生じやすくなり、曲げ加工性が低下する。また、製造コストの上昇を招く。したがって、添加量の上限を１．８％とする。また、好ましくは、１．０〜１．７％、さらに好ましくは、１．０〜１．５％である。

＜Ｐ：０．０５％以下＞
Ｐは固溶強化に有効な元素であるが、０．０５％を超えて添加すると、偏析が生じやすくなり、曲げ加工性が低下する。したがって、添加量の上限を０．０５％とする。また、好ましくは、０．０３％以下、さらに好ましくは０．０２％以下である。なお、Ｐの含有量は０を含まない。

＜Ｓ：０．００５％以下＞
ＳはＭｎと硫化物を形成し曲げ加工性を始めとする局部延性を劣化させる。このため、Ｓは極力低減すべき元素であるが、０．００５％までは許容できるので、含有量の上限を０．００５％に限定する。また、好ましくは、０．００３％以下、さらに好ましくは０．００２％以下である。なお、Ｓは不可避不純物であり、その含有量は０を含まない。

＜Ｎ：０．００１〜０．００５％＞
Ｎは、鋼中に固溶Ｎとして残存するとＢＮを生成し、耐溶融金属脆化割れ性に有効なＢ量の減少につながる。検討の結果、Ｎ含有量は０．００５％以下に制限されるが、通常は０．００１％程度のＮが存在していても問題ない。Ｎ含有量の範囲は、好ましくは、０．００１〜０．００４％である。

＜Ｔｉ：０．０２〜０．２％＞
ＴｉはＣと結合して、微細なＴｉの炭化物として析出し、高強度化とセメンタイトの析出抑制に有効な元素である。また、ＴｉはＮとの親和性が高く、鋼中のＮをＴｉＮとして固定するため、Ｔｉを添加することは耐溶融金属脆化割れ性を高めるＢ量を確保する上で極めて有効である。これらの作用を十分得るためには０．０２％以上の添加が必要である。一方、０．２％を超えて添加してもその効果は飽和するとともに、製造コストの上昇を招く。そのため、０．０２から０．２０％の範囲に限定する。Ｔｉ含有量は好ましくは、０．０５〜０．２０％、さらに好ましくは、０．０８〜０．２０％である。

＜Ｂ：０．０００５〜０．０１０％＞
Ｂは結晶粒界に偏析して原子間結合力を高め、溶融金属脆化割れの抑制に有効な元素である。また、Ｂは粒界に偏析して変態を抑制し、ベイニティックフェライト組織を通じた高強度化に有効な元素である。０．０００５％未満ではこれらの効果が無く、０．０１％を超えて添加してもその効果は飽和するとともに製造コストの上昇を招く。そのため、添加範囲を０．０００５％から０．０１０％に限定する。

＜Ａｌ：０．００５〜０．１％以下＞
Ａｌは、製鋼時に脱酸材として添加される。その効果を得るためには、０．００５％以上の添加が必要である。一方、０．１％を超えて添加してもその効果は飽和するとともにかえって製造コストの上昇を招く。

＜Ｖ：１．０％以下、Ｎｂ：０．１％以下の１種以上＞
Ｎｂ、Ｖは加熱および熱延中のγ粒の粗大化を防止し、フェライト粒の微細化に有効である。また、Ｔｉと同様にＣを含む複合炭化物を形成し、強度上昇にも寄与する。このため必要に応じてこれらの元素の１種以上を含有することができる。

＜Ｔｉ／Ｃ当量比：０．４〜１．５＞
Ｔｉ／Ｃ当量比は、曲げ加工性を向上させるのに重要な値である。Ｔｉ／Ｃ当量比は、（１）式によって定義される。
Ｔｉ／Ｃ当量比＝(Ｔｉ／４８)／（Ｃ／１２）・・・（１）
ただし、（１）式の元素記号の箇所には素材鋼板中における当該元素の含有量（質量％）が代入される。

Ｔｉ／Ｃ当量比が０．４未満では、硬質第２相やセメンタイト量が増加するため、曲げ加工性が低下する。一方、Ｔｉ／Ｃ当量比が１．５を超え手添加してもその効果が飽和するとともに、製造コストの上昇を招く。そのため、０．４〜１．５の範囲に限定する。

＜引張強度＞
本発明では、建築用構造部材および自動車部品等に使用される高強度鋼板に関するものであり、７８０ＭＰａ以上の引張強度の鋼板を対象としている。しかしながら、引張強度が１１００ＭＰａを超えると１３５°曲げにて割れを生じる。したがって、引張強度の範囲は７８０〜１１００ＭＰａの範囲に規定する。

