CN103842543A - 耐延迟断裂特性优良的高强度热浸镀锌钢板及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明涉及在母材钢板的表面形成有热浸镀锌层或者合金化热浸镀锌层的高强度热浸镀锌钢板，所述母材钢板以体积分数计具有40～90%的铁素体相和5%以下的残余奥氏体相，而且未再结晶铁素体在整个所述铁素体相中所占的比例以体积分数计为50%以下；进而铁素体相的晶粒在轧制方向的平均粒径除以板宽度方向的平均粒径所得到的值即粒径比为0.75～1.33，分散成岛状的硬质组织在轧制方向的平均长度除以板宽度方向的平均长度所得到的值即长度比为0.75～1.33，而且夹杂物的平均纵横尺寸比为5.0以下。

Description

耐延迟断裂特性优良的高强度热浸镀锌钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及以最大抗拉强度为900MPa级以上的高强度钢板为母材，且其表面形成有热浸镀锌层的热浸镀锌钢板，特别涉及耐延迟断裂特性优良、同时耐延迟断裂特性的各向异性也优良的高强度热浸镀锌钢板及其制造方法。

背景技术

近年来，对于汽车或者工程机械、其它建筑和土木构造物等各种部件或构造物中使用的钢板的高强度化的要求正在提高。在这样的背景下，最大抗拉强度为900MPa以上的高强度钢板能够以汽车的保险杠和防撞梁等增强材料为中心而使用。另外，对于这些用途的钢板，大多在室外使用，因而通常要求优良的耐蚀性。

作为在用途中需要这样的耐蚀性的钢板，在母材钢板的表面实施了热浸镀锌的热浸镀锌钢板得到了广泛的应用。另外，在热浸镀锌后，将镀层加热至Zn的熔点以上的温度而使Fe从母材钢板中扩散至镀层中，由此使镀层成为以Zn-Fe合金为主体的层，进行这样的合金化处理而得到的合金化热浸镀锌钢板最近也得到了广泛的应用。

然而，在将高强度钢板适用于汽车等时，需要解决的问题是延迟断裂的发生。

所谓延迟断裂，是指在构件的加工或组装时不会产生裂纹或破坏，但在较高的应力发生作用的状况下，在使用构件的期间，外观上几乎不会伴随着塑性变形而突然发生脆性裂纹等破坏的现象。延迟断裂为人所知的是与从钢板的外部环境进入钢板中的氢有密切的关系。也就是说，一般地说，延迟断裂可以认为是起因于从外部环境进入而在钢中扩散的氢的脆化现象。

作为对延迟断裂产生很大影响的因子，为人所知的是钢板强度。这是因为越是高强度的钢板，在高应力作用的环境下使用的可能性越高。也就是说，在将低强度材料用于高应力作用的构件的情况下，材料立即发生塑性变形而直至断裂，因而通常不会发生延迟断裂。另一方面，高强度材料由于难以发生塑性变形和断裂，因而大多在高应力作用的环境下使用。另外，如汽车部件那样实施成形加工后使用的钢材因加工而产生残余应力。钢板强度越高，该残余应力越大。因此，除了由外部负荷施加的应力以外，还向钢板施加较大的残余应力，因此，容易发生延迟断裂。其结果是，越是高强度材料，发生延迟断裂的可能性越高。

另一方面，在薄钢板、例如板厚为3.0mm左右以下的薄钢板中，为人所知的是耐延迟断裂特性具有各向异性。也就是说，根据钢板的制造工艺中的加工方向（一般为最终冷轧的轧制方向、或者与其正交的轧制宽度方向）的不同，耐延迟断裂特性有时产生差异。该倾向对于薄板特别明显。于是，在将高强度薄钢板用于高应力作用的构件的情况下，采取确保安全的对策是很流行的。也就是说，流行的作法是采取以下的对策：如进行设计以便即使在耐延迟断裂特性最差的方向也不会产生延迟断裂、或者考虑钢板形成构件的适用方向以便使在耐延迟断裂特性较差的方向的加工变得轻微等。然而，在那样的对策中，存在的问题有在钢板的利用时受到明显的限制。

于是，作为薄钢板本身的特性，强烈要求不仅提高耐延迟断裂特性、而且减小耐延迟断裂特性的各向异性的薄钢板的开发。

可是，作为与薄钢板的各向异性有关的现有技术，存在以下的技术。首先，作为减弱延展性的各向异性而提高钢板特性的手段，存在专利文献1所示的技术。另外，作为减弱弯曲性和韧性的各向异性而提高钢板特性的手段，存在专利文献2所示的技术。然而，在专利文献1和2中，都没有记载耐延迟断裂特性，也没有公开用于解决耐延迟断裂特性的各向异性的手段。

另外，在专利文献3中，记载着耐延迟断裂特性优良、且抗拉强度以及延展性的各向异性较小的钢板。然而，对于耐延迟断裂特性的各向异性并没有记载，也没有公开用于减小耐延迟断裂特性的各向异性的手段。

再者，作为提高钢板的耐延迟断裂特性的技巧，在专利文献4、专利文献5中，记载着通过将钢板的主相设定为贝氏体、贝氏体铁素体、马氏体、回火马氏体等硬质组织而提高耐延迟断裂特性的钢板。另外，在专利文献6中，记载着在将钢板的主相设定为回火马氏体的基础上，进而通过在回火马氏体中分散微细的碳化物而提高耐延迟断裂特性的钢板。

然而，在基于这些专利文献4～6的技术的钢板中，由于都以硬质且延展性差的组织为主相，在整个钢板中延展性较差，因此，在施加苛刻的成形加工而使用的用途中是不适当的。

在专利文献7中，公开了通过将氧化物分散于距钢板表面10μm以内的表层、使氢被该氧化物所捕获，从而提高钢板的耐延迟断裂特性的技术。另外，在专利文献8中，记载着将钢板的主相设定为铁素体，使作为硬质组织的马氏体分散于钢板中，借助于Ti、Nb、V等微细析出物而使该马氏体的块尺寸微细化，从而提高耐延迟断裂特性的钢板。再者，在专利文献9中，除上述的块尺寸的微细化以外，在钢板的表层以0.5μm以上的厚度形成脱碳层，从而提高耐延迟断裂特性的钢板。

在这些专利文献7～9中，除强度、延展性以外，还记载着耐延迟断裂特性的提高，但对于耐延迟断裂特性的各向异性完全没有考虑。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2005-256020号公报

专利文献2：日本特开2010-156016号公报

专利文献3：日本特开2010-168651号公报

专利文献4：日本专利第3247907号公报

专利文献5：日本专利第4317384号公报

专利文献6：日本专利第4712882号公报

专利文献7：日本特开2007-211279号公报

专利文献8：日本特开2011-111671号公报

专利文献9：日本特开2011-111675号公报

非专利文献

非专利文献1：林邦夫、其它4人，“薄钢板的耐氢脆特性评价法”，まてりあ（日本金属学会会报），2005年3月20日，44（3），p.254-256

非专利文献2：社团法人日本钢铁协会生产技术部门表面处理钢板部会编，“热浸镀锌钢板手册”，社团法人日本钢铁协会，1991年1月，p.53-55

发明内容

发明所要解决的课题

如前所述，例如在将具有900MPa级以上的高强度的钢板、特别是厚度为3.0mm左右以下的薄钢板用作高负荷所作用的构件时，成为问题的是耐延迟断裂特性的各向异性。然而，以往的实际情况是：虽然考虑了降低耐延迟断裂特性以外的延展性等机械特性的各向异性、或者提高耐延迟断裂特性自身的对策，但没有特别考虑耐延迟断裂特性的各向异性的降低。因此，如前所述，在适用负荷较大的构件时，如果为安全起见而欲切实且稳定地防止延迟断裂的发生，则必然产生设计上或者加工上的制约。而且当为在高强度钢板的表面形成有用于提高耐蚀性的热浸镀锌层的热浸镀锌钢板、进而使该镀层合金化的合金化热浸镀锌钢板时，也必然产生这样的问题。

本发明是以上述的情况为背景而完成的，其目的在于提供一种热浸镀锌钢板，其可谋求确保延展性和强度，并谋求提高耐延迟断裂特性，同时降低其耐延迟断裂特性的各向异性、特别是平行于板面（轧制面）的面内的耐延迟断裂特性的各向异性（面内各向异性），且一并提供该热浸镀锌钢板的制造方法。

用于解决课题的手段

本发明人为了发现不会损害母材钢板的延展性和强度而提高耐延迟断裂特性，同时降低其耐延迟断裂特性的面内各向异性的对策而反复进行了各种实验和研究。其结果是，新近获得了如下的见解：通过适当地调整母材钢板的成分组成，而且适当地调整钢组织，同时适当地调整特定的相和组织、夹杂物的形状，进而将母材表面层设计为适当地分散有氧化物的脱碳层，便可以解决上述的课题，并发现了为此所需要的制造工艺条件，以致达成了本发明。

因此，本发明的要旨如下所述。

（1）一种耐延迟断裂特性优良的高强度热浸镀锌钢板，其特征在于，具有母材钢板、和在所述母材钢板的表面形成的热浸镀锌层，所述母材钢板以质量%计，含有

C：0.075～0.400%、

Si：0.01～2.00%、

Mn：0.80～3.50%、

P：0.0001～0.100%、

S：0.0001～0.0100%、

Al：0.001～2.00%、

O：0.0001～0.0100%、

N：0.0001～0.0100%，

剩余部分包括Fe和不可避免的杂质；

在以所述母材钢板的板厚的1/4厚度的位置为中心的距所述母材钢板的表面为1/8厚度～3/8厚度的范围，所述母材钢板的组织被设定为如下的组织：以体积分数计具有40～90%的铁素体相，并且残余奥氏体相以体积分数计为5%以下，而且未再结晶铁素体在整个所述铁素体相中所占的比例以体积分数计为50%以下；

所述母材钢板中的所述铁素体相的晶粒在轧制方向的平均粒径除以板宽度方向的平均粒径所得到的值即粒径比为0.75～1.33，所述铁素体相中分散成岛状的硬质组织在轧制方向的平均长度除以板宽度方向的平均长度所得到的值即长度比为0.75～1.33，而且所述母材钢板中含有的夹杂物的平均纵横尺寸比为1.0～5.0；

所述母材钢板的表面层被设定成厚度为0.01～10.0μm的脱碳层，而且该脱碳层中的氧化物的平均粒径为30～500nm，且该脱碳层中的氧化物的平均密度被设定在1.0×10¹²个/m²～1.0×10¹⁶个/m²的范围内。

（2）根据上述（1）所述的耐延迟断裂特性优良的高强度热浸镀锌钢板，其特征在于：所述母材钢板以质量%计，进一步含有选自

Cr：0.01～2.00%、

Ni：0.01～2.00%、

Cu：0.01～2.00%、

Mo：0.01～2.00%、

B：0.0001～0.0100%、

W：0.01～2.00%之中的1种或2种以上。

（3）根据上述（1）所述的耐延迟断裂特性优良的高强度热浸镀锌钢板，其特征在于：所述母材钢板以质量%计，进一步含有选自

Ti：0.001～0.150%、

Nb：0.001～0.100%、

V：0.001～0.300%之中的1种或2种以上。

（4）根据上述（1）所述的耐延迟断裂特性优良的高强度热浸镀锌钢板，其特征在于：所述母材钢板进一步合计含有0.0001～0.0100质量%的选自Ca、Ce、Mg、Zr、La、REM之中的1种或2种以上。

