WO2015093596A1 - 加工性に優れた溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板及びその製造方法 - Google Patents

加工性に優れた溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板及びその製造方法 Download PDF

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WO2015093596A1
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健太郎 平田
真也 植杉
幸男 片桐
将明 浦中
智治 重富
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日新製鋼株式会社
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    • Y10T428/12972—Containing 0.01-1.7% carbon [i.e., steel]
    • Y10T428/12979—Containing more than 10% nonferrous elements [e.g., high alloy, stainless]

Definitions

  • the present invention is excellent in ductility and hole expansibility with a tensile strength of 400 MPa or more, which is suitable for use as a material for a member to be used after being subjected to some processing such as press processing and stretch flange processing, in applications where high corrosion resistance is required. Further, the present invention relates to a molten Zn—Al—Mg-based steel sheet and a method for producing the same.
  • Patent Document 1 discloses a hot-dip galvanized steel sheet having improved strength and hole expansibility. However, since the strength is secured by using a bainite structure that is a hard phase, the hole expandability is high, but the ductility is low.
  • Patent Document 2 proposes a ferrite single-phase steel sheet as a material having improved ductility and hole expandability. However, since it contains Mo, there is a problem that causes a significant cost increase.
  • Patent Documents 3 and 4 propose a duplex steel sheet in which the hardness difference between ferrite and martensite is reduced as a material with improved ductility and hole expandability. However, since the hardness of martensite is lowered, there is a concern that the strength is lowered when the volume fraction of ferrite is increased.
  • Patent Document 5 proposes a hot-dip Zn—Al—Mg-based plated steel sheet that is excellent in hole expansibility and corrosion resistance. However, it has been found that it is not always easy to stably obtain a high hole expandability even according to the method of this document.
  • the steel sheets described in Patent Documents 1 to 5 cannot be said to satisfy all of the strength, ductility, hole expansibility, and corrosion resistance.
  • the present invention provides a hot-dip Zn—Al—Mg-based plated steel sheet having strength, ductility and hole expansibility suitable for processing such as press working and stretch flange processing, and high corrosion resistance, and a method for producing the same. The purpose is to provide.
  • the material steel plate is in mass%, C: 0.005 to 0.08%, Si: 0.8% or less, Mn: 0.1 to 1.8%, P: 0.05. %: S: 0.02% or less, N: 0.001 to 0.005%, Ti: 0.02 to 0.2%, B: 0.0005 to 0.01%, Al: 0.1% Containing the following, the balance is Fe and inevitable impurities, the main phase is a bainitic ferrite single phase or a phase including a bainitic ferrite phase and a ferrite phase, and the area ratio of the hard second phase and cementite is 3% The ratio of small-angle grain boundaries having a crystal orientation difference of 2 to 15 ° is 30 to 75%, and carbide containing Ti having an average particle diameter of 20 nm or less is dispersed and precipitated. The tensile strength is 400 MPa. Using high-strength hot-dip Zn-Al-Mg plated steel sheets with excellent workability To.
  • Ti / C equivalent ratio (Ti / 48) / (C / 12) (1)
  • the content (mass%) of the element in the material steel plate is substituted for the element symbol in the formula (1).
  • the steel sheet may further contain one or more of Nb: 0.1% or less and V: 0.1% or less in mass%.
  • the above plating composition is, for example, mass%, Al: 3.0 to 22.0%, Mg: 0.05 to 10.0%, Ti: 0 to 0.10%, B: 0 to 0 0.05%, Si: 0 to 2.0%, Fe: 0 to 2.0%, the balance Zn and inevitable impurities.
  • hot-dip Zn—Al—Mg-plated steel sheet As a manufacturing method of the above-mentioned hot-dip Zn—Al—Mg-plated steel sheet, hot rolling, pickling, annealing in a continuous hot-dip plating line, and hot-dip Zn—Al—Mg-based plating are sequentially applied to the raw steel sheet having the above composition.
  • the process to perform is performed, the coiling temperature in hot rolling is 500 to 650 degreeC, and the annealing temperature in a continuous hot dipping line is 550 to 720 degreeC.
  • a hot-dip Zn—Al—Mg-based plated steel sheet having strength, ductility and hole expansibility suitable for processing such as press working and stretch flange processing, and high corrosion resistance, and a method for producing the same. Can do.
  • % In the steel composition and plating composition means “mass%” unless otherwise specified.
  • C forms an carbide containing Ti, finely precipitates in bainitic ferrite or ferrite structure, and is an element effective for increasing the strength.