＜金属組織＞
本発明に関わる高強度溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板のミクロ組織は、転位密度が１．８×１０^１４／ｍ^２〜５．７×１０^１４／ｍ^２であるベイニティックフェライト相もしくはフェライト相のいずれかの単相またはベイニティックフェライト相とフェライト相を含む相を主相とするとともに、硬質第２相及びセメンタイトの面積率が３%以下であり、平均粒子径２０ｎｍ以下のＴｉを含む炭化物が分散析出していることとしている。以下、これらについて説明する。

転位密度が１．８×１０^１４／ｍ^２〜５．７×１０^１４／ｍ^２であるベイニティックフェライト相もしくはフェライト相のいずれかの単相またはベイニティックフェライト相とフェライト相を含む相を主相とするとともに、硬質第２相及びセメンタイトの面積率が３%以下としたのは、７８０ＭＰａ以上の引張強度と良好な曲げ加工性を両立させるためである。

即ち硬質第２相およびセメンタイトの面積率が３％以下のフェライト及び／又はベイナイト組織とすることで、先端Ｒ：０．５ｍｍの１３５°曲げで割れを生じない良好な曲げ加工性が得られ、転位密度を１．８×１０^１４／ｍ^２〜５．７×１０^１４／ｍ^２とすることで、７８０ＭＰａ以上の引張強度を確保可能となる。セメンタイトは曲げ加工の際にフェライト相またはベイナイト相との界面で微笑亀裂を生じ易く、曲げ割れの起点となるため曲げ加工性が大きく低下する。面積率で３%までは許容できるため、上限を３％以下とした。
なお、「主相」とは、本発明の鋼板の金属組織において、硬質第２相およびセメンタイトを除いた残りの相を意味する。

Ｔｉを含む炭化物の平均粒径を２０ｎｍ以下にしたのは、Ｔｉを含む炭化物は熱間圧延時に析出し、その析出強化作用により強度が上昇する。また、曲げ加工性の向上には微細析出することが有効である。種々検討の結果、ベイニティックフェライト相及び／又はフェライト相中に分散している炭化物の平均粒子径が２０ｎｍ以下であることが極めて有効で２０ｎｍを超えると良好な曲げ加工性が得られなくなる。なお、Ｔｉを含む炭化物とは、Ｎｂ、Ｖ等の炭化物も含んでいる。

＜Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系被覆層＞
上記の化学組成を有する基材鋼板の表面には、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系被覆層を有している必要がある。その被覆層は、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっきにより形成されためっき層中のＺｎの一部が黒色酸化物として分布する構造を有する。この黒色酸化物は後述のベーキング処理によって生成する。本明細書では、ベーキング処理によって生成した黒色酸化物を含んだ、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき層に由来する被覆層を「Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系被覆層」と称する。

この被覆層は、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき層中に存在していたＺｎ相の一部が酸化された構造を有しているが、その化学組成は、金属元素の組成比で見ると、元の溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき層の組成をほぼ維持している。元の溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき層自体は、従来、高防錆性のＺｎ系めっき鋼板に利用されているものが適用できる。すなわち、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系被覆層の化学組成は、金属元素の組成比が質量％で、Ａｌ：１．０〜２２．０％、Ｍｇ：１．３〜１０．０％、Ｓｉ：０〜２．０％、Ｔｉ：０〜０．１０％、Ｂ：０〜０．０５％、Ｆｅ：２．０％以下、残部Ｚｎおよび不可避的不純物と規定する。Ｚｎの一部が黒色酸化物に変化していても、上記組成範囲において優れた防錆効果が得られることが確認された。

この防錆効果を長期にわたって十分に得るために、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系被覆層の平均厚さは３μｍ以上であることが好ましい。また、通常、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系被覆層の平均厚さは１００μｍ以下の範囲とすればよい。過剰に厚く形成することは不経済であり、また被覆層自体の加工性低下にもつながる。ここで、当該被覆層の平均厚さは、板厚方向に平行な断面の観察によって求めることができる。

Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系被覆層中のＺｎの黒色酸化物は、後述のベーキング処理時に、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき層の表面が雰囲気ガスである水蒸気と接触することにより生成する。従って、Ｚｎの黒色酸化物はＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系被覆層の上層部に比較的多く分布し、黒色調の表面外観を与える効果を呈する。種々検討の結果、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系被覆層の表面の明度Ｌ^＊が６０以下であるＺｎの黒色酸化物が形成されている場合に、ベーキング処理に伴う変色むらが目立ちにくい意匠性に優れた黒色外観を呈することがわかった。明度Ｌ^＊が４０以下となるように調整すると、より深みのある黒色外観を呈する。Ｚｎの黒色酸化物に起因する黒色外観は、鋼中の拡散性水素濃度を０．３０ｐｐｍ以下に低減させるためのベーキング処理条件範囲内で実現できる。

＜基材鋼板中の拡散性水素濃度＞
水素脆化の要因となる基材鋼板中の水素濃度は、拡散性水素濃度を測定することによって評価することができる。拡散性水素濃度は、大気圧イオン化質量分析装置で、常温から３００℃まで５℃／ｍｉｎの昇温速度で加熱した際に放出される水素量を測定することによって求めることができる。測定試料としては、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系被覆層を研磨紙により除去した基材鋼板のみからなる試料を使用することができる。

通常、上記組成範囲の高張力鋼をめっき原板に用いて連続溶融めっきラインで製造した溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板の場合、ベーキング処理前の基材鋼板中の拡散性水素濃度は０．３５ｐｐｍ以上となる。発明者らの検討によれば、基材鋼板中の拡散性水素濃度をベーキング処理によって０．３０ｐｐｍ以下に低減すると、９８０ＭＰａ級以上の高張力鋼を基材鋼板とする溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板で問題となりやすい水素脆化の現象のみならず、７８０ＭＰａ級あるいは５９０ＭＰａ級の比較的強度レベルの低い高張力鋼を基材鋼板とする溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板でも非常に厳しい加工を施した際に顕在化し得る水素脆化の現象が、顕著に抑制されることがわかった。従って、本発明では基材鋼板中の拡散性水素濃度を０．３０ｐｐｍ以下に規定する。０．２０ｐｐｍ以下であることがより好ましい。

・製造方法
上記加工性に優れた高強度溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板は、例えば成分調整された鋼材（連続鋳造スラブなど）に、熱間圧延、酸洗、冷間圧延、連続溶融めっきラインでの焼鈍、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき及びベーキング処理を順次行う工程により製造することができる。以下、その場合の製造条件を例示する。

上記の成分組成を満たす鋼スラブを１１５０〜１３００℃の加熱温度で加熱し、８５０〜９５０℃の仕上温度で熱間圧延後、下記の巻取温度で巻き取る。以降、下記の巻取温度で熱延鋼帯を得る。さらに、この鋼帯を酸洗後、下記の条件で冷間圧延し、連続溶融めっきラインでめっき工程に付する。

＜熱間圧延での巻取温度を５００℃から６５０℃＞
巻取温度が５００℃未満では、Ｔｉを含む炭化物の析出量が不十分となり強度が低下する。一方、巻取温度が６５０℃を超えるとＴｉを含む炭化物の粗大化が起こり、強度低下および曲げ加工性が低下する。

＜冷間圧延率：３０〜６０％＞
熱間圧延後は、連続酸洗ラインを通板して、表面のスケールを除去し、冷間圧延を施す。その際、冷間圧延の圧延率が３０％未満では、連続溶融めっきラインでの焼鈍後の転位密度が１．８×１０^１４／ｍ^２未満となり、７８０ＭＰａ以上の引張強度が得られなくなる場合がある。一方、６０％を越えると転位密度が５．７×１０^１４／ｍ^２を越えて延性の低下が大きくなり、曲げ加工性が劣化する場合がある。したがって、冷間圧延率は３０％〜５０％以下の範囲が好ましい。

＜溶融めっき＞
従来一般的な手法で溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板を製造ればよい。大量生産現場における連続溶融めっきラインを使用することができる。具体的には、溶融めっき直前に施される表面還元処理を兼ねた熱処理は、水素と窒素の混合ガス中で５５０〜７５０℃に加熱することによって行う。加熱温度が５５０℃未満では鋼板表面が十分に還元せずめっき性が低下する。一方、焼鈍温度が７５０℃を超えると再結晶を生じて転位密度が１．８×１０^１４／ｍ^２未満となり、強度低下を招く。すなわち、本発明は再結晶焼鈍以下の温度で焼鈍を施して、高い転位密度を維持することを特徴とするものであり、母材の金属組織は、熱延終了後時点の組織を基本としている。