（5）根据上述（1）所述的耐延迟断裂特性优良的高强度热浸镀锌钢板，其特征在于：在所述母材钢板中，总拉伸率在3～7%的范围内的平均的加工硬化指数（n值）为0.060以上。

（6）根据上述（1）所述的耐延迟断裂特性优良的高强度热浸镀锌钢板，其特征在于：所述母材钢板在轧制方向的极限扩散性氢量除以板宽度方向的极限扩散性氢量所得到的值在0.5～1.5的范围内。

（7）根据上述（1）所述的耐延迟断裂特性优良的高强度热浸镀锌钢板，其特征在于：所述母材钢板的距表面为1/4厚度的位置的BCC铁的X射线随机强度比为4.0以下。

（8）根据上述（1）所述的耐延迟断裂特性优良的高强度热浸镀锌钢板，其特征在于：所述热浸镀锌层为进行过合金化处理的热浸镀锌层。

（9）一种耐延迟断裂特性优良的高强度热浸镀锌钢板的制造方法，其特征在于，包括以下工序：

热轧工序，将板坯加热至1080℃以上而开始热轧，将从热轧开始至热轧结束的总道次数（-）设定为N，将第i道次的轧制温度（℃）设定为TP_i，将第i道次的压下率（-）设定为r_i，以使它们满足下述式A的方式进行热轧，在母材钢板的温度处于850～980℃的范围内的温度时使热轧结束；所述板坯以质量%计含有

C：0.075～0.400%、

Si：0.01～2.00%、

Mn：0.80～3.50%、

P：0.0001～0.100%、

S：0.0001～0.0100%、

Al：0.001～2.00%、

O：0.0001～0.0100%、

N：0.0001～0.0100%，

剩余部分包括Fe和不可避免的杂质；

一次冷却工序，将从所述热轧结束后至冷却开始的经过时间设定为1.0秒以上，对所述热轧过的母材钢板以5℃/秒～50℃/秒的冷却速度进行一次冷却，在所述母材钢板的温度处于500～650℃的范围内的温度时，使该一次冷却停止；

二次冷却工序，接着所述一次冷却工序，以所述母材钢板的温度从所述一次冷却停止时的温度至400℃的经过时间为1小时以上的方式，使所述母材钢板缓冷而进行二次冷却；

冷轧工序，在所述二次冷却后，将合计压下率设定为30～75%而对所述母材钢板进行冷轧；

退火工序，在所述冷轧后，以600～750℃的范围内的平均升温速度为20℃/sec以下的方式对所述冷轧过的所述母材钢板进行升温，加热至750℃以上的温度，接着以750～650℃的范围内的平均冷却速度为1.0～15.0℃/秒的方式对所述加热过的所述母材钢板进行冷却；以及

镀覆工序，对所述退火工序后的所述母材钢板的表面实施热浸镀锌。

$0.10\≤\underset{i=1}{\overset{N}{\mathrm{\Σ}}}1.00\×{10}^{10}\×\exp \{-\frac{2.44\×{10}^4}{({\mathrm{TP}}_i+273)}\}\×\{\frac{1}{(1543-{\mathrm{TP}}_i)}-1.00\×{10}^{-3}\}\×r_i\≤1.00$

                         ···(式A)

（10）根据上述（9）所述的耐延迟断裂特性优良的高强度热浸镀锌钢板的制造方法，其特征在于：采用具有预热带、还原带以及镀覆带的连续退火镀覆生产线连续地实施所述退火工序以及所述镀覆工序；

而且将所述预热带的至少一部分作为空气比被设定为0.7～1.2的氧化处理区，在该氧化处理区使所述冷轧后的所述母材钢板的表层部生成氧化物，所述空气比是在用于加热的燃烧器所使用的空气和燃料气体的混合气体中，单位体积的混合气体中含有的空气的体积除以为了使单位体积的该混合气体中含有的燃烧气体完全燃烧而在理论上所需要的空气的体积所得到的值；

接着，在水蒸气分压除以氢分压所得到的值即分压比P（H₂O）/P（H₂）被设定为0.0001～2.0的所述还原带，使所述氧化物还原，然后在镀覆浴温度：450～470℃、镀覆浴中的有效Al量：0.01～0.18质量%的热浸镀锌浴中，且在进入镀覆浴时的钢板温度：430～490℃的条件下，将通过所述还原带后的所述母材钢板浸渍于所述镀覆带中，从而在该母材钢板的表面实施热浸镀锌。

（11）根据上述（9）所述的耐延迟断裂特性优良的高强度热浸镀锌钢板的制造方法，其特征在于：在所述镀覆工序之后，进一步具有用于使所述热浸镀锌层合金化的合金化处理工序。

发明的效果

根据本发明，作为将高强度钢板用作母材的热浸镀锌钢板，可以得到不会损害延展性以及强度，耐延迟断裂特性优良，而且即便是薄板耐延迟断裂特性的各向异性也少的高强度热浸镀锌钢板。因此，即使在将本发明的高强度热浸镀锌钢板以薄板的方式用作高负荷作用的构件时，可以确保较高的安全性，而且受到设计上和加工上的制约的可能性较少，因此，可以提高设计和加工的自由度而扩大高强度热浸镀锌钢板的适用范围。

具体实施方式

以下就本发明的一实施方式进行详细的说明。

本实施方式的高强度热浸镀锌钢板基本上是以具有规定的成分组成且适当地调整了钢组织的高强度钢板为母材，并在成为该母材的钢板的表面形成有热浸镀锌层而成的。此外，母材钢板的表面的热浸镀锌层也可以是在热浸镀锌后进行过合金化处理的层（合金化热浸镀锌层）。这里，本实施方式的高强度热浸镀锌钢板和成为其母材的钢板的厚度并没有特别的限定，但一般地说，耐延迟断裂特性的各向异性容易在板厚较薄的钢板中发生，因而本发明的效果也是在母材钢板的厚度较薄的情况下增大。因此，本发明适用于母材钢板为薄板的情况时是适当的。具体地说，高强度热浸镀锌钢板的板厚优选为0.6～5.0mm。也就是说，如果高强度热浸镀锌钢板的板厚低于0.6mm，则难以使钢板的形状保持平坦。另一方面，如果高强度热浸镀锌钢板的板厚超过5.0mm，则难以使钢板内部均匀地冷却。另外，母材钢板的板厚优选为3.0mm以下，进而更优选为2.0mm以下。

在本实施方式中，通过以下的（a）～（f），实现了如下的高强度热浸镀锌钢板：可以确保延展性（成形加工性）以及强度，能够充分提高耐延迟断裂特性，同时可以谋求耐延迟断裂特性的各向异性的切实降低。

（a）使母材钢板的钢组织的显微组织以软质的铁素体相为主体。

（b）将未再结晶铁素体在该铁素体相中所占的比例限制为少量，同时将残余奥氏体相规定为少量。

（c）将该铁素体相的晶粒在轧制方向的粒径除以板宽度方向的粒径所得到的值即粒径比规定为适当的范围。

（d）将岛状硬质组织（主要为由贝氏体、贝氏体铁素体、马氏体以及回火马氏体等硬质相的集合体构成的岛状组织）在轧制方向的长度除以板宽度方向的长度所得到的值即长度比规定为适当的范围。

（e）将夹杂物（主要为Mn硫化物和/或含有Mn硫化物的粗大复合夹杂物）的平均纵横尺寸比规定在适当的范围内。

（f）将母材钢板的表面层设计为较厚的脱碳层，使该脱碳层中的氧化物（主要含有Si和/或Mn的氧化物）微细且高密度地分散。

于是，就这些条件的限定理由进行说明。

首先，就本发明的高强度热浸镀锌钢板的用作母材的钢板的成分组成的限定理由进行说明。此外，在以下的记载中，在没有特别说明的情况下，“%”表示质量%。

〔C：0.075～0.400质量%〕

C是为了提高钢板的强度而含有的。然而，如果C含量超过0.400质量%，则钢板的焊接性并不充分。从确保焊接性的角度考虑，C含量优选为0.300质量%以下，更优选为0.250质量%以下。另一方面，如果C含量低于0.075%，则钢板的强度降低，从而难以确保900MPa以上的最大抗拉强度。为了更进一步提高钢板的强度，C含量优选为0.085质量%以上，更优选为0.100质量%以上。

〔Si：0.01～2.00质量%〕

Si是抑制钢板中铁系碳化物的生成、且提高钢板的强度和成形性的元素。然而，如果Si含量超过2.00质量%，则钢板脆化而使延展性劣化，从而冷轧变得困难。从确保延展性的角度考虑，Si含量优选为1.80质量%以下，更优选为1.50质量%以下。另一方面，如果Si含量低于0.01质量%，则难以使氧化物充分分散于脱碳层中。从该角度考虑，Si的下限值优选为0.20质量%以上，更优选为0.50质量%以上。

〔Mn：0.80～3.50质量%〕

Mn是为了提高钢板的强度而添加的。然而，如果Mn含量超过3.50质量%，则在钢板的板厚中央部产生粗大的Mn浓化部。其结果是，容易发生板坯的脆化，从而容易发生铸造的板坯开裂等故障。另外，如果Mn含量超过3.50质量%，则焊接性也劣化。因此，Mn含量需要设定为3.50质量%以下。从确保焊接性的角度考虑，Mn含量优选为3.00质量%以下，更优选为2.70质量%以下。另一方面，如果Mn含量低于0.80质量%，则在退火后的冷却中大量形成软质的组织，因而难以确保900MPa以上的最大抗拉强度。因此，Mn含量需要设定为0.80质量%以上。为了更加提高钢板的强度，Mn含量优选为1.00质量%以上，更优选为1.30质量%以上。

〔P：0.0001～0.100质量%〕

P具有在钢板的板厚中央部偏析的倾向，使焊接区脆化。如果P含量超过0.100质量%，则焊接区大幅度脆化，因而P含量的上限设定为0.100质量%。另外，从该角度考虑，P含量更优选为0.030质量%以下。另一方面，P含量设定为低于0.0001质量%由于将伴随着制造成本的大幅度增加，因而以0.0001质量%为下限值。此外，P含量更优选为0.0010质量%以上。

〔S：0.0001～0.0100质量%〕

S对焊接性以及铸造时和热轧时的制造性产生不良影响。因此，将S含量的上限值设定为0.0100质量%以下。另外，S与Mn结合而形成粗大的MnS，从而使钢板的延展性和拉伸凸缘性降低，因而将S含量优选设定为0.0050质量%以下，更优选设定为0.0030质量%以下。另一方面，S含量设定为低于0.0001质量%由于将伴随着制造成本的大幅度增加，因而以0.0001质量%为下限值。此外，S含量优选为0.0005质量%以上，进而更优选为0.0010质量%以上。

〔Al：0.001～2.00质量%〕

Al抑制铁系碳化物的生成而提高钢板的强度以及成形性。然而，如果Al含量超过2.00质量%，则焊接性恶化，因而将Al含量的上限设定为2.00质量%。另外，从该角度考虑，Al含量优选设定为1.50质量%以下，更优选设定为1.20质量%以下。另一方面，Al含量的下限即使没有特别的规定也可以发挥本发明的效果。但是，Al是在原料中微量存在的不可避免的杂质，将其含量设定为低于0.001质量%将伴随着制造成本的大幅度增加。因此，将Al含量设定为0.001质量%以上。另外，Al是作为脱氧材料也有效的元素，因而为了更充分地得到脱氧的效果，Al含量优选设定为0.010质量%以上。