  • the range of C content is preferably 0.01 to 0.08%.
  • Si is an element effective for solid solution strengthening.
  • the upper limit of the addition amount is set to 0.8%.
  • Mn is an element effective for increasing the strength. If it is less than 0.1%, it is difficult to obtain a strength of 400 MPa or more. If it is added in excess of 1.8%, segregation is likely to occur, and the hole expandability decreases.
  • the range of Mn content is preferably 0.5 to 1.8%.
  • P is an element effective for solid solution strengthening, but if added over 0.05%, segregation is likely to occur, and the burring property is lowered.
  • the range of P content is preferably 0.025% or less. The P content does not include 0.
  • S forms sulfides with Ti and Mn, and the hole expandability decreases. For this reason, S is an element which should be reduced as much as possible.
  • the range of S content is preferably 0.005% or less, and more preferably 0.003% or less.
  • S is an inevitable impurity, and its content does not include zero.
  • N 0.001 to 0.005%>
  • BN is generated, leading to a decrease in the amount of B effective for resistance to molten metal embrittlement cracking.
  • the N content is limited to 0.005% or less, but normally there is no problem even if N of about 0.001% is present.
  • the range of N content is preferably 0.001 to 0.004%.
  • Ti combines with C and precipitates as fine Ti carbides, and is an element effective for increasing the strength. Further, Ti has a high affinity with N and fixes N in the steel as TiN. Therefore, the addition of Ti is extremely effective in securing an amount of B that increases the resistance to molten metal embrittlement cracking. In order to obtain these effects sufficiently, addition of 0.02% or more is necessary, and if added over 0.2%, workability is reduced.
  • the range of Ti content is preferably 0.03 to 0.2%.
  • B is an element that segregates at the grain boundaries to increase the interatomic bonding force and is effective in suppressing molten metal embrittlement cracking. Further, it is an element that suppresses the austenite-ferrite transformation of steel, and by suppressing the austenite-ferrite transformation, it lowers the precipitation temperature of the Ti-based carbide and contributes to the refinement of the Ti-based carbide. If it is less than 0.0005%, the effect is not obtained. If it is added in excess of 0.01%, a boride is formed and the workability is deteriorated.
  • the range of the B content is preferably 0.001 to 0.005%.
  • Al 0.1% or less> Al is added as a deoxidizer during steelmaking. If it exceeds 0.1%, ductility is reduced.
  • the range of Al content is preferably 0.05% or less. The Al content does not include 0.
  • V 1.0% or less
  • Nb 0.1% or less> Nb and V prevent the coarsening of ⁇ grains during heating and hot rolling, and are effective in making ferrite grains fine.
  • a composite carbide containing C is formed, which contributes to an increase in strength. For this reason, it can contain 1 or more types of these elements as needed.
  • Ti / C equivalent ratio is an important value for improving hole expandability and ductility.
  • the Ti / C equivalent ratio is defined by the formula (1).
  • Ti / C equivalent ratio (Ti / 48) / (C / 12) (1) However, the content (mass%) of the element in the material steel plate is substituted for the element symbol in the formula (1).
  • the Ti / C equivalent ratio When the Ti / C equivalent ratio is less than 0.4, the amount of hard second phase and cementite increases, and the proportion of small-angle grain boundaries becomes 30% or less, so that the hole expandability decreases. On the other hand, when the Ti / C equivalent ratio exceeds 1.5, the ratio of the small-angle grain boundaries exceeds 75%, so that the ductility decreases.
  • the tensile strength of the plated steel sheet of the present invention is specified to be 400 MPa or more. If the tensile strength is lower than this, sufficient workability cannot be secured.
  • the tensile strength is preferably 500 MPa or more, more preferably 590 MPa or more.
  • the microstructure of the high-strength molten Zn—Al—Mg-based steel sheet according to the present invention is mainly composed of a bainitic ferrite single phase or a bainitic ferrite phase and a ferrite phase, and includes a hard second phase and cementite.
  • the ratio of small-angle grain boundaries with a crystal orientation difference of 2 to 15 ° is 30% or more and 75% or less, and the average grain size of the carbide containing Ti is 20 nm. It is as follows. Hereinafter, these will be described.
  • the main phase is the structure of bainitic ferrite single phase or both bainitic ferrite and ferrite, and the area ratio of hard second phase (bainite, pearlite) and cementite is 3% or less.
  • hard second phase bainite, pearlite
  • the area ratio was 3% or less.
  • the “main phase” means the remaining phase excluding the hard second phase and cementite in the metal structure of the steel sheet of the present invention.