上記混合ガスに占める水素ガスの割合は２５〜３５体積％とすることが望ましい。材料温度が上記温度範囲にある時間は例えば２０〜２００秒の範囲で調整することが望ましい。このようにして水素と窒素の混合ガス中で基材鋼板を加熱すると、鋼中に水素が侵入する。その水素の鋼中濃度は、後述のベーキング処理によって大幅に低減することができる。基材鋼板の板厚は例えば０．８〜４．５ｍｍである。この熱処理後は、大気に触れることなく、溶融めっき浴中へ浸漬させる。

本発明の溶融めっき方法の一例として、その概略を図３に示した。素材鋼板１０は還元炉２０で表面の酸化皮膜等が除去された後、スナウト３０を経てめっき槽４０に収容されている溶融めっき浴５０に導入される。素材鋼板１０は、溶融めっき浴５０に浸漬されているシンクロール６０を周回した後、溶融めっき浴から引き上げられる。

スナウト３０は、還元炉２０から送り出される素材鋼板１０と大気との接触を防止する作用を呈し、素材鋼板１０を取り囲む筒状で還元炉２０と溶融めっき浴５０との間に設けられている。そして、スナウト３０の下端は、めっき浴５０中に若干浸漬されている。スナウト３０内には、還元性ガスが充満されている。

溶融めっき浴の組成は、質量％でＡｌ：１．０〜２２．０％、Ｍｇ：１．３〜１０．０％、Ｓｉ：０〜２．０％、Ｔｉ：０〜０．１０％、Ｂ：０〜０．０５％、Ｆｅ：２．０％以下、残部がＺｎおよび不可避的不純物とする。得られるめっき鋼板のめっき層組成は、ほぼめっき浴組成を反映したものとなる。めっき浴から引き上げられた鋼板は、ガスワイピング法などでめっき付着量を調整した後、常法により冷却される。めっき付着量は片面当たりのめっき層平均厚さで３〜１００μｍとすることが好ましい。

＜ベーキング処理＞
ベーキング処理は、鋼材中に侵入した水素を外部に放出させることによって、鋼中水素濃度を減少させるための加熱処理である。ここでは、水蒸気雰囲気中でベーキング処理を行う。具体的には、前記の溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板を、大気から遮蔽された空間内において、水蒸気雰囲気中で７０〜２５０℃に加熱保持する。水蒸気雰囲気中における不純物ガス成分（水蒸気以外のガス成分）の含有量は５体積％以下とすることが望ましい。

溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき層を上記温度の水蒸気に接触させると、めっき層中のＺｎが優先的に酸化して黒色のＺｎ酸化物が形成される。この黒変化を利用することによって、鋼板素材をベーキング処理する際に問題となる色むらが非常に目立ちにくくなり、意匠性の高い明度Ｌ^＊が６０以下の黒色調の表面外観が得られる。水蒸気の分圧については、相対湿度（その温度における飽和水蒸気圧に対する、実際に雰囲気中に存在する水蒸気の分圧）が７０〜１００％となるように調整すればよい。相対湿度が７０％を下回るとＺｎの黒色酸化物の生成速度が遅く、鋼中水素の放出が十分達成される時間では着色むらが生じやすい。

ベーキング処理の温度は、鋼中に存在する拡散性水素の放出に大きく影響する。種々検討の結果、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板を上記水蒸気雰囲気中に保持する温度が７０℃未満であると、基材鋼板中の拡散性水素濃度を０．３０ｐｐｍ以下にまで安定して低減することが難しくなる。また、明度Ｌ^＊が６０以下の黒色外観も得られにくくなる。従ってベーキング処理温度は７０℃以上とする。１００℃以上とすることがより好ましい。一方、ベーキング処理温度が２５０℃を超えると黒色酸化物の形成速度が速くなり、均一性の高い黒色調に制御することが困難となる。従って、ベーキング処理温度は２５０℃以下とする。２１０℃以下とすることがより好ましい。

ベーキング処理の時間、すなわち、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板を７０〜２５０℃の範囲内に設定した所定温度に保持する時間は、結果的に基材鋼板中の拡散性水素濃度を０．３０ｐｐｍ以下、あるいは０．２０ｐｐｍ以下といった目標レベルに低減可能な時間に設定する。溶融めっき条件、ベーキング処理の雰囲気ガス条件、ベーキング処理温度に応じて、予め予備実験を行うことにより、適正処理時間を定めればよい。通常、１〜５０時間の範囲で良好な結果が得られる処理時間を設定することができる。２〜３６時間の範囲とすることがより好ましい。なお、明度Ｌ^＊が４０以下の深みのある黒色外観を得たい場合は、あまり短時間では黒色化が不十分となるので、比較的入念に処理時間を確保することが望ましい。