〔N：0.0001～0.0100质量%〕

N形成粗大的氮化物，使钢板的延展性以及拉伸凸缘性劣化，因而需要抑制其添加量。如果N含量超过0.0100质量%，则其倾向变得显著，因而将N含量的上限设定为0.0100质量%。另外，N可能导致焊接时气孔的发生，因而其含量以较少为好。N含量的下限即使不特别规定也可以发挥本发明的效果，但使N含量低于0.0001质量%将招致制造成本的大幅度增加，因而设定为0.0001质量%以上。

〔O：0.0001～0.0100质量%〕

O形成氧化物，使钢板的延展性以及拉伸凸缘性劣化，因而需要抑制其含量。如果O含量超过0.0100质量%，则钢板的拉伸凸缘性的劣化变得显著，因而将O含量的上限设定为0.0100质量%。再者，O含量优选为0.0070质量%以下，更优选为0.0050质量%以下。O含量的下限即使不特别规定也可以发挥本发明的效果，但使O含量低于0.0001质量%由于伴随着制造成本的大幅度增加，因而将0.0001%设定为O含量的下限。另外，从制造成本的角度考虑，O含量优选为0.0003质量%以上，更优选为0.0005质量%以上。

此外，在本实施方式的合金化热浸镀锌钢板的母材钢板中，也可以根据需要添加选自Cr、Ni、Cu、Mo、B、W之中的一种或者2种以上的元素。这些元素的添加理由如下所述。

〔Cr：0.01～2.00质量%〕

Cr抑制在高温下的相变，是对钢板的高强度化有效的元素。因此，也可以在板坯中添加Cr以代替C和/或Mn的一部分。如果Cr含量超过2.00质量%，则损害板坯在热轧工序的加工性而使生产率降低，因而Cr含量设定为2.00质量%以下。Cr含量的下限即使不特别规定也可以发挥本发明的效果，但为了充分地获得因Cr添加产生的钢板的高强度化的效果，Cr含量优选为0.01质量%以上。

〔Ni：0.01～2.00质量%〕

Ni抑制在高温下的相变，是对钢板的高强度化有效的元素。因此，也可以在板坯中添加Ni以代替C和/或Mn的一部分。如果Ni含量超过2.00质量%，则由于损害钢板的焊接性，因而Ni含量设定为2.00质量%以下。Ni含量的下限即使不特别规定也可以发挥本发明的效果，但为了充分地获得因Ni添加产生的钢板的高强度化的效果，Ni含量优选为0.01质量%以上。

〔Cu：0.01～2.00质量%〕

Cu是通过在钢中以微细粒子的方式存在而提高钢板强度的元素。因此，可以在板坯中添加Cu以代替C和/或Mn的一部分。如果Cu含量超过2.00质量%，则由于损害钢板的焊接性，因而Cu含量设定为2.00质量%以下。Cu含量的下限即使不特别规定也可以发挥本发明的效果，但为了充分地获得因Cu添加产生的钢板的高强度化的效果，Cu含量优选为0.01质量%以上。

〔Mo：0.01～2.00质量%〕

Mo抑制在高温下的相变，是对钢板的高强度化有效的元素。因此，也可以在板坯中添加Mo以代替C和/或Mn的一部分。如果Mo含量超过2.00质量%，则损害板坯在热轧工序的加工性而使生产率降低，因而Mo含量设定为2.00质量%以下。Mo含量的下限即使不特别规定也可以发挥本发明的效果，但为了充分地获得因Mo添加产生的钢板的高强度化的效果，Mo含量优选为0.01质量%以上。

〔W：0.01～2.00质量%〕

W是抑制在高温下的相变，对钢板的高强度化有效的元素，也可以在板坯中添加以代替C和/或Mn的一部分。如果W含量超过2.00质量%，则损害板坯在热轧工序的加工性而使生产率降低，因而W含量优选为2.00质量%以下。W含量的下限不特别规定就可以发挥本发明的效果，但为了充分地获得因W产生的钢板的高强度化，W含量优选为0.01%以上。

〔B：0.0001～0.0100质量%〕

B抑制在高温下的相变，是对钢板的高强度化有效的元素。因此，也可以在板坯中添加B以代替C和/或Mn的一部分。如果B含量超过0.0100质量%，则损害板坯在热轧工序的加工性而使生产率降低，因而B含量优选为0.0100质量%以下。从生产率的角度考虑，B含量更优选为0.0050质量%以下，进一步优选为0.0030质量%以下。B含量的下限即使不特别规定也可以发挥本发明的效果，但为了充分地获得因B添加产生的钢板的高强度化的效果，B含量优选为0.0001质量%以上。为了钢板的进一步高强度化，B含量更优选为0.0003质量%以上，进一步优选为0.0005质量%以上。

再者，在本实施方式的合金化热浸镀锌钢板的母材钢板中，也可以根据需要添加选自Ti、Nb、V之中的一种或者2种以上的元素。这些元素的添加理由如下所述。

〔Ti：0.001～0.150质量%〕

Ti是由于通过析出物强化、因铁素体晶粒生长的抑制所得到的细粒强化、以及再结晶的抑制而产生的位错强化，有助于钢板的强度上升的元素。但是，如果Ti含量超过0.150质量%，则碳氮化物的析出增多而使钢板的成形性劣化，因而Ti含量设定为0.150质量%以下。从确保钢板的成形性的角度考虑，Ti含量更优选为0.100质量%以下，进一步优选为0.070质量%以下。Ti含量的下限即使不特别规定也可以发挥本发明的效果，但为了充分地获得因Ti添加产生的钢板强度的上升效果，Ti含量优选为0.001质量%以上。为了钢板的更进一步的高强度化，Ti含量更优选为0.010质量%以上，进一步优选为0.015质量%以上。

〔Nb：0.001～0.100质量%〕

Nb是由于通过析出物强化、因铁素体晶粒生长的抑制所得到的细粒强化、以及再结晶的抑制而产生的位错强化，有助于钢板的强度上升的元素。但是，如果Nb含量超过0.100质量%，则碳氮化物的析出增多而使钢板的成形性劣化，因而Nb含量设定为0.100质量%以下。从确保钢板的成形性的角度考虑，Nb含量更优选为0.050质量%以下。Nb含量的下限即使不特别规定也可以发挥本发明的效果，但为了充分地获得因Nb添加产生的钢板强度的上升效果，Nb含量优选为0.001质量%以上。为了钢板的进一步的高强度化，Nb含量更优选为0.010质量%以上。

〔V：0.001～0.300质量%〕

V是由于通过析出物强化、因铁素体晶粒生长的抑制所得到的细粒强化、以及再结晶的抑制而产生的位错强化，有助于钢板的强度上升的元素。但是，如果V含量超过0.300质量%，则碳氮化物的析出增多而使钢板的成形性劣化，因而V含量设定为0.300质量%以下。从确保钢板的成形性的角度考虑，V含量更优选为0.200质量%以下，进一步优选为0.150质量%以下。V含量的下限即使不特别规定也可以发挥本发明的效果，但为了充分地获得因V添加产生的钢板强度的上升效果，V含量优选为0.001质量%以上。

再者，在本实施方式的合金化热浸镀锌钢板的母材钢板中，作为其它元素，也可以合计含有0.0001～0.0100%的Ca、Ce、Mg、Zr、La、REM中的1种或2种以上。这些元素的添加理由如下所述。

Ca、Ce、Mg、Zr、La、REM是对钢板的成形性的改善有效的元素，可以在板坯中添加1种或2种以上。但是，如果Ca、Ce、Mg、Zr、La以及REM中的1种或2种以上的含量合计超过0.0100质量%，反而有可能损害钢板的延展性。因此，各元素的含量的合计优选为0.0100质量%以下。Ca、Ce、Mg、Zr、La以及REM之中的1种或2种以上的含量的下限即使不特别规定也可以发挥本发明的效果，但为了充分地获得钢板成形性的改善效果，各元素的含量合计优选为0.0001质量%以上。从钢板的成形性的角度考虑，Ca、Ce、Mg、Zr、La以及REM之中的1种或2种以上的含量合计更优选为0.0005质量%以上，进一步优选为0.0010质量%以上。

此外，所谓REM，是Rare Earth Metal的缩写，指的是属于镧系元素系列的元素。在本实施方式中，REM和Ce大多以混合稀土进行添加，除La和Ce以外，往往复合含有镧系元素系列的元素。作为不可避免的杂质，即使板坯含有除这些La和Ce以外的镧系元素系列的元素也可以发挥本发明的效果。另外，在板坯中添加金属La或Ce也可以发挥本发明的效果。

母材钢板中以上各元素以外的剩余部分可以设定为Fe和不可避免的杂质。此外，对于前述的Cr、Ni、Cu、Mo、W、B、Ti、Nb、V，都允许含有低于上述下限值的微量作为杂质。另外，对于Ca、Ce、Mg、Zr、La、REM，也允许含有低于其合计量的上述下限值的极微量作为杂质。

接着，就本实施方式的作为高强度热浸镀锌钢板的母材使用的高强度钢板的组织进行说明。

本实施方式的作为高强度热浸镀锌钢板的母材使用的高强度钢板在以钢板的板厚的1/4厚度的位置为中心的距钢板的表面为1/8厚度～3/8厚度的范围，作为其显微组织，被设定为以体积分数计含有40～90%的铁素体相，且残余奥氏体以体积分数计规定为5%以下的组织。而且对于铁素体相，将未再结晶铁素体在整个铁素体相中所占的的比例以体积分数计规定为50%以下。

这里，之所以规定以钢板的板厚的1/4厚度的位置为中心的距钢板的表面为1/8厚度～3/8厚度的范围的组织，是因为该范围的组织可以认为代表了除钢板的表层部的脱碳层以外的整个钢板的组织。也就是说，只要在该范围形成有上述的组织，除钢板表层部的脱碳层以外的整个钢板可以判断为上述的组织。

如上所述，在设定为大量含有铁素体的组织的同时，还以体积分数计将该铁素体相中含有的未再结晶铁素体的比例规定为50%以下，而且将残余奥氏体规定为少量，由此可以实现能够确保良好的延展性、且使耐延迟断裂特性得以提高的高强度钢板。于是，下面就这些组织条件的限定理由进行说明。

〔铁素体：40～90%〕

铁素体是对于提高钢板的延展性有效的组织，在钢板组织中，以体积分数计需要含有40～90%。在铁素体的体积分数低于40%的情况下，有可能不会充分得到钢板的延展性。钢板组织中含有的铁素体相的体积分数从钢板的延展性的角度考虑，更优选为45%以上，进一步优选为50%以上。另一方面，铁素体由于为软质的组织，因而如果其体积分数超过90%，则有可能不会充分地得到钢板的强度。为了充分提高钢板的强度，钢板组织中含有的铁素体的体积分数优选设定为85%以下，进一步优选设定为75%以下。

〔残余奥氏体：5%以下〕

残余奥氏体在加工中向极硬质的马氏体相变，使加工硬化能力飞跃般提高，因而是对钢板的强度以及延展性的提高有效的组织，即使在钢板中含有也没关系。但是，由残余奥氏体相变而成的极硬质的马氏体明显促进因氢的进入而导致的钢板的延迟断裂，因而使耐延迟断裂特性劣化。因此，将残余奥氏体的体积分数的上限设定为5.0%以下。另外，从该角度考虑，残余奥氏体的体积分数优选设定为3.0%以下，即使为0%也没关系。