  • the reason why the ratio of the small-angle grain boundaries is 30% or more and 75% or less is that when the small-angle grain boundaries are less than 30%, the hole expansibility decreases, and when the small-angle grain boundaries exceed 75%, the ductility decreases.
  • the proportion of the small angle grain boundary is preferably 40 to 75%.
  • the reason why the average particle size of the carbide containing Ti is 20 nm or less is that the carbide containing Ti is precipitated during hot rolling, and the strength is increased by the precipitation strengthening action. In addition, fine precipitation is effective for improving the hole expandability. As a result of various studies, it is extremely effective that the average particle diameter of the carbide dispersed in the bainitic ferrite or the ferrite phase is 20 nm or less. The average particle diameter of the carbide is preferably 15 nm or less.
  • the carbide containing Ti includes carbides such as Nb and V.
  • the high-strength hot-dip Zn-Al-Mg-based plated steel sheet with excellent workability is, for example, hot-rolled, pickled, and annealed in a continuous hot-dip plating line on steel materials (such as continuous cast slabs) with adjusted components. And it can manufacture by the process of performing hot-dip Zn-Al-Mg system plating sequentially.
  • the manufacturing conditions in that case will be exemplified.
  • a steel slab satisfying the above composition is heated at a heating temperature of 1150 to 1300 ° C., hot-rolled at a finishing temperature of 850 to 950 ° C., and then cooled to a coiling temperature at an average cooling rate of 20 ° C. ⁇ sec or more. Thereafter, a hot-rolled steel strip is obtained at the following winding temperature. Furthermore, after this steel strip is pickled, it is subjected to a plating process in a continuous hot dipping line under the following conditions.
  • the coiling temperature in hot rolling is 500 ° C. to 650 ° C.>
  • the coiling temperature is less than 500 ° C.
  • the amount of precipitation of carbide containing Ti becomes insufficient and the strength is lowered.
  • the proportion of small-angle grain boundaries increases and ductility decreases.
  • the coiling temperature exceeds 650 ° C., the carbide containing Ti is coarsened, and the strength and hole expandability are deteriorated.
  • ⁇ Annealing temperature in continuous hot dipping line 550-720 ° C> If the annealing temperature is less than 550 ° C., the surface of the steel sheet is not sufficiently reduced and the plateability is lowered. On the other hand, when the annealing temperature exceeds 720 ° C., the carbides become coarse, leading to a decrease in strength and a decrease in hole expansibility. In addition, the proportion of small-angle grain boundaries is reduced, and the hole expandability is lowered.
  • a known hot-dip Zn—Al—Mg-based plating method can be applied.
  • Al in a plating layer has the effect
  • the Al content of hot-dip plating needs to be 3.0% or more, and more preferably 4.0% or more.
  • the Al content is preferably 15.0% or less, and more preferably 10.0% or less.
  • Mg in the plating layer exhibits an effect of significantly increasing the corrosion resistance of the plated steel sheet by generating a uniform corrosion product on the surface of the plating layer.
  • the Mg content of the hot-dip plating needs to be 0.05% or more, and it is desirable to ensure 2.0% or more.
  • the Mg content exceeds 10.0%, an adverse effect that Mg oxide-based dross is likely to occur increases.
  • the Mg content is preferably 5.0% or less, and more preferably 4.0% or less.
  • Si in the plating layer is effective in preventing the black change of the plating layer and maintaining the gloss of the surface.
  • it is effective to set the Si content of the hot dipping to 0.005% or more.
  • Si is added excessively, the amount of dross in the hot dipping bath increases, so when Si is contained in the plating bath, the content range is 2.0% or less.
  • Fe is mixed into the hot dipping bath from the raw steel plate and pot components.
  • Fe in the plating bath is allowed to be contained up to about 2.0%.
  • the plating bath as other elements, for example, one or more of Ca, Sr, Na, rare earth elements, Ni, Co, Sn, Cu, Cr, Mn may be mixed, but their total content Is desirably 1% by mass or less.
  • the hot dip bath composition is almost directly reflected in the hot dip plated steel plate composition.
  • Each steel having the composition shown in Table 1 was melted, and the slab was heated to 1250 ° C. and then hot-rolled at a finish rolling temperature of 880 ° C. and a winding temperature of 520 to 680 ° C. A steel strip was obtained.
  • the coiling temperature of each hot-rolled steel strip is shown in Table 2, respectively.