ベーキング処理は、大気から遮断された炉内で行う。密閉性の高い容器を炉体に用いることが望ましい。炉内に溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板を収容する際、めっき層表面が雰囲気ガスと接触するように配慮する。窒素置換や真空引きなどによって炉内の空気を排除し、その後、水蒸気を導入して、炉内雰囲気を水蒸気雰囲気とし、所定の温度まで昇温し、その温度で保持することによりベーキング処理を行う。ベーキング処理中も所定のガス組成が維持されるように炉内雰囲気を管理する。

＜無機系皮膜の形成＞
上記のベーキング処理によって改質されたＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系被覆層の表面上に、無機系皮膜を形成させることができる。無機系皮膜としては溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板に従来から適用されている公知のものが種々適用可能である。なかでも、バルブメタルの酸化物、バルブメタルの酸素酸塩、バルブメタルの水酸化物、バルブメタルのリン酸塩およびバルブメタルのフッ化物からなる群から選ばれる１種類または２種類以上の化合物（以下「バルブメタル化合物」ともいう）を含むものが好適な対象として挙げられる。バルブメタルとしては、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｗ、Ｓｉ、Ａｌなどが例示できる。上記バルブメタル化合物は、これらのバルブメタルの１種以上を含有するものを適用することが望ましい。無機系皮膜は、公知の方法で形成させることができる。例えば、バルブメタル化合物などを含有する無機系塗料を、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系被覆層の表面上にロールコート法、スピンコート法、スプレー法などで塗布する方法が採用できる。

＜有機系皮膜の形成＞
上記のベーキング処理によって改質されたＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系被覆層の表面上に、有機系皮膜を形成させることもできる。有機系樹脂皮膜も、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板に従来から適用されている公知のものが種々適用可能である。例えば、ウレタン系樹脂、エポキシ系樹脂、オレフィン系樹脂、スチレン系樹脂、ポリエステル系樹脂、アクリル系樹脂、フッ素系樹脂、またはこれらの樹脂の組み合わせ、あるいはこれらの樹脂の共重合体または変性物などを含有する皮膜が挙げられる。有機系皮膜も、公知の方法で形成させることができる。例えば、上記の樹脂成分を含有する有機系塗料を、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系被覆層の表面上にロールコート法、スピンコート法、スプレー法などで塗布する方法が採用できる。

表１に組成を示す各鋼を溶製し、そのスラブを１２５０℃に加熱した後、仕上げ圧延温度８８０℃、巻取温度５２０〜６８０℃で熱間圧延し、板厚２．６ｍｍの熱延鋼帯を得た。各熱延鋼帯の巻取温度は表２、３中にそれぞれ示してある。

熱延鋼帯を酸洗して３０％および５０％の冷延率で冷間圧延を施した後、連続溶融めっきラインにて、水素３０体積％−窒素７０体積％である混合ガス中５００〜７９０℃で焼鈍行い、約４２０℃まで平均冷却速度５℃／ｓｅｃで冷却して素材鋼板（めっき原板）とし、その後、鋼板表面が大気に触れない状態のまま下記のめっき浴組成を有する溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき浴中に浸漬した後引き上げ、ガスワイピング法にてめっき付着量を片面あたり約９０ｇ／ｍ^２に調整した溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板を得た。めっき浴温は約４１０℃であった。各鋼の冷延率、焼鈍温度も、表２、３に併せて示してある。

各溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板について、ベーキング処理を施した。溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板を加熱炉内に入れ、めっき層表面が雰囲気ガスに接触するように置いた。その後、炉内を密閉し、真空ポンプにて真空引き後、ガス導入管から水蒸気を導入し、相対湿度が１００％となるように炉内圧力をコントロールしながら炉内温度を所定のベーキング処理温度まで昇温し、その温度で所定時間の保持を行ったのち降温し、炉内を大気に開放した。ベーキング処理中の雰囲気ガスは、水蒸気１００体積％、相対湿度１００％とした（各例共通）。