这里，残余奥氏体的体积分数可以采用如下的方法进行测定。

也就是说，将距母材钢板的表面为母材钢板的板厚的1/4厚度的位置、且与母材钢板的板面平行的面作为观察面而进行X射线解析。然后，由其结果算出残余奥氏体相对于观察面的面积分数。在本实施方式中，将该面积分数看作是以母材钢板的板厚的1/4厚度的位置为中心的距母材钢板的表面为1/8厚度～3/8厚度的残余奥氏体的体积分数。此外，观察面只要平行于母材钢板的板面，就可以设定为1/8厚度～3/8厚度的任意位置。

〔未再结晶铁素体：相对于整个铁素体相为50%以下〕

铁素体有以下3种：在退火工序中产生了再结晶的再结晶铁素体、未产生再结晶而保存冷轧后的结晶方位的未再结晶铁素体、和在退火工序中暂且逆相变成奥氏体后再相变为铁素体的相变铁素体。

在它们之中，未再结晶铁素体通过冷轧而使结晶方位偏向，钢板的各向异性得以提高，因而是不优选的。从该角度考虑，以体积分数计将未再结晶铁素体在整个铁素体中所占的比例设定为低于50%。另外，在未再结晶铁素体的内部存在大量的位错和/或位错下部组织，因而未再结晶铁素体的大量存在可能导致钢板延展性的降低。从该角度考虑，需要降低钢板中的未再结晶铁素体的体积分数，从而将未再结晶铁素体在整个铁素体中所占的体积分数优选设定为低于30%，进一步优选设定为低于15%。未再结晶铁素体的体积分数越低越优选，也可以为0%。

这里，未再结晶铁素体的体积分数可以采用如下的方法进行测定。

也就是说，未再结晶铁素体由于在内部存在大量的位错和/或位错下部组织，因而具有在一个晶粒内结晶方位发生变化的特征。另外，除铁素体以外，由铁的BCC结晶构成的贝氏体、贝氏体铁素体、马氏体以及回火马氏体也与未再结晶铁素体同样，在内部具有大量的位错和/或位错下部组织，因而同样具有在一个晶粒内结晶方位发生变化的特征。另一方面，在再结晶铁素体以及相变铁素体的晶粒内并不存在1.0°以上的方位差。

根据该特征，未再结晶铁素体和除此以外的铁素体可以通过对进行FE-SEM观察而测定组织分数的视场，进行使用EBSD（ElectronBach-Scattering Diffraction）法的高分辨率结晶方位解析来加以区別。具体地说，首先，将距母材钢板的表面为母材钢板的板厚的1/4厚度的位置、且与母材钢板的板面平行的面精加工成镜面，将测定步长设定为0.5μm而进行采用EBSD法的高分辨率结晶方位解析。其次，对各测定点求出与第2接近测定点的结晶方位差，作为被判断为属于不同晶粒的点而忽视结晶方位差为5.0°以上的点，求出剩下的被判断为在同一晶粒内的结晶方位差为5.0°以下的与第2接近测定点群的结晶方位差的平均值。然后，将其平均值低于1.0°的点判断为再结晶铁素体或者相变铁素体，便可以求出它们的面积分数。然后比较通过FE-SEM观察求出的整个铁素体的面积分数、和再结晶铁素体以及相变铁素体的面积分数，便可以求出未再结晶铁素体的面积分数、以及未再结晶铁素体在整个铁素体中所占的比例。在本实施方式中，将这样求出的未再结晶铁素体的面积分数看作是未再结晶铁素体的体积分数。

〔其它钢组织〕

作为除上述的铁素体相（包括未再结晶铁素体）以及残余奥氏体相以外的钢组织，通常含有贝氏体、贝氏体铁素体以及马氏体（回火马氏体或者初生马氏体），有时也进一步含有珠光体和粗大的渗碳体。这些组织的比例并没有特别的限定，优选根据目的进行控制。例如，在钢板要求较高的屈服比（＝屈服应力/抗拉强度）的情况下，将贝氏体、贝氏体铁素体、马氏体、回火马氏体以及珠光体等的比例（体积分数）的合计优选设定为40%以上。另一方面，在要求进一步提高钢板延展性的情况下，将贝氏体、贝氏体铁素体、马氏体、回火马氏体以及珠光体等的比例（体积分数）的合计优选设定为40%以下。

此外，如前所述，除铁素体相（包括未再结晶铁素体）以及残余奥氏体相以外的钢组织各自的比例并没有特别的限定，但各自优选的范围及其理由如下所述。

〔初生马氏体：40%以下〕

初生马氏体是大大提高抗拉强度的组织。如果初生马氏体的比例以体积分数计超过40%，则钢板的延展性大大劣化。因此，也能够以体积分数计，将40%作为上限而在母材钢板中含有初生马氏体。为了充分提高钢板的抗拉强度，将初生马氏体的体积分数优选设定为4%以上。另一方面，初生马氏体成为破坏的起点而使低温韧性劣化，因而初生马氏体的体积分数优选设定为20%以下，更优选设定为15%以下，进一步优选设定为12%以下。

〔回火马氏体：50%以下〕

回火马氏体是大大提高钢板抗拉强度的组织，且难以成为钢板破坏的起点，因而钢板组织以体积分数计也可以含有50%以下。如果回火马氏体的体积分数超过50%，则钢板的延展性大大劣化，因而是不优选的。

〔贝氏体铁素体和/或贝氏体：60%以下〕

贝氏体铁素体和/或贝氏体是有助于钢板的强度和延展性的平衡且优良的组织，在钢板组织中以体积分数计也可以含有60%以下。另外，贝氏体铁素体以及贝氏体是具有在软质的铁素体和硬质的马氏体中间的强度、以及在回火马氏体和残余奥氏体中间的强度的显微组织。因此，在以钢板的高度化为目的而活用这些组织的情况下，通过在钢板中全部含有，具有降低钢板内部的局部的硬度差、且抑制破坏发生的效果，从低温韧性的角度考虑是优选的。为了充分获得该效果，贝氏体铁素体和/或贝氏体的体积分数优选为10%以上，更优选为15%以上。另一方面，如果贝氏体铁素体和/或贝氏体的体积分数超过60%，则钢板的延展性劣化，因而是不优选的。从确保钢板延展性的角度考虑，贝氏体铁素体和/或贝氏体的体积分数优选设定为50%以下，更优选设定为45%以下。

此外，在本实施方式中，作为母材的高强度钢板的钢板组织也可以含有珠光体和/或粗大渗碳体等除上述以外的组织。但是，在高强度钢板的钢板组织中，如果珠光体和/或粗大渗碳体增多，则钢板的弯曲性劣化。因此，钢板组织中含有的珠光体和/或粗大渗碳体的体积分数优选合计为6%以下，更优选为4%以下。

在本实施方式中，作为母材使用的高强度钢板的钢板组织中含有的各组织的体积分数例如可以采用以下所示的方法进行测定。

以母材钢板的1/4厚度的面、且与母材钢板的板面平行的面为观察面而进行X射线解析，由其结果算出残余奥氏体的面积分数，可以将其看作是残余奥氏体的体积分数。

这里，各组织即铁素体、贝氏体铁素体、贝氏体、回火马氏体以及初生马氏体的体积分数可以采用如下的方法得到。

首先，以母材钢板的平行于轧制方向且垂直于板面的断面为观察面而采集试料。其次，对观察面研磨之后，进行硝酸乙醇侵蚀。接着，采用场致发射型扫描电子显微镜（FE-SEM：Field Emission ScanningElectron Microscope），对以母材钢板的板厚的1/4厚度的位置为中心的距母材钢板的表面为1/8厚度～3/8厚度的范围进行观察而测定各组织的面积分数，可以将其看作是各组织的体积分数。

再者，在本实施方式用作母材的钢板中，为了降低耐延迟断裂特性的各向异性，可以如以下的（a）～（c）那样。

（a）将粒径比（＝轧制方向的粒径÷板宽度方向的粒径）调整在0.75～1.33的范围内，所述粒径比是平行于钢板板面（轧制面）的面内的铁素体相的晶粒在轧制方向的粒径除以板宽度方向（垂直于轧制方向的方向）的粒径所得到的值。

（b）将长度比（＝轧制方向的长度÷板宽度方向的长度）调整在0.75～1.33的范围内，所述长度比是平行于钢板板面（轧制面）的面内的分散成岛状的硬质组织（硬质相）在轧制方向的长度除以板宽度方向的长度所得到的值。

（c）平行于钢板板面（轧制面）的面内的夹杂物的平均纵横尺寸比调整为5.0以下。下面就这些限定理由以及测定方法进行说明。

〔铁素体相的晶粒在轧制方向的粒径与板宽度方向的粒径之比〕

如果铁素体晶粒向与板面（轧制面）平行的面中的特定方向伸长，则助长耐延迟断裂特性的面内各向异性。将铁素体相的晶粒在轧制方向的平均粒径设定为d（RD），将板宽度方向的平均粒径设定为d（TD）。如果d（RD）/d（TD）低于0.75，则钢板在轧制方向的耐延迟断裂特性相对于板宽度方向降低。因此，将铁素体相的晶粒在轧制方向的粒径与板宽度方向的粒径之比、即d（RD）/d（TD）设定为0.75以上。此外，d（RD）/d（TD）优选为0.80以上，更优选为0.85以上。同样，如果d（RD）/d（TD）超过1.33，则钢板在轧制方向的耐延迟断裂特性相对于板宽度方向降低。因此，将1.33设定为d（RD）/d（TD）的上限。此外，d（RD）/d（TD）优选为1.25以下，更优选为1.18以下。

此外，这里，铁素体相的晶粒在各方向的粒径可以采用如下的方法进行。

也就是说，将距母材钢板的表面为母材钢板的板厚的1/4厚度的面、且与母材钢板的板面平行的面用硝酸乙醇腐蚀，利用FE-SEM对该面进行观察。在进行该观察时，对随机选择的100～1000个铁素体相的晶粒分别测定了轧制方向和板宽度方向的粒径。

〔岛状硬质组织在轧制方向的长度与板宽度方向的长度之比〕

硬质组织在与钢板的板面（轧制面）平行的面中，多个晶粒聚集而以岛状的形态存在。如果该岛状硬质组织向与钢板的板面（轧制面）平行的面内的特定方向伸长，则助长钢板的耐延迟断裂特性的面内各向异性。将与钢板的板面（轧制面）平行的面内的岛状硬质组织在轧制方向的平均长度设定为L（RD），将板宽度方向的平均长度设定为L（TD）。如果L（RD）/L（TD）低于0.75，则钢板在轧制方向的耐延迟断裂特性相对于板宽度方向降低，因而将硬质组织在轧制方向的长度除以板宽度方向的长度所得到的值即L（RD）/L（TD）的值设定为0.75以上。

此外，L（RD）/L（TD）优选为0.80以上，更优选为0.85以上。同样，如果L（RD）/L（TD）超过1.33，则钢板在板宽度方向的耐延迟断裂特性相对于轧制方向降低，因而将1.33设定为上限。L（RD）/L（TD）优选为1.25以下，更优选为1.18以下。

此外，这里，所谓岛状硬质组织，是指主要由贝氏体、贝氏体铁素体、马氏体以及回火马氏体等硬质相的集合体构成的岛状组织，换句话说，是指由比铁素体硬质的相构成的多个晶粒集合在一起而成为岛状、并分散于由铁素体相构成的母相中的组织。