  • the hot-rolled steel strip After pickling the hot-rolled steel strip, it is annealed in a hydrogen-nitrogen mixed gas at 570 to 730 ° C in a continuous hot dipping line, and cooled to about 420 ° C at an average cooling rate of 5 ° C / sec. After that, the steel plate surface is immersed in a molten Zn-Al-Mg plating bath having the following plating bath composition with the surface of the steel plate not exposed to the air, and then pulled up, and the amount of plating adhered per side is measured by gas wiping. A hot-dip Zn—Al—Mg based steel sheet adjusted to about 90 g / m 2 was obtained. The plating bath temperature was about 410 ° C. The annealing temperature of each steel is also shown in Table 2.
  • a thin film prepared from the collected molten Zn—Al—Mg-based plated steel sheet sample is observed with a transmission electron microscope (TEM), and the particle diameter (major axis) of the carbide in a certain region containing 30 or more Ti-containing carbides. The average value was taken as the average particle size of the Ti-containing carbide.
  • TEM transmission electron microscope
  • a 90 ⁇ 90 mm sample was taken from the molten Zn—Al—Mg-based plated steel sheet and used as a base plate (blank material) for the hole expansibility test.
  • a punched hole was made in the center of the base plate using a punch and a die.
  • the diameter D 0 of the initial hole was 10.0 mm, and the die was selected so that the clearance was 12% of the plate thickness.
  • a punch having an apex angle of 60 ° was pushed into the punched hole from the opposite side of the burr to enlarge the initial hole. At that time, the moving speed of the punch was set to 10 mm / min.
  • a boss (projection) 1 made of a steel bar (SS400 material defined in JIS) having a diameter of 20 mm and a length of 25 mm is vertically set at the center of the plate surface of the test piece 3, and this boss 1 is arc welded to the test piece 3. It joined with.
  • the welding wire is YGW12, and the welding bead 6 goes around the boss once from the welding start point, and after passing the welding start point, the welding is further advanced to make the weld bead overlap portion 8 past the welding start point. At that point, welding was finished.
  • the welding conditions were 190 A, 23 V, welding speed 0.3 m / min, shielding gas: Ar-20 vol.% CO 2 , and shielding gas flow rate: 20 L / min.
  • a test piece 3 previously joined with a restraint plate 4 was used.
  • a constrained plate 4 (SS400 material stipulated in JIS) 120 mm ⁇ 95 mm ⁇ 4 mm thick is prepared, and the test piece 3 is placed at the center of the plate surface. It is welded to the restraint plate 4.
  • the boss weld material is manufactured by fixing the joined body (the test piece 3 and the restraint plate 4) on the horizontal test bench 5 with the clamp 2, and performing boss welding in this state.
  • the boss 1 / test piece 3 / restraint plate 4 joined body is cut at a cut surface 9 passing through the central axis of the boss 1 and passing through the overlapping portion 8 of the beads. Observation was performed, the maximum depth of cracks observed in the test piece 3 was measured, and this was taken as the maximum base material crack depth. This crack corresponds to a molten metal embrittlement crack.
  • the maximum base metal cracking depth was evaluated to be 0.1 mm or less as a pass, and those exceeding 0.1 mm as a reject.
  • Nos. 1 to 18 have a tensile strength TS of 400 MPa or more and TS ⁇ T. It is a high-strength molten Zn-Al-Mg-based plated steel sheet with an El balance of 13000 MPa ⁇ % or more and a TS ⁇ ⁇ balance of 40000 MPa ⁇ % or more, which is excellent in so-called strength-ductility balance and strength-hole expansibility balance. .
  • No. 19 has a large amount of C and a low Ti / C equivalent ratio, so the hard second phase + cementite area ratio is high and the TS ⁇ ⁇ balance is low.
  • No. 20 has a low Ti content and a low Ti / C equivalent ratio, so the hard second phase + cementite area ratio is high and the TS ⁇ ⁇ balance is low.
  • No. 21 has a high Ti / C equivalent ratio, and thus has a high small-angle grain interfacial area ratio. The El balance is low.
  • No. Since 22 has a large amount of Mn, the TS ⁇ ⁇ balance is low.
  • B has a low B, sufficient tensile strength is not obtained, and the LMEC resistance is inferior.
  • the TS ⁇ ⁇ balance is low.
  • No. No. 25 has a low C content, a sufficient tensile strength has not been obtained, and since the Ti / C equivalent ratio is high, the small-angle grain interfacial area ratio is high, and TS ⁇ T.
  • the El balance is low.
  • No. 26 has a low Mn content, sufficient tensile strength is not obtained.