ベーキング処理後の鋼板からサンプルを採取し、引張試験、曲げ試験、耐用湯金属脆化試験、基材鋼板中の拡散性水素濃度、およびＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系被覆層表面の明度Ｌ^＊の測定等など各種特性を調べ、表３に示した。比較のため、ベーキング処理前の各種特性調査結果を表２に示す。なお、ベーキング処理を施しても、素材のミクロ組織には変化は認められなかったため、表３へのミクロ組織の記載は省略した。

〔めっき浴組成（質量％）〕
Ａｌ：６.０％、Ｍｇ：３.０％、Ｔｉ：０.００２％、Ｂ：０.０００５％、Ｓｉ：０.０１％、Ｆｅ：０.１％、Ｚｎ：残部

〔Ｔｉ含有炭化物の平均粒子径〕
採取した溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板サンプルから作製した薄膜を透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）により観察し、Ｔｉ含有炭化物が３０個以上含まれる一定の領域内の当該炭化物の粒子径（長径）を測定し、その平均値をＴｉ含有炭化物の平均粒子径とした。

〔転位密度〕
採取した溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板サンプルから切出した試料の表層部から板厚の１／４まで機械研磨後、化学研磨を施して加工歪を除去し、Ｘ線解析により転位密度を計算により求めた。Ｘ線回折には、Ｃｏ管球のＫα１線を用い、＜１１０＞、＜２１１＞、＜２２０＞の３つの回折ピークの半価幅から局所歪ηを求め、次式を用いて転位密度を計算した。
ρ＝１４．４×η²／ｂ²
ここで、ρが転位密度でｂはバーガースベクトル（０．２５nm）である。なお、転位密度の計算は、Ｍｏｄｉｆｉｅｄ Ｗｉｌｌｉａｍｓｏｎ−Ｈａｌｌ／Ｗａｒｒｅｎ−Ａｖｅｒｂａｃｈ法を用いた。計算した転位密度は表２に併記する。

〔セメンタイトの面積率〕
硬質第２相およびセメンタイトの面積率は、採取した溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板サンプルから切出した試料を圧延方向断面に研磨し、ピクラール試薬にてエッチングしてＳＥＭ観察し、観察された組織から画像解析によって算出した。測定された硬質第２相及びセメンタイトの面積率を表２に併記する。

〔引張特性〕
試験片の長手方向が素材鋼板の圧延方向に対し直角になるように採取したＪＩＳ５号試験片を用い、ＪＩＳＺ２２４１に準拠して引張強さＴＳ、全伸びＴ.Ｅｌを求めた。

〔曲げ加工性〕
溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板から圧延方向と直角方向に２０×５０ｍｍのサンプルを採取し、これを１３５°曲げ試験に供した。即ち、採取したサンプルの長手方向の中央部で圧延方向が曲げの軸となるように先端Ｒ１．０ｍｍ、０．５ｍｍ、先端角度４５°のＶ型パンチ、ダイスを用いて、２０ｋＮの押し付け力で曲げ加工を施し、曲げ加工部先端の外表面における割れの発生有無を○×で評価した。

〔溶融金属脆化割れ性の評価〕
溶融金属脆化特性は、次の手順により溶接試験を行って評価した。
溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板から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最大割れ深さを評価するための試験片とした。溶接試験は、図１に示す外観のボス溶接材を作成する「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（ＪＩＳに規定されるＳＳ４００材）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。溶接ワイヤーはＹＧＷ１２を用い、溶接開始点から溶接ビード６がボスの周囲を１周し、溶接始点を過ぎた後もさらに少し溶接を進めて溶接開始点を過ぎて溶接ビードの重なり部分８ができたところで溶接を終了とした。溶接条件は、１９０Ａ，２３Ｖ，溶接速度０．３ｍ／ｍｉｎ、シールドガス：Ａｒ−２０ｖｏｌ．％ＣＯ_２、シールドガス流量：２０Ｌ／ｍｉｎとした。

なお、溶接に際しては、図２に示すように、あらかじめ試験片３を拘束板４と接合しておいたものを用いた。接合体は、まず１２０ｍｍ×９５ｍｍ×板厚４ｍｍの拘束板４（ＪＩＳに規定されるＳＳ４００材）を用意し、この板面中央部に試験片３を置き、その後、試験片３の全周を拘束板４に溶接したものである。上記のボス溶接材の作製は、この接合体（試験片３と拘束板４）を水平な実験台５の上にクランプ２にて固定し、この状態でボス溶接を行ったものである。