岛状硬质组织的长度之比的测定可以采用如下的方法进行。

也就是说，首先，将距母材钢板的表面为母材钢板的板厚的1/4厚度的面、且与母材钢板的板面平行的面精加工成镜面，将测定步长设定为0.5μm而进行采用EBSD法的高分辨率结晶方位解析。其次，对各测定点求出与第2接近测定点的结晶方位差，只提取被判断为在同一晶粒内的结晶方位差为5.0°以下的点，求出与适合点群的结晶方位差的平均值。然后，用该平均值在1.0°以上的点作分布图。结晶方位差的平均在1.0°以上的点除硬质组织以外，有时也是未再结晶铁素体。于是，在结晶方位的解析后，将与解析结晶方位时相同的视场用硝酸乙醇腐蚀，采用FE-SEM进行观察，求出铁素体的分散状态。然后，通过比较铁素体的分散状态和结晶方位的解析结果，便可以仅提取出硬质组织。对于从这样得到的岛状硬质组织中随机选择的30～300个岛状硬质组织，测定母材钢板的轧制方向和板宽度方向的长度，并求出该长度之比。

〔夹杂物的纵横尺寸比〕

伸长的粗大Mn硫化物和/或含有Mn硫化物的粗大复合夹杂物使钢板的耐延迟断裂特性明显劣化。如果夹杂物的平均纵横尺寸比超过5.0，则不会充分得到钢板的耐延迟断裂特性，因而需要将母材钢板中含有的夹杂物的平均纵横尺寸比设定为5.0以下。从确保钢板的耐延迟断裂特性的角度考虑，夹杂物的平均纵横尺寸比优选为4.0以下，更优选为3.0以下。夹杂物的纵横尺寸比越小越优选，将1.0设定为夹杂物的纵横尺寸比的下限。此外，这里，所谓夹杂物的纵横尺寸比，是将夹杂物的二维形状近似为椭圆时的椭圆的长径除以短径所得到的值（＝长径÷短径）。

另外，如果上述的粗大夹杂物处于在特定方向选择性地伸长的形态，则钢板的耐延迟断裂特性的各向异性明显增强。将与钢板的板面（轧制面）平行的面内的夹杂物在轧制方向的平均长度设定为D（RD），将板宽度方向的平均长度设定为D（TD）。如果D（RD）/D（TD）低于0.50，则钢板在轧制方向的耐延迟断裂特性相对于板宽度方向较差。另一方面，如果D（RD）/D（TD）超过2.00，则钢板在板宽度方向的耐延迟断裂特性相对于轧制方向较差。为了减少钢板的耐延迟断裂特性的各向异性，D（RD）/D（TD）优选在0.5～2.0的范围内。D（RD）/D（TD）的下限优选为0.60以上，更优选为0.70以上。D（RD）/D（TD）的上限优选为1.67以下，更优选为1.43以下。

关于夹杂物的平均纵横尺寸比，可以采用如下的方法求出。

也就是说，以母材钢板的平行于轧制方向且垂直于板面的断面为观察面而精加工成镜面。然后，使用FE-SEM，在1/8厚度～7/8厚度的范围对10～100个粒径为2μm以上的夹杂物进行观察，分别求出纵横尺寸比。而且将它们的平均值作为平均纵横尺寸比。再者，对母材钢板的垂直于于轧制方向且垂直于板面的断面也进行同样的观察，从而得到平均纵横尺寸比。在2个平均纵横尺寸比中，将较大者设定为该钢板中夹杂物的平均纵横尺寸比。

另外，夹杂物在轧制方向的长度D（RD）可以采用如下的方法求出。

也就是说，以母材钢板的平行于轧制方向且垂直于板面的断面为观察面而精加工成镜面。然后，使用FE-SEM，在1/8厚度～7/8厚度的范围对10～100个粒径为2μm以上的夹杂物进行观察。然后，分别测定沿着所观察的夹杂物的轧制方向的长度，将其平均值设定为夹杂物在轧制方向的长度D（RD）。

同样，对于钢板的垂直于于轧制方向且垂直于板面的断面，得到夹杂物在板宽度方向的夹杂物的长度D（TD）。

此外，在观察夹杂物时，使用并设有FE-SEM的能量分散型X射线光谱仪进行夹杂物的组成分析，确认夹杂物的全部或者一部分为Mn硫化物，并对其进行观察。

〔结晶方位的偏向的程度〕

再者，在母材钢板中，如果钢组织的结晶方位的偏向的程度较高，则助长钢板的耐延迟断裂特性的各向异性。也就是说，如果铁素体以及硬质组织（贝氏体、贝氏体铁素体、马氏体以及回火马氏体）的结晶方位向1个或者2个以上的特定方向偏向，则助长钢板的耐延迟断裂特性的各向异性。于是，在本实施方式中，通过距母材钢板的表面为母材钢板的板厚的1/4厚度的位置的BCC铁（钢组织中具有体心立方晶格结构的组织的相）的X射线随机强度比对这些组织的偏向度进行确定。具体地说，优选将X射线随机强度比规定为4.0以下。其理由如下所述。

上述的组织都由铁的BCC结晶（体心立方晶格的结晶）构成。因此，通过采用X射线衍射法测定铁的BCC结晶的织构，可以评价组织的偏向程度。BCC铁的X射线随机强度比能够以采用X射线衍射测定的｛110｝、｛100｝、｛211｝、｛310｝极图中的多个极图为基础，由表示采用级数展开法计算得到的3维织构的结晶方位分布函数（OrientationDistribution Function，以下称为ODF）求出。此外，所谓X射线随机强度比，是指在相同条件下采用X射线衍射法等测定不在特定方位聚集的标准试样的X射线强度和试验材料的X射线强度，然后用得到的试验材料的X射线强度除以标准试样的X射线强度所得到的数值。

X射线衍射用试料的制作采用如下的方法进行。采用机械研磨或化学研磨等沿板厚方向将钢板研磨至规定的位置，并根据需要采用电解研磨或化学研磨除去应变，同时进行调整，以便使距母材钢板的表面为母材钢板的板厚的1/4厚度的位置的面成为测定面。此外，将测定面准确地设定为1/4厚度的位置是困难的。因此，能够以作为目标的位置（距母材钢板的表面为母材钢板的板厚的1/4厚度的位置）为中心而制作试料，以便使板厚的3%的范围内成为测定面。另外，在采用X射线衍射的测定困难的情况下，也可以采用EBSD法进行统计上充分的数量的测定。

为了充分降低耐延迟断裂特性的各向异性，在上述的结晶方位分布函数（ODF）中求出Euler空间的φ2＝0°、45°、60°的各断面的峰值强度，通过其最大值而对组织的偏向程度进行评价。为了充分降低钢板的耐延迟断裂特性的各向异性，将该峰值强度优选设定为4.0以下。为了降低钢板的耐延迟断裂特性的各向异性，该峰值强度越低越优选，更优选设定为3.5以下，进一步优选设定为3.0以下。该峰值强度的下限并没有特别的要求，但由于设定为低于1.5在工业上是非常困难的，因而优选设定为1.5以上。

〔脱碳层〕

在本实施方式中，为了防止由从钢板的表面进入的氢引起的延迟断裂的发生，对母材钢板的表层部（表面层）的显微组织进行控制。具体地说，为了防止以母材钢板的表层部为起点的延迟断裂，将母材钢板的表层部设定为硬质组织较少的脱碳层，并在该脱碳层中，以高密度分散有作为氢的捕获位点发挥作用且微细的氧化物。在本实施方式中，通过这样防止氢从母材钢板的表层部向内部的扩散，使钢板的耐延迟断裂特性得以提高。也就是说，设定为如以下的（a）～（c）那样。

（a）将母材钢板的表面层设定为厚度为0.01～10.0μm的脱碳层。

（b）使脱碳层中的氧化物的平均粒径为500nm以下。

（c）将脱碳层中的氧化物的平均密度设定在1.0×10¹²个/m²～1.0×10¹⁶个/m²的范围内。

它们的限定理由如下所述。

母材钢板在其表层部具有厚度充分的脱碳层（硬质组织较少的层），由此以其表层部为起点的延迟断裂可以受到抑制。当脱碳层厚度低于0.01μm时，由于不能抑制母材钢板在表层部的延迟断裂，因而脱碳层厚度设定为0.01μm以上。为了充分提高钢板的耐延迟断裂特性，脱碳层厚度优选设定为0.10μm以上，更优选为0.30μm以上。另一方面，过厚的脱碳层使钢板的抗拉强度和疲劳强度降低。从该角度考虑，脱碳层厚度设定为10.0μm以下。从疲劳强度的角度考虑，脱碳层厚度优选为9.0μm以下，更优选为8.0μm以下。

此外，所谓脱碳层，是指从钢板内部的基底的最表面连续的区域，以及硬质组织的体积分数为母材钢板的厚度的1/4厚度的位置（基底的部位）中硬质组织的体积分数的一半以下的区域。另外，这里所说的所谓硬质组织，是指由比铁素体更硬质的相构成的组织，也就是说，是指主要由贝氏体、贝氏体铁素体、马氏体以及回火马氏体、残余奥氏体等相构成的组织。

另外，脱碳层厚度采用如下的方法来确定。也就是说，将钢板的平行于轧制方向且垂直于板面的断面精加工成镜面而得到测定面，使用FE-SEM对该测定面进行观察，在1块钢板中测定3个部位以上的脱碳层厚度，将其平均值设定为脱碳层厚度。

〔脱碳层中的氧化物〕

作为钢板的脱碳层中分散存在的氧化物（主要含有Si和/或Mn的氧化物）的密度以及粒径也对钢板的耐延迟断裂特性产生很大的影响。也就是说，分散于钢板的脱碳层中的晶粒内和/或晶界的氧化物作为来自外部的氢的捕获位点而发挥作用，从而抑制氢向钢板内部的进入，因而有助于钢板的耐延迟断裂特性的提高。氧化物的密度越高，氢的进入越是受到抑制，因而氧化物的密度设定为1.0×10¹²个/m²以上。为了更充分地抑制氢向钢板内部的进入，氧化物的密度优选设定为3.0×10¹²个/m²以上，更优选设定为5.0×10¹²个/m²以上。另一方面，如果氧化物的密度超过1.0×10¹⁶个/m²，则氧化物间的距离过小，钢板的表层部因轻度的加工便发生破坏，从而也破坏其外侧的镀层。因此，氧化物的密度设定为1.0×10¹⁶个/m²以下。钢板的表层部为了表现出充分的成形性，氧化物的密度优选设定为5.0×10¹⁵个/m²以下，更优选设定为1.0×10¹⁵个/m²以下。

另外，分散于母材钢板的表层部（脱碳层）中的氧化物越是微细，作为氢的捕获位点越是有效的。因此，将氧化物的平均粒径设定为500nm以下。为了更有效地抑制氢的扩散，氧化物的平均粒径优选设定为300nm以下，更优选设定为100nm以下。氧化物的平均粒径的下限并没有特别的设定，但为了将平均粒径设定为低于30nm，需要严格控制母材钢板的制造工艺中的处理气氛以及温度，在实用上是困难的。因此，氧化物的平均粒径优选设定为30nm以上。