  • No. 27 has a large Ti content and a high Ti / C equivalent ratio, and therefore has a high small-angle grain interfacial area ratio.
  • the El balance is low.
  • No. No. 28 has a high coiling temperature in hot rolling. Since No. 29 has a high annealing temperature in a continuous hot dipping line, all of them have a large Ti carbide particle size and a low TS ⁇ ⁇ balance.
  • FIG. 3 shows TS ⁇ T.
  • FIG. 4 shows the relationship between the El balance and the Ti / C equivalent ratio
  • FIG. 4 shows the relationship between the TS ⁇ ⁇ balance and the Ti / C equivalent ratio. It can be seen that when the Ti / C equivalent ratio satisfies 0.4 to 1.5, a high-strength molten Zn—Al—Mg-based plated steel sheet having excellent ductility and hole expandability can be obtained.

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Abstract

本発明は、プレス加工、伸びフランジ加工など加工に適した強度、延性及び穴広げ性を有し、かつ高い耐食性を有する溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板を提供することを目的とする。本発明は、素材鋼板が、所定の化学組成を有し、下記（１）式で表されるＴｉ／Ｃ当量比が０．４～１．５であり、ベイニティックフェライト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、かつ、結晶方位の相違が２～１５°の小角粒界の割合が３０～７５％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、引張強度が４００ＭＰａ以上の加工性に優れた高強度溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板である。Ｔｉ／Ｃ当量比＝(Ｔｉ／４８)／（Ｃ／１２）・・・（１）

Description

加工性に優れた溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板及びその製造方法
　本発明は、高耐食性が要求される用途で、かつ、プレス加工、伸びフランジ加工など何らかの加工が施されて使用される部材の素材として適した、引張強度４００ＭＰａ以上の延性と穴広げ性に優れた溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板、及びその製造方法に関する。
　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する、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ため、素材鋼板には、強度に加えて、延性や高い穴広げ性が要求される。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。
　特許文献１には、強度及び穴広げ性を高めた溶融亜鉛めっき鋼板が開示されている。しかしながら、硬質相であるベイナイト組織を利用して強度を確保しているため、穴広げ性は高いが、延性が低い。
　特許文献２には、延性と穴広げ性を高めた材料として、フェライト単相鋼板が提案されている。しかしながら、Ｍｏを含有しているため、著しいコスト増加を招く問題がある。
　特許文献３及び４には、延性と穴広げ性を高めた材料として、フェライトとマルテンサイトとの硬度差を軽減した複相鋼板が提案されている。しかしながら、マルテンサイトの硬度を低下させているため、フェライトの体積率を高めると、強度の低下が懸念される。また、穴広げ性は、必ずしも高いものではない。
　特許文献５には、穴広げ性および耐食性に優れた溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板が提案されている。しかし、この文献の手法に従っても、安定して高い穴広げ性を得ることは必ずしも容易でないことがわかった。
特開平５－１７９３５６号公報 特許第３５９１５０２号公報 特開２００１－３０３１８６号公報 特開２００１－３０３１８７号公報 特開２０１２－１９３４５２号公報
　従って、上記の特許文献１～５に記載されている鋼板は、強度、延性、穴広げ性、耐食性の全てを満足する鋼板とは言えない。
　本発明は、上記問題に鑑み、プレス加工、伸びフランジ加工など加工に適した強度、延性及び穴広げ性を有し、かつ高い耐食性を有する溶融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、素材鋼板が、質量％で、Ｃ：０．００５～０．０８％、Ｓｉ：０．８％以下、Ｍｎ：０．１～１．８％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｎ：０．００１～０．００５％、Ｔｉ：０．０２～０．２％、Ｂ：０．０００５～０．０１％、Ａｌ：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、ベイニティックフェライト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、かつ、結晶方位の相違が２～１５°の小角粒界の割合が３０～７５％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、引張強度が４００ＭＰａ以上の加工性に優れた高強度溶融Ｚｎ-Ａｌ-Ｍｇ系めっき鋼板を使用する。
　さらに、ＴｉとＣの関係において、下記（１）式で表されるＴｉ／Ｃ当量比で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。