ボス溶接後、ボス１の中心軸を通り、かつ前記のビードの重なり合う部分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について顕微鏡観察を行い、試験片３に観察された割れの最大深さを測定し、これを最大母材割れ深さとした。この割れは溶融金属脆化割れに該当するものである。最大母材割れ深さが０．１ｍｍ以下を合格、０．１ｍｍを超えるものを不合格として評価した。

〔拡散性水素濃度の測定〕
鋼板サンプル表層のＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系被覆層を研磨紙で除去することによって、基材鋼板のみからなる試料を作製した。拡散性水素濃度の測定条件を以下に示す。
・試料加熱部：赤外線ゴールドイメージ炉（アルバック理工社製 ＲＨＬ−Ｅ４１０Ｐ）
・分析計：ＡＰＳ−ＭＳ／大気圧イオン化質量分析装置（日本エイピーアイ社製 ＦＬＥＸ−ＭＳ４００）
・分析試料：１０ｍｍ×３ｍｍ寸法に切断したもの３枚を分析
・測定温度：常温〜３００℃
・昇温速度：５℃／ｍｉｎ
・測定雰囲気：Ａｒ（１０００ｍＬ／ｍｉｎ）

〔明度Ｌ^＊値の測定〕
分光型色差計（有限会社東京電色製；ＴＣ−１８００）を用いて、ＪＩＳ Ｋ５６００に準拠した分光反射測定法で明度Ｌ^＊値を測定した。測定条件を以下に示す。
・光学条件：ｄ／８°法（ダブルビーム光学系）
・視野：２度視野
・測定方法：反射光測定
・標準光：Ｃ
・表色系：ＣＩＥＬＡＢ
・測定波長：３８０〜７８０ｎｍ
・測定波長間隔：５ｎｍ
・分光器：回折格子 １２００／ｍｍ
・照明：ハロゲンランプ（電圧１２Ｖ、電力５０Ｗ、定格寿命２０００時間）
・測定面積：７.２５ｍｍφ
・検出素子：光電子増倍管（Ｒ９２８；浜松ホトニクス株式会社）
・反射率：０−１５０％
・測定温度：２３℃
・標準板：白色

※ ＢＦ：ベイニティックフェライト F：フェライト P：パーライト

表２において、Ｎｏ．１〜１５は、転位密度が（１．８×１０^１４／ｍ^２〜５．７×１０^１４／ｍ^２で引張強度が７８０〜１１００ＭＰａであるとともに、先端曲げＲ１．０ｍｍの１３５°曲げが可能な高強度溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板である。一方、表３において、本発明範囲であるＮｏ．１〜１５は、適正な条件でベーキング処理が施されていれば、素材鋼板中の拡散性水素濃度および表面の明度は低く良好な値となるため、先端Ｒ０．５ｍｍの１３５°曲げ加工も可能な良好な曲げ加工性を有する。

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
１０ 素材鋼板
２０ 還元炉
３０ スナウト
４０ めっき槽
５０ 溶融めっき浴
６０ シンクロール

Claims (8)