此外，关于母材钢板的表层部（脱碳层）中的氧化物，是将钢板的平行于轧制方向且垂直于板面的断面精加工成镜面而得到测定面，并使用FE-SEM对该测定面进行观察。氧化物密度通过以7μm²这种程度的面积对脱碳层进行观察，数出氧化物的个数，或者使用直至数出1000个氧化物所需要的观察面积而求出。这里，观察面积是指氧化物的观察部分的二维形状的面积。另外，氧化物的平均粒径是将随机选择的100～1000个氧化物的当量圆直径进行平均而求出的。这里，当量圆直径是指对于氧化物的观察部分，其二维形状的长轴直径和短轴直径之积的平方根。

〔母材钢板的加工硬化指数（n值）〕

作为母材钢板的加工性的评价，使用加工硬化指数（n值）是有效的，本实施方式的高强度热浸镀锌钢板的母材钢板的n值优选为0.060以上。在母材钢板的n值低于0.060时，钢板的加工性较差，在苛刻的成形加工中钢板有可能产生断裂。

〔耐延迟断裂特性的各向异性的指标〕

耐延迟断裂特性主要取决于从外部进入的氢在钢板内部扩散，从而引起氢脆。因此，作为耐延迟断裂特性的各向异性的指标、特别是面内各向异性的指标，可以使用与母材钢板的板面（轧制面）平行的面内在轧制方向极限扩散性氢量H（RD）除以与相同母材钢板的板面（轧制面）平行的面内在板宽度方向的极限扩散性氢量H（TD）所得到的值即比H（RD）/H（TD）。在本实施方式的高强度热浸镀锌钢板中，母材钢板的上述比H（RD）/H（TD）的值优选在0.5～2.0的范围内，更优选在0.5～1.5的范围内。在上述比H（RD）/H（TD）的值低于0.5、或者超过2.0的情况下，钢板的耐延迟断裂特性的面内各向异性增大，在将钢板用作施加较大负荷的构件的情况下，为了确保安全性，设计上或者加工上的制约增大。

此外，这里，所谓极限扩散性氢量，是指使氢从钢板表面强制进入内部（充气），对钢板施加负荷（应力）而产生破坏时的钢板内的氢量（反过来说，由氢脆引起的破坏不会产生的极限氢量）。而且所谓与母材钢板的板面（轧制面）平行的面内在轧制方向的极限扩散性氢量，是指对钢板在轧制方向施加负荷时的极限扩散性氢量。所谓与母材钢板的板面（轧制面）平行的面内在板宽度方向的极限扩散性氢量，是指对钢板在板宽度方向施加负荷时的极限扩散性氢量。

作为用于评价耐延迟断裂特性的各向异性的极限扩散性氢量的测定方法，可以参考非专利文献1，使用以下的方法。在后述实施例的钢板中，采用该方法对母材钢板的轧制方向、板宽度方向的极限扩散性氢量进行测定。

也就是说，首先，从钢板中切出分别以轧制方向、板宽度方向为长度方向的试验片，并将试验片预加工成U字状。然后，将抗拉强度的0.6倍的应力施加于试验片的U字状加工部，再在0.3%硫氰酸铵溶液中，以0.05mA/cm²的电流密度通过阴极电解而实施充氢，采用气相色谱分析的升温分析断裂后不久的试验片中的氢量进行测定。将这样测定的轧制方向的试验片、板宽度方向的试验片各自的氢量分别作为轧制方向的极限扩散性氢量、板宽度方向的极限扩散性氢量。

另外，作为钢板的耐延迟断裂特性自身的评价，将与上述同样准备的2方向的U字状试验片浸渍于盐酸中，将在24小时以内有一个以上的试验片发生断裂的情况判断为耐延迟断裂特性差。

〔热浸镀锌层〕

本实施方式的高强度热浸镀锌钢板是在如前所述的母材钢板的脱碳层上形成热浸镀锌层而成的。热浸镀锌层的付着量并没有特别的限定，但从钢板的耐蚀性的角度考虑，优选为20g/m²以上，从经济性的角度考虑，优选为150g/m²以下。

再者，该热浸镀锌层也可以是Zn-Fe合金主体的合金化层（合金化热浸镀锌层）。Zn-Fe合金主体的合金化层（合金化热浸镀锌层）是通过采用热浸镀锌而在母材钢板的表面形成Zn镀层后，再加热至Zn的熔点以上的温度，进行使母材钢板中的Fe扩散至镀层中的合金化处理来形成。在此情况下，合金化热浸镀锌层中的Fe的平均含量优选在8.0～12.0质量%的范围内。另外，热浸镀锌层除Zn、Fe以外，即使含有少量的Pb、Sb、Si、Sn、Mg、Mn、Ni、Cr、Co、Ca、Cu、Li、Ti、Be、Bi、Sr、I、Cs、REM之中的1种或2种以上也不会损害本发明的效果。另外，根据其含量的不同，也有钢板的耐蚀性或加工性得以改善等优选的情况。

接着，就本实施方式的高强度热浸镀锌钢板的制造方法的一个例子进行说明。

〔板坯的铸造〕

首先，按照连续铸造、薄板坯铸造机等常规方法铸造具有前述母材钢板所规定的化学成分（组成）的板坯，然后对该板坯进行热轧。此外，本实施方式的高强度热浸镀锌钢板的制造方法适合于在铸造后立即进行热轧的连续铸造-直接轧制（CC-DR）之类的工艺。

〔板坯的加热〕

为进行热轧，将得到的板坯加热至1080℃以上的温度，优选加热至1180℃以上的温度。为了抑制起因于铸造的结晶方位的各向异性，板坯的加热温度需要设定为1080℃以上，优选设定为1180℃以上。再者，从这样的角度考虑，板坯加热温度更优选设定为1200℃以上。板坯加热温度的上限并没有特别的规定，但为了超过1300℃而进行加热，需要投入大量的能量，因而板坯加热温度优选设定为1300℃以下。

〔热轧〕

将板坯加热后进行热轧。在热轧时，夹杂物的硬度在高温下降低。因此，如果在高温下实施过度的压下，则夹杂物向一个方向伸长，钢板的耐延迟断裂特性劣化，而且其各向异性也增大。为避免这一现象的发生，热轧在满足下述式1的范围内进行。此外，在式1中，热轧的N表示轧制的总道次数。另外，Σ中是对于热轧中的第i道次的式子，i表示道次的编号（i＝1～N）、TP_i表示第i道次的轧制温度（℃）、r_i表示第i道次的压下率（-）。时间越早的道次，道次的编号i的值取越小的值。

$0.10\≤\underset{i=1}{\overset{N}{\mathrm{\Σ}}}1.00\×{10}^{10}\×\exp \{-\frac{2.44\×{10}^4}{({\mathrm{TP}}_i+273)}\}\×\{\frac{1}{(1543-{\mathrm{TP}}_i)}-1.00\×{10}^{-3}\}\×r_i\≤1.00$

                         ···(式1)

式1是用于评价轧制的夹杂物的伸长程度的式子。式1的值越小，表示夹杂物越以各向同性的方式伸长而实现无害化。式1的指数项是与钢板的铁部和夹杂物之间的应变的分配有关的项。该指数项的值越大，表示在夹杂物中越容易引入应变，夹杂物越容易向一个方向伸长。式1的{1/（1543-TP_i）－1.00×10^-3}的项是与夹杂物的柔软度有关的项。该项的值越大，表示夹杂物越柔软，越容易向一个方向伸长。

于是，在本实施方式中，控制各道次的压下量以及轧制温度，从而使式1的值为1.00以下。由此，可以防止夹杂物的过度伸长，因而可以得到作为钢板的耐延迟断裂特性充分且良好的特性，而且可以防止耐延迟断裂特性的各向异性的增大。为了切实地抑制夹杂物的伸长，将式1的值优选设定为0.90以下，进而更优选设定为0.80以下。

另一方面，如果式1的值低于0.10，则在低温区域进行过度的轧制，从而钢板中的奥氏体的织构产生强烈的各向异性。如果奥氏体产生强烈的各向异性，则不仅冷却后的热轧卷材、而且冷轧以及退火后的钢板中的各种相变组织也将强烈的各向异性继承下来，从而产生钢板的耐延迟断裂特性的各向异性。从该角度考虑，式1的值需要设定为0.10以上。为了更加降低钢板的耐延迟断裂特性的各向异性，式1的值优选设定为0.20以上，进一步优选设定为0.30以上。

热轧结束温度设定在850～980℃的范围内，优选设定在850～950℃的范围内。在热轧结束温度低于850℃时，在奥氏体中产生强烈的各向异性，制品板的织构增强，从而助长钢板的耐延迟断裂特性的各向异性。另一方面，如果热轧结束温度超过980℃，则难以将式1的值限制为1.00以下，其结果是，夹杂物向一个方向伸长，从而助长钢板的耐延迟断裂特性的各向异性。

〔热轧后直至一次冷却〕

热轧结束后，快速冷却热轧钢板并卷取成卷材。直至开始该快速冷却（一次冷却）的时间以及快速冷却（一次冷却）的条件对钢板的各向异性产生影响，因而需要对它们适当地进行控制。也就是说，将从热轧结束后至冷却开始的经过时间设定为1.0秒以上，以5℃/秒～50℃/秒的冷却速度进行冷却（一次冷却），在500～650℃的范围内的温度下使该一次冷却停止。它们的限定理由如下所述。

也就是说，在热轧后不久，钢板中的奥氏体织构因加工而具有强烈的各向异性。为了降低该各向异性，在热轧结束后直至开始一次冷却的期间，需要事先进行奥氏体的再结晶。从该角度考虑，将从热轧结束至开始冷却的时间规定为1.0秒以上。为了使奥氏体的再结晶进一步发展，优选设定为1.5秒以上，更优选设定为2.0秒以上。该时间的上限并没有特别的设定，但为了在经过超过20秒的长时间后开始冷却，热轧后需要用于使钢板滞留的充分的空间，需要设备的大幅度的大型化，在成本上是不优选的。因此，此时间优选设定为20秒以下。从成本的角度考虑，进一步优选设定为15秒以下。

〔一次冷却〕

在热轧结束后，为了将热轧钢板卷取成卷材，将热轧钢板如前述那样快速冷却（一次冷却）至适当的温度。具体地说，以50℃/秒以下（优选为5℃/秒以上）的冷却速度对热轧钢板进行冷却（一次冷却），并在500～650℃的范围内的温度下使该一次冷却停止。

如果该一次冷却的冷却速度过大，则热轧卷材的各种相变组织的各向异性增强，因而将轧制结束后的一次冷却的平均冷却速度设定为50℃/秒以下。这里，平均冷却速度是将成为对象的区间（这里为一次冷却工序）的开始时的温度和结束时的温度之差的绝对值除以该区间所需要的时间而得到的值。一次冷却的平均冷却速度越小，热轧卷材的各向异性越弱，因而优选设定为42℃/秒以下，更优选设定为35℃/秒以下。一次冷却的平均冷却速度的下限并没有特别的限定，但以低于5℃/秒的冷却速度充分冷却至卷取温度需要大型的设备，在成本上是不优选的。因此，一次冷却的平均冷却速度优选设定为5℃/秒以上，进而更优选设定为10℃/秒以上。