　上記鋼板は、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。
　また、上記のめっき組成は、例えば、質量％で、Ａｌ：３．０～２２．０％、Ｍｇ：０．０５～１０．０％、Ｔｉ：０～０．１０％、Ｂ：０～０．０５％、Ｓｉ：０～２．０％、Ｆｅ：０～２．０％、残部Ｚｎおよび不可避的不純物からなる。
　上記の溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板の製造方法として、上記の組成を有する素材鋼板に、熱間圧延、酸洗、連続溶融めっきラインでの焼鈍および溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっきを順次行う工程を施し、熱間圧延での巻取温度を５００℃から６５０℃、連続溶融めっきラインでの焼鈍温度を５５０℃から７２０℃とする。
　本発明によれば、プレス加工、伸びフランジ加工など加工に適した強度、延性及び穴広げ性を有し、かつ高い耐食性を有する溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板及びその製造方法を提供することができる。
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。 ＴＳ×Ｔ．ＥｌバランスとＴｉ／Ｃ当量比の関係を示した図である。 ＴＳ×λバランスとＴｉ／Ｃ当量比の関係を示した図である。
発明の実施の形態
　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：０．００５～０．０８％＞
　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０．００５％未満では４００ＭＰａ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硬質第２相およびセメンタイトの形成により、穴広げ性が低下する。Ｃ含有量の範囲は、好ましくは、０．０１～０．０８％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ので、添加量の上限を０．８％とする。
＜Ｍｎ：０．１～１．８％＞
　Ｍｎは、高強度化に有効な元素である。０．１％未満では４００ＭＰａ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、穴広げ性が低下する。Ｍｎ含有量の範囲は、好ましくは、０．５～１．８％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、バーリング性が低下する。Ｐ含有量の範囲は、好ましくは、０．０２５％以下である。なお、Ｐの含有量は０を含まない。
＜Ｓ：０．０２％以下＞
　ＳはＴｉやＭｎと硫化物を形成し、穴広げ性が低下する。このため、Ｓは極力低減すべき元素である。Ｓ含有量の範囲は、好ましくは、０．００５％以下、さらに好ましくは、０．００３％以下である。なお、Ｓは不可避的不純物であり、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り、０．２％を超えて添加すると加工性の低下を招く。Ｔｉ含有量の範囲は、好ましくは、０．０３～０．２％である。
＜Ｂ：０．０００５～０．０１％＞
　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、鋼のオーステナイト－フェライト変態を抑制させる元素であり、オーステナイト－フェライト変態を抑制させることで、Ｔｉ系炭化物の析出温度を低温化し、Ｔｉ系炭化物の微細化に寄与する。０．０００５％未満ではその効果が無く、０．０１％を超えて添加するとホウ化物を生成し加工性の劣化を招く。Ｂ含有量の範囲は、好ましくは、０．００１～０．００５％である。
＜Ａｌ：０．１％以下＞
　Ａｌは、製鋼時に脱酸材として添加される。０．１％を超えて添加すると延性の低下を招く。Ａｌ含有量の範囲は、好ましくは、０．０５％以下である。なお、Ａｌの含有量は０を含まない。
＜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、穴広げ性や延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し、また、小角粒界の割合が３０％以下となるため、穴広げ性が低下する。一方、Ｔｉ／Ｃ当量比が１．５を超えると、小角粒界の割合が７５％を超えるため、延性が低下する。
　プレス加工、伸びフランジ加工など加工に適した強度が必要となるため、本発明のめっき鋼板の引張強度を４００ＭＰａ以上に規定した。これよりも引張強度が低いと十分な加工性を確保できない。該引張強度が、好ましくは５００　ＭＰａ以上、さらに好ましくは５９０ＭＰａ以上である。
＜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、ベイニティックフェライト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の双方の組織を主相とし、硬質第２相とセメンタイトの面積率が３％以下であり、かつ、結晶方位の相違が２～１５°の小角粒界の割合が３０％以上、７５％以下であり、かつ、Ｔｉを含む炭化物の平均粒径を２０ｎｍ以下にしている。以下、これらについて説明する。
　ベイニティックフェライト単相またはベイニティックフェライトとフェライト双方の組織を主相とし、硬質第２相（ベイナイト、パーライト）とセメンタイトの面積率を３％以下としたのは、延性および穴広げ性の向上には、転位密度の低いベイニティックフェライトまたはフェライト組織が有効であり、また、硬質な第２相組織やセメンタイトは穴広げ加工の際に割れの起点となり、穴広げ性が低下するため、面積率を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相とセメンタイトを除いた残りの相を意味する。
　小角粒界の割合を３０％以上、７５％以下としたのは、小角粒界が３０％未満では穴広げ性が低下し、小角粒界が７５%を超えると延性が低下するためである。なお、該小角粒界の割合は、好ましくは４０～７５％である。
　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、穴広げ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また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ある。該炭化物の平均粒子径は好ましくは１５ｎｍ以下である。なお、Ｔｉを含む炭化物とは、Ｎｂ、Ｖ等の炭化物も含んでいる。