1. 素材鋼板の表面にＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系被覆層を有するめっき鋼板であって、
   素材鋼板が、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．０８％、Ｓｉ：０．８％以下、Ｍｎ：０．５〜１．８％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｎ：０．００１〜０．００５％、Ｔｉ：０．０２〜０．２％、Ｂ：０．０００５〜０．０１０％、Ａｌ：０．００５〜０．１％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、下記（１）式で表されるＴｉ／Ｃ当量比が０．４〜１．５であり、転位密度が１．８×１０^１４／ｍ^２〜５．７×１０^１４／ｍ^２である、ベイニティックフェライト相もしくはフェライト相のいずれかの単相またはベイニティックフェライト相とフェライト相を含む相を主相とし、硬質第２相およびセメンタイトの面積率が３%以下であり、平均粒子径２０ｎｍ以下のＴｉを含む炭化物が分散析出しており、かつ拡散性水素濃度が０．３０ｐｐｍ以下であり、
   該Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系被覆層が、質量％で、Ａｌ：１．０〜２２．０％、Ｍｇ:１．３〜１０．０％、Ｓｉ:０〜２．０％、Ｔｉ:０〜０．１０％、Ｂ:０〜０．０５％、Ｆｅ:２．０％以下、残部Ｚｎおよび不可避的不純物からなり、該Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系被覆層中にＺｎの黒色酸化物が分布し、かつ、その表面の明度Ｌ^＊が６０以下である、
   引張強度が７８０〜１１００ＭＰａで、曲げ加工性に優れた黒色表面被覆高強度溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板。
   Ｔｉ／Ｃ当量比＝(Ｔｉ／４８)／（Ｃ／１２）・・・（１）
   ただし、（１）式の元素記号の箇所には素材鋼板中における当該元素の含有量（質量％）が代入される。
2. 素材鋼板が、さらに、質量％で、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．１％以下の１種以上を含有する組成を有する請求項１に記載の、引張強度が７８０〜１１００ＭＰａの曲げ加工性に優れた黒色表面被覆高強度溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板。
3. 前記Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系被覆層の表面上にさらに無機系皮膜を有する、請求項１または２に記載の引張強度が７８０〜１１００ＭＰａの曲げ加工性に優れた黒色表面被覆高強度溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板。
4. 前記Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系被覆層の表面上にさらに有機系皮膜を有する請求項１または２に記載の引張強度が７８０〜１１００ＭＰａの曲げ加工性に優れた黒色表面被覆高強度溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板。
5. 素材鋼板を、熱間圧延、酸洗、冷間圧延、連続溶融めっきラインでの焼鈍、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき及びベーキング処理を順次行う、引張強度が７８０〜１１００ＭＰａで曲げ加工性に優れた黒色表面被覆高強度溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板の製造方法であって、
   該素材鋼板が、質量で、Ｃ：０．０１〜０．０８％、Ｓｉ：０．８％以下、Ｍｎ：０．５〜１．８％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｎ：０．００１〜０．００５％、Ｔｉ：０．０２〜０．２％、Ｂ：０．０００５〜０．０１０％、Ａｌ：０．００５〜０．１％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ、下記（１）式で表されるＴｉ／Ｃ当量比が０．４から１．５であり、
   該熱間圧延での巻取温度を５００℃から６５０℃とし、該冷間圧延での冷間圧延率を３０％〜６０％とし、
   該素材鋼板は、連続溶融めっきラインで、焼鈍温度を５５０℃から７５０℃で加熱された後、溶融めっき浴に浸漬され、
   該溶融めっき浴のめっきの組成が、質量％でＡｌ：１．０〜２２．０％、Ｍｇ：１．３〜１０．０％、Ｓｉ：０〜２．０％、Ｔｉ：０〜０．１０％、Ｂ：０〜０．０５％、Ｆｅ：２．０％以下、残部がＺｎおよび不可避的不純物からなり、
   該ベーキング処理では、めっきされた素材鋼板を、水蒸気雰囲気中で７０〜２５０℃に加熱保持して、めっき層表面を水蒸気に接触させることにより、該素材鋼板中の拡散性水素濃度を０．３０ｐｐｍ以下に低減することを含み、
   溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板は、転位密度が１．８×１０ ^１４ ／ｍ ^２ 〜５．７×１０ ^１４ ／ｍ ^２ である、ベイニティックフェライト相もしくはフェライト相のいずれかの単相またはベイニティックフェライト相とフェライト相を含む相を主相とし、硬質第２相およびセメンタイトの面積率が３%以下であり、平均粒子径２０ｎｍ以下のＴｉを含む炭化物が分散析出した金属組織を有する、
   引張強度が７８０〜１１００ＭＰａで曲げ加工性に優れた黒色表面被覆高強度溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板の製造方法。
   Ｔｉ／Ｃ当量比＝(Ｔｉ／４８)／（Ｃ／１２）・・・（１）
   ただし、（１）式の元素記号の箇所には素材鋼板中における当該元素の含有量（質量％）が代入される。
6. 素材鋼板が、さらに質量％で、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．１％以下の１種以上を含有する、請求項５に記載の引張強度が７８０〜１１００ＭＰａで曲げ加工性に優れる黒色表面被覆高強度溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板の製造方法。
7. 前記ベーキング工程において、基材鋼板中の拡散性水素濃度を０．２０ｐｐｍ以下に低減する、請求項５または６に記載の引張強度が７８０〜１１００ＭＰａで曲げ加工性に優れる黒色表面被覆高強度溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板の製造方法。
8. 前記ベーキング処理工程に供するめっき鋼板の基材鋼板中の拡散性水素濃度が０．３５ｐｐｍ以上である請求項５または６に記載の引張強度が７８０〜１１００ＭＰａで曲げ加工性に優れる黒色表面被覆高強度溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板の製造方法。

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