一次冷却的冷却停止温度对于将热轧钢板卷取成卷材的工序中的组织相变产生影响。也就是说，在将热轧钢板卷取成卷材的工序（相当于二次冷却）中，通过在热轧钢板内生成珠光体和/或长径超过1μm的粗大渗碳体，从而在冷轧后的退火工序中，使各种相变组织的织构以及形态随机化，从而使各向异性降低成为可能。为了生成珠光体和/或粗大渗碳体，热轧后的一次冷却的冷却停止温度设定为500℃以上。为了充分降低钢板的各向异性，一次冷却的冷却停止温度优选为530℃以上，更优选为550℃以上。另一方面，如果过于提高一次冷却的冷却停止温度，则钢板的表层部的氧化皮层变得过厚，有损表面品质，因而需要将一次冷却的冷却停止温度设定为650℃以下。从该角度考虑，一次冷却的冷却停止温度优选设定为630℃以下。

〔卷材卷取/二次冷却〕

如前所述，在将一次冷却后的热轧钢板接着卷取成卷材的工序中，以从一次冷却的停止至400℃的经过时间为1小时以上的方式进行缓冷（二次冷却工序）。也就是说，为了充分生成珠光体和/或粗大渗碳体，从而减少钢板的耐延迟断裂特性的各向异性，需要在一次冷却工序中的快速冷却停止后，在生成渗碳体的温度区域停留充分的时间。因此，对一次冷却后的热轧钢板进行缓冷（二次冷却），使得从一次冷却工序的骤冷停止至400℃的经过时间为1.0小时以上。该经过时间优选设定为2.0小时以上，更优选设定为3.0小时以上。该经过时间的上限并没有特别的设定，但停留超过24.0小时时，需要特殊的设备，在成本上是不优选的，因而该经过时间优选设定为24.0小时以下。此外，这里，上述的二次冷却通常与卷取工序重叠，上述的经过时间当然也可以将直至卷取后的卷材的放置期间包括在内。再者，所谓二次冷却工序的缓冷，当然包括在上述经过时间内的一部分期间，使一次冷却直至一定温度的热轧钢板滞留的情况。

〔冷轧〕

对于如前述那样卷取成热轧卷材的钢板，其后实施冷轧。

冷轧以其合计压下率为30%～75%的方式进行。冷轧优选分多个道次进行而不管轧制的道次数和各道次的压下率的分配。如果冷轧的合计压下率低于30%，则不会在钢板中蓄积充分的应变，从而在其后的退火工序中，再结晶不会充分进行，从而残存加工状态的组织。其结果是，钢板的织构以及铁素体晶粒的各向异性增强，从而产生钢板的耐延迟断裂特性的各向异性。为了使钢板蓄积充分的应变，冷轧的压下率的合计优选设定为33%以上，进一步优选设定为36%以上。另一方面，如果冷轧的压下率的合计超过75%，则铁素体的再结晶织构增强，从而产生钢板的耐延迟断裂特性的各向异性。因此，冷轧的压下率的合计优选设定为75%以下。从该角度考虑，冷轧的压下率的合计优选设定为65%以下，进一步优选设定为60%以下。

〔退火〕

接着，对如上述那样得到的冷轧钢板（母材钢板）实施退火处理。在该退火工序中的达到最高加热温度后的冷却过程中，优选插入对钢板表面的热浸镀锌处理（根据情况的不同，进一步进行镀层的合金化处理）。也就是说，作为用于实施退火工序的设备，优选使用具有预热带、还原带以及镀覆带的连续退火镀覆生产线。于是，下面使用这样的连续退火镀覆生产线，以进行在退火后的冷却过程中插入与镀覆相关的工序的连续处理的情况为例进行说明。

退火工序被设定为：以600～750℃的范围内的平均升温速度为20℃/sec以下的方式进行升温而加热至750℃以上的温度，以750～650℃的范围内的平均冷却速度为1.0～15.0℃/秒的方式进行冷却（第一冷却）。这里，平均升温速度是将成为对象的区间（这里为预热带的区间）的开始时的温度和结束时的温度之差的绝对值除以该区间所需要的时间而得到的值。此外，平均冷却速度如前所述。

这里，在连续退火镀覆生产线中，首先在预热带进行包括在上述600～750℃的范围内的平均升温速度为20℃/sec以下的升温的升温过程。接着在还原带，使母材钢板的温度达到退火的最高加热温度（750℃以上）。然后，在直至镀覆带的期间的冷却过程中，作为第一冷却，进行在上述750～650℃的范围内的平均冷却速度为1.0～15.0℃/秒的冷却。

下面就这些退火条件进行说明。

退火工序中的母材钢板的升温速度对母材钢板内的再结晶行为产生影响。特别重要的是600～750℃的升温速度，通过将该期间的平均升温速度设定为20℃/秒以下，可以使再结晶充分地进行。由此，在使织构、铁素体晶粒以及岛状硬质组织成为各向同性的同时，还可以减少可能导致母材钢板的延展性劣化的未再结晶铁素体。为了进一步减少未再结晶铁素体而提高母材钢板的延展性，600～750℃的平均升温速度优选设定为15℃/秒以下，更优选设定为12℃/秒以下。平均升温速度的下限并没有特别的限定，但如果成为0.5℃/秒以下的平均升温速度，则母材钢板的生产率明显降低，因而平均升温速度优选设定为0.5℃/秒以上。

另外，这里，退火工序的升温过程在连续退火镀覆生产线中的预热带进行。该预热带的至少一部分设定为氧化处理区。而且在该氧化处理区，优选进行用于在母材钢板的表层部形成适当厚度的Fe氧化覆盖膜的氧化处理。也就是说，作为之后通过在还原带的加热而于钢板表层部形成脱碳层的阶段的前处理，优选在预热带的至少一部分的氧化处理区事先于母材钢板的表层部形成适当厚度的Fe氧化覆盖膜。在此情况下，通过氧化处理区时的钢板温度设定为400～800℃，且将空气比（在预热燃烧器所使用的空气和燃烧气体的混合气体中，单位体积的混合气体中含有的空气的体积除以为了使单位体积的该混合气体中含有的燃烧气体完全燃烧而在理论上所需要的空气的体积所得到的值（＝［单位体积的混合气体中含有的空气的体积］÷［为了使单位体积的混合气体中含有的燃烧气体完全燃烧而在理论上所需要的空气的体积］）设定为0.7～1.2，在此条件下进行预热。由此，优选在母材钢板的表层部形成厚度为0.01～20μm的Fe氧化覆盖膜。

这里，如果氧化处理区的所述空气比超过1.2，则氧化覆盖膜过度生长，从而在其后的还原带脱碳层有可能过度生长。再者，在还原带使氧化覆盖膜不完全还原而在钢板的表层部残留有氧化覆盖膜，则镀覆性有可能降低。另一方面，在所述空气比低于0.7时，在母材钢板的表层部不会充分生成氧化覆盖膜。这里，在预热带的氧化处理区于母材钢板的表层部生成的氧化覆盖膜作为在其后的还原带形成的脱碳层中的含有Si和/或Mn的氧化物的氧供给源发挥作用。因此，如果在母材钢板的表层部不充分生成氧化覆盖膜，则有可能不能得到以已经叙述的高密度使氧化物分散的脱碳层。

另外，在通过预热带的氧化处理区时的钢板的温度低于400℃时，无法在母材钢板的表层部形成充分的氧化覆盖膜。另一方面，在通过预热带的氧化处理区时的母材钢板的温度超过800℃的高温下，氧化覆盖膜在母材钢板的表层部过度生长，因而难以将脱碳层厚度控制在规定的范围。

退火工序中的母材钢板的最高加热温度设定为750℃以上，其理由如下所述。

也就是说，如果退火工序中的母材钢板的最高加热温度较低，则粗大的渗碳体有熔化残留，从而使母材钢板的延展性显著劣化。为了使渗碳体充分固溶而确保母材钢板的延展性，母材钢板的最高加热温度设定为750℃以上，优选设定为760℃以上。母材钢板的最高加热温度的上限并没有特别的设定，但如果加热超过1000℃，则明显损害钢板表面的品质，从而使镀层的润湿性劣化。因此，母材钢板的最高加热温度优选设定为1000℃以下，更优选设定为950℃以下。

另外，在连续退火镀覆生产线内的还原带，优选使退火工序的母材钢板的温度达到最高加热温度。在还原带，使预热带的氧化处理区生成的Fe氧化覆盖膜还原而形成脱碳层，同时可以设定为使含有Si和/或Mn的氧化物适度分散于该脱碳层（表层）中。还原带的气氛优选设定为水蒸气分压P（H₂O）除以氢分压P（H₂）所得到的值即分压比（P（H₂O）/P（H₂））的值在0.0001～2.00的范围内的气氛。在上述分压比P（H₂O）/P（H₂）低于0.0001时，含有Si和/或Mn的氧化物仅在母材钢板的最表面层形成，从而难以使含有Si和/或Mn的氧化物适度分散于脱碳层的内部。另一方面，如果上述分压比（P（H₂O）/P（H₂））超过2.00，则脱碳过度进行，从而有可能不能将脱碳层厚度控制在规定的范围内。此外，上述分压比P（H₂O）/P（H₂）更优选设定为0.001～1.50的范围，进一步优选设定为0.002～1.20的范围。

退火工序中的母材钢板自最高加热温度的冷却过程对于在母材钢板中生成充分的铁素体是重要的。于是，必须以该冷却过程中在750～650℃的范围内的冷却（第一冷却工序）的平均冷却速度为1.0～15.0℃/秒的方式进行冷却。也就是说，750℃～650℃是母材钢板生成铁素体的温度区域。因此，通过将该温度区域的第一冷却的平均冷却速度设定为1.0℃/秒～15℃/秒，便可以在母材钢板中生成充分量的铁素体。如果第一冷却的平均冷却速度超过15℃/秒，则有时不能得到充分量的铁素体，从而使母材钢板的延展性劣化。另一方面，如果第一冷却的平均冷却速度低于1.0℃/秒，则在母材钢板中过度生成铁素体，或者生成珠光体等，从而不能得到充分量的硬质组织。其结果是，母材钢板的强度劣化。

再者，在退火工序的冷却过程中，母材钢板的温度从650℃至进入镀覆浴而使冷却停止的温度的冷却（第二冷却工序）的平均冷却速度优选设定为3.0℃/秒以上。这是因为通过更加降低向硬质组织的相变温度，可以得到结晶方位更加随机的硬质组织。从该角度考虑，第二冷却的平均冷却速度更优选设定为5.0℃/秒以上。第二冷却的平均冷却速度的上限并没有特别的设计，但为了设定为200℃/秒以上的平均冷却速度，需要特殊的冷却设备，因而优选设定为200℃/秒以下。

在本实施方式中，通过热轧工序的加热后的轧制即粗轧和精轧、冷却工序以及卷取工序对钢板的应变的施加和温度过程的施加、以及接着进行的冷轧工序以及退火工序对钢板的应变的施加和温度过程的施加，从而使织构各向同性化。其结果是，再结晶以及结晶生长的速度也各向同性化，从而铁素体和硬质组织的粒径在轧制方向与板宽度方向之比（d（RD）/d（TD））达到0.75～1.33。

〔热浸镀锌〕

接着，将母材钢板浸渍于镀覆带的热浸镀锌浴中，以进行热浸镀锌。镀覆浴的组成以锌为主体。再者，将镀覆浴中的从总Al量中减去总Fe量所得到的值即有效Al量优选设定在0.01～0.18质量%的范围内。特别在镀覆后实施合金化处理的情况下，为了控制镀层合金化的进程，优选将镀覆浴中的有效Al量设定在0.07～0.12质量%的范围内。

另外，在不使镀层合金化的情况下，镀覆浴中的有效Al量即使在0.18～0.30质量%的范围也没有问题。

另外，镀锌浴中即使混入Pb、Sb、Si、Sn、Mg、Mn、Ni、Cr、Co、Ca、Cu、Li、Ti、Be、Bi、Sr、I、Cs、REM之中的1种或2种以上也不会损害本发明的效果。根据其含量的不同，也有耐蚀性或加工性得以改善等优选的情况。

镀覆浴的温度优选设定为450℃～470℃。当镀覆浴温度低于450℃时，镀覆浴的粘度过度提高，难以控制镀层的厚度，从而损害钢板的外观。另一方面，如果镀覆浴温度超过470℃，则产生大量的烟雾，安全制造变得困难，因而镀覆浴温度优选为470℃以下。另外，如果钢板进入镀覆浴时的钢板温度低于430℃，则为了使镀覆浴温度稳定在450℃以上，需要给镀覆浴以大量的热量，因而在实用上是不优选的。另一方面，如果钢板进入镀覆浴时的钢板温度超过490℃，则为了使镀覆浴温度稳定在470℃以下，需要从镀覆浴导入进行排放大量热量的设备，从而在制造成本方面是不优选的。因此，为了稳定镀覆浴的浴温，钢板进入镀覆浴的温度优选设定为430℃～490℃。

〔贝氏体相变处理〕

再者，在向镀覆浴中浸渍前或者浸渍后，以为了提高钢板的强度或延展性等而进行贝氏体相变为目的，也可以进行在300～470℃的范围内的温度下使钢板滞留20～1000秒的处理（贝氏体相变处理）。另外，在镀覆后进行合金化处理的情况下，贝氏体相变处理无论是在合金化处理之前进行还是在之后进行都没有关系。

但是，贝氏体相变处理对母材钢板中的最终的残余奥氏体的比例产生影响。另一方面，在本实施方式中，将母材钢板的残余奥氏体规定为少量。于是，进行贝氏体相变处理的时机优选在考虑贝氏体处理对残余奥氏体量所产生的影响之后适当地加以选定。

也就是说，在使贝氏体相变处理于430℃以下（300℃以上）的温度下进行的情况下，伴随着贝氏体相变的进行，大量的碳在未相变的奥氏体中浓化，在其后冷却至室温时，残留于母材钢板中的残余奥氏体的体积分数往往增大。另一方面，奥氏体中的固溶碳量通过再加热至比发生贝氏体相变的温度高的温度而减少。而且如果在母材钢板浸渍于镀覆浴中之前的阶段事先进行贝氏体相变处理，则在其后的镀覆浴中浸渍时，钢板再加热至镀覆浴的温度，由此使未相变的奥氏体中的固溶碳量降低，在其后冷却至室温时，可以使母材钢板中残留的残余奥氏体的量降低。从这样的角度考虑，贝氏体相变处理优选在母材钢板向镀覆浴中的浸渍之前进行。在此情况下，贝氏体相变处理温度只要在300～470℃的范围内即可，并不限定于超过430℃的温度区域。

另一方面，在镀覆浴中浸渍之后进行贝氏体相变处理的情况下，为了不使残余奥氏体过剩，在超过430℃且470℃以下的温度区域进行贝氏体相变处理是适当的。

此外，贝氏体相变处理温度（300～470℃）大多比母材钢板进入镀覆浴中的温度（通常为430～490℃）低。于是，在将母材钢板浸渍于镀覆浴中之前的阶段进行贝氏体相变处理的情况下，优选接着贝氏体相变处理对母材钢板进行再加热，其后使母材钢板进入镀覆浴中。

〔镀层的合金化处理〕

在向镀覆浴中的浸渍之后，也可以进行镀层的合金化处理。在合金化处理温度低于470℃时，镀层的合金化不会充分进行。因此，合金化处理温度优选设定为470℃以上。另外，如果合金化处理温度超过620℃，则生成粗大的渗碳体，钢板的强度明显降低。因此，合金化处理温度优选设定为620℃以下。从这样的角度考虑，合金化处理温度更优选设定为480～600℃，进一步优选设定为490～580℃。

为了充分进行镀层的合金化，合金化处理时间优选设定为2秒以上，更优选为5秒以上。另一方面，如果合金化处理时间超过200秒，则镀层过度合金化，特性有可能劣化，因而合金化处理时间优选设定为200秒以下，更优选设定为100秒以下。

此外，合金化处理优选在母材钢板向镀覆浴中的浸渍之后立即进行，也可以在母材钢板的浸渍后使母材钢板的温度暂且下降至150℃以下，然后再加热至合金化处理温度。

〔镀覆后的冷却（第三冷却工序）〕

在热浸镀锌后（热浸镀锌后立即实施合金化处理时为合金化处理后）的冷却过程中，如果冷却至150℃以下的温度区域时的冷却工序（第三冷却工序）中的钢板的平均冷却速度低于0.5℃/秒，则生成粗大的渗碳体，从而钢板的强度和/或延展性有可能劣化。因此，该第三冷却工序中的钢板的平均冷却速度优选设定为0.5℃/秒以上，而且更优选设定为1.0℃/秒以上。

另外，在热浸镀锌后（热浸镀锌后立即实施合金化处理时为合金化处理后）的第三冷却工序的冷却途中或者冷却后，为了对马氏体进行回火，也可以进行再加热处理。再加热时的加热温度在低于200℃时，回火不会充分进行，因而优选设定为200℃以上。另外，如果加热温度超过620℃，则钢板的强度明显劣化，因而加热温度优选设定为620℃以下，更优选设定为550℃以下。

再者，也可以对冷却至室温的高强度镀锌钢板，为其形状的矫直而以3.00%以下的压下率实施冷轧（矫直轧制）。

另外，也可以对采用上述方法得到的高强度热浸镀锌钢板实施磷酸系皮膜形成处理，从而形成由磷氧化物和/或含有磷的复合氧化物构成的皮膜。由磷氧化物和/或含磷的复合氧化物构成的皮膜在对高强度热浸镀锌钢板进行加工时可以作为润滑剂发挥作用，可以保护在母材钢板的表面形成的镀层。

根据以上说明的本实施方式，作为将高强度钢板用作母材的热浸镀锌钢板，可以得到不会损害延展性以及强度，耐延迟断裂特性优良，而且即便是薄板耐延迟断裂特性的各向异性（特别是与板面（轧制面）平行的面内的耐延迟断裂特性的各向异性（面内各向异性））也小的高强度热浸镀锌钢板。因此，即使在将高强度热浸镀锌钢板以薄板的方式用作高负荷作用的构件时，可以确保较高的安全性，而且受到设计上和加工上的制约的可能性较少，因此，可以提高设计和加工的自由度而扩大高强度热浸镀锌钢板的适用范围。

此外，前述实施方式都只不过表示了实施本发明时的具体化的例子，不能由上述的实施方式限定性地解释本发明的技术范围。也就是说，本发明不会脱离其技术思想、或其主要特征而能够以各种形式加以实施。

实施例

下面通过实施例，就本发明进行具体的说明。此外，以下的实施例是表示本发明的具体的效果的实施例，实施例中记载的条件当然并不限定本发明的技术的范围。

按照常规方法铸造具有表1～表2所示的化学成分A～Z、AA～AG的板坯。铸造后立即在表3～表7的实验例1～123所示的各条件下对板坯按顺序进行加热和热轧，然后进行冷却（一次冷却、二次冷却）并将热轧钢板卷取成卷材。然后，对热轧钢板实施冷轧，然后精轧成板厚为1.4mm的冷轧钢板。

对于得到的各实验例1～128的冷轧钢板，使用连续退火镀覆生产线，在表8～表12所示的各条件下进行退火（加热至最高加热温度后，分第一冷却、第二冷却进行冷却），接着实施热浸镀锌，然后在第三冷却中冷却至150℃以下的温度。此外，作为连续退火镀覆生产线，使用具有预热带、还原带、镀覆带（热浸镀锌炉）的生产线。

另外，在实验例1～128中，一部分例子（钢种GA）将合金化炉事先配置在连续退火镀覆生产线的热浸镀锌炉的下游侧，在热浸镀锌后进行了镀层的合金化处理。除此以外的钢种（钢种GI）在热浸镀锌后没有进行镀层的合金化处理，或者设定为使合金化处理温度低于470℃从而镀层没有合金化的热浸镀锌钢板（GI）。

再者，在实验例1～128中，一部分例子接着退火工序的第二冷却，进行贝氏体相变处理（在300～470℃下的滞留处理），其后使母材钢板进入镀覆带的镀覆炉。其中，进行过贝氏体相变处理的例子中的实验例60在热浸镀锌后实施贝氏体相变处理。此外，在进行贝氏体相变处理后使母材钢板进入镀覆浴的例子中，接着贝氏体相变处理（滞留处理），在将母材钢板稍稍再加热后进入镀覆浴。

另外，在实验例1～128中，一部分例子在镀覆后（在实施合金化处理的情况下为合金化处理后），作为第三冷却将热浸镀锌钢板（包括合金化热浸镀锌钢板）冷却至150℃以下的温度，然后实施回火工序。

同样，在实验例1～128中，一部分例子在镀覆后（在实施合金化处理的情况下为合金化处理后），作为第三冷却将热浸镀锌钢板（包括合金化热浸镀锌钢板）冷却至150℃以下的温度，然后对冷却后的热浸镀锌钢板（包括合金化热浸镀锌钢板）实施矫直冷轧。

对于得到的各实验例1～128的热浸镀锌钢板（包括合金化热浸镀锌钢板），按照已经叙述的方法，分别测定了母材钢板的显微组织（各相的体积分数、未再结晶铁素体在铁素体相中所占的体积分数、铁素体的轧制方向粒径/板宽度方向粒径之比d（RD）/d（TD）、岛状硬质组织的轧制方向长度/板宽度方向长度之比L（RD）/L（TD）、BCC铁的X射线随机强度比）、母材钢板的表层（脱碳层）的厚度、母材钢板的表层（脱碳层）中的氧化物的密度以及尺寸（平均粒径）。它们的结果如表13～表21所示。

再者，对于各实验例1～128的热浸镀锌钢板，作为其性能评价，进行了外观检查、拉伸试验、镀层剥离试验，进而作为耐延迟断裂特性评价，进行了盐雾试验，而且作为耐延迟断裂特性的各向异性评价，调查了轧制方向极限扩散性氢量和轧制宽度方向极限扩散性氢量之比。它们的结果如表13～表21所示。

此外，各评价试验的方法如下所述。

“外观检查”

对于按上述步骤制作的热浸镀锌钢板（包括合金化热浸镀锌钢板），对其进行了外观检查。此时，对于钢板表面的外观，用肉眼判断镀覆不上的发生状况，其结果用“○”、“×”表示在表13～21中。此外，表13～21中所示的“×”是观察到直径0.5mm以上的镀覆不上、且超出外观上的允许范围的钢板，“○”是除此以外的、且具有实用上能够被允许的外观的钢板。

“镀层剥离试验”

对于按上述步骤制作的钢板，如非专利文献2中记载的那样，进行了用于评价对钢板施加压缩应力的加工时的镀层附着力的镀层剥离试验。具体地说，按照JIS Z2248中记载的金属材料弯曲试验方法，使用各钢板进行60°V弯曲试验而制作试验片，然后在试验片的弯曲部的内侧贴附セロハン（注册商标）胶带，继而将该セロハン胶带撕下