・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、連続溶融めっきラインでの焼鈍および溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき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、平均冷却速度が２０℃・秒以上で巻取り温度まで冷却する。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、下記の条件の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。また、小角粒界の割合が増加し、延性が低下する。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、強度低下および穴広げ性が低下する。
＜連続溶融めっきラインでの焼鈍温度：５５０～７２０℃＞
　焼鈍温度が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７２０℃を超えると炭化物の粗大化が起こり、強度低下および穴広げ性低下を招く。また、小角粒界の割合が減少し、穴広げ性が低下する。
＜溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき＞
　本発明では、公知の溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっきの手法を適用することができる。
　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３．０％以上とする必要があり、４．０％以上とすることがより好ましい。一方、Ａｌ含有量が２２．０％を超えると、めっき層と素材鋼板との界面でＦｅ－Ａｌ合金層の成長が著しくなり、めっき密着性が悪くなる。優れためっき密着性を確保するには１５．０％以下のＡｌ含有量とすることが好ましく、１０．０％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０．０５％以上とする必要があり、２．０％以上を確保することが望ましい。一方、Ｍｇ含有量が１０．０％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５．０％以下のＭｇ含有量とすることが好ましく、４．０％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％以上、Ｂ含有量は０．０００１％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０．１０％以下の含有量範囲とする必要があり、０．０１％以下とすることがより好ましい。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％以下の含有量範囲とする必要があり、０．００５％以下とすることがより好ましい。
　溶融めっき浴中にＳｉを含有させると前記Ｆｅ－Ａｌ合金層の成長が抑制され、溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板の加工性が向上する。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％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％以下の含有量範囲とする。
　溶融めっき浴中には素材鋼板やポット構成部材などからある程度のＦｅが混入してくる。Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっきにおいて、めっき浴中のＦｅは２．０％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種以上が混入しても構わないが、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。なお、溶融めっき浴組成はほぼそのまま溶融めっき鋼板のめっき層組成に反映される。
　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中にそれぞれ示してある。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　熱延鋼帯を酸洗した後、連続溶融めっきラインにて、水素－窒素混合ガス中５７０～７３０℃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／ｍ2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。各鋼の焼鈍温度も、表２に併せて示してある。
〔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。
〔小角粒界の割合〕
　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、次いで、電解研磨して表面を調整した。その後、電子後方散乱回折像法(ＥＢＳＰ)を用いて、結晶粒界の方位差を測定した。結晶粒界の方位差が２～１５°の小角粒界の結晶粒界の全長の、同じく測定した結晶粒界の方位差が２～１８０°の結晶粒界の全長に対する割合を表２に併記する。
　なお、今回の測定には以下の装置・条件を用いた。
・観察装置：電界放出型走査電子顕微鏡　日本電子社製　ＪＳＭ－６５００Ｆ
・ＥＢＳＰシステム：ＥＤＡＸ－ＴＳＬ社製　ＯＩＭ　Ｄａｔａ　Ｃｏｌｌｅｃｔｉｏｎ　５．２１
・測定範囲／測定間隔：１００×１００μm／　０．３μm×１視野
〔硬質第２相およびセメンタイトの面積率〕
　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、観察された組織から画像解析によって算出した硬質第２相およ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。
　ＴＳ×Ｔ．Ｅｌバランスが１３０００以上を合格と判定した。
〔穴広げ性〕
　溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板から９０×９０ｍｍのサンプルを採取し、これを穴広げ性試験のための素板（ブランク材）とした。この素板の中央にポンチとダイスを用いて打抜き穴を開けた。初期穴の直径Ｄ0は１０．０ｍｍ、ダイスはクリアランスが板厚の１２％となるものを選んだ。打ち抜きままの穴に、バリの反対側から頂角６０°のポンチを押し込み、初期穴を拡大した。その際、ポンチの移動速度は１０ｍｍ／ｍｉｎとした。鋼板の穴が拡大して板厚方向に割れが貫通した時点でポンチを止め、穴の内径Ｄbを測定した。そして、（Ｄb－Ｄ0）／Ｄ0×１００（％）で定義される穴広げ率λを求めた。
　ＴＳ×λバランスが４００００以上を合格と判定した。
〔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.％ＣＯ2、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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　本発明のＮｏ．１～１８は、引張強さＴＳが４００ＭＰａ以上で、ＴＳ×Ｔ．Ｅｌバランスが１３０００ＭＰａ・％以上で、また、ＴＳ×λバランスが４００００ＭＰａ・％以上と、いわゆる強度-延性バランスおよび強度－穴広げ性バランスに優れた高強度溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板である。
　これに対し、Ｎｏ.１９はＣ量が多く、Ｔｉ／Ｃ当量比が低いため、硬質第２相＋セメンタイト面積率が高く、ＴＳ・λバランスが低い。Ｎｏ．２０はＴｉ量が低く、Ｔｉ／Ｃ当量比が低いため、硬質第２相＋セメンタイト面積率が高く、ＴＳ・λバランスが低い。Ｎｏ．２１はＴｉ／Ｃ当量比が高いため、小角粒界面積率が高く、ＴＳ・Ｔ．Ｅｌバランスが低い。Ｎｏ．２２はＭｎ量が多いため、ＴＳ・λバランスが低い。Ｎｏ．２３はＢが低いため、十分な引張強さが得られておらず、また、耐ＬＭＥＣ性が劣る。Ｎｏ．２４はＰ量が多いため、ＴＳ・λバランスが低い。Ｎｏ．２５はＣ量が低く、十分な引張強さが得られておらず、また、Ｔｉ／Ｃ当量比が高いため、小角粒界面積率が高く、ＴＳ×Ｔ．Ｅｌバランスが低い。Ｎｏ．２６はＭｎ量が低いため、十分な引張強さが得られていない。Ｎｏ．２７はＴｉ量が多く、Ｔｉ／Ｃ当量比が高いため、小角粒界面積率が高く、ＴＳ×Ｔ．Ｅｌバランスが低い。Ｎｏ．２８は熱間圧延での巻取り温度が高いため、またＮｏ．２９は連続溶融めっきラインでの焼鈍温度が高いため、これらはいずれもＴｉ炭化物の粒子径が大きく、ＴＳ×λバランスが低い。
　図３に、ＴＳ×Ｔ．ＥｌバランスとＴｉ／Ｃ当量比の関係、図４にＴＳ×λバランスとＴｉ／Ｃ当量比の関係を示す。Ｔｉ／Ｃ当量比が０．４～１．５を満たすことにより、延性および穴広げ性ともに優れた高強度溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板が得られることがわかる。
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

Claims (6)

  1. 　素材鋼板の表面に溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき層を有するめっき鋼板において、素材鋼板が、質量％で、Ｃ：０．００５～０．０８％、Ｓｉ：０．８％以下、Ｍｎ：０．１～１．８％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｎ：０．００１～０．００５％、Ｔｉ：０．０２～０．２％、Ｂ：０．０００５～０．０１％、Ａｌ：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、ベイニティックフェライト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、かつ、結晶方位の相違が２～１５°の小角粒界の割合が３０％～７５％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、引張強度が４００ＭＰａ以上の加工性に優れた高強度溶融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４００ＭＰａ以上の加工性に優れた高強度溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板。
  3. 　前記溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板のめっき組成は、質量％で、Ａｌ：３．０～２２．０％、Ｍｇ：０．０５～１０．０％、Ｔｉ：０～０．１０％、Ｂ：０～０．０５％、Ｓｉ：０～２．０％、Ｆｅ：０～２．０％、残部Ｚｎおよび不可避的不純物からなる、請求項１または２に記載の高強度溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板。
  4. 　素材鋼板が、質量％で、Ｃ：０．００５～０．０８％、Ｓｉ：０．８％以下、Ｍｎ：０．１～１．８％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｎ：０．００１～０．００５％、Ｔｉ：０．０２～０．２％、Ｂ：０．０００５～０．０１％、Ａｌ：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である鋼材に、熱間圧延、酸洗、連続溶融めっきラインでの焼鈍および溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっきを順次行う工程において、熱間圧延での巻取温度を５００℃から６５０℃、連続溶融めっきラインでの焼鈍温度を５５０℃から７２０℃とすることを特徴とする高強度溶融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。
  5. 　素材鋼板が、さらに質量％で、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．１％以下の１種以上を含有することを特徴とする、請求項４に記載の高強度溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板の製造方法。
  6. 　前記溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板のめっき組成は、質量％で、Ａｌ：３．０～２２．０％、Ｍｇ：０．０５～１０．０％、Ｔｉ：０～０．１０％、Ｂ：０～０．０５％、Ｓｉ：０～２．０％、Ｆｅ：０～２．０％、残部Ｚｎおよび不可避的不純物からなる、請求項４または５に記載の高強度溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板の製造方法。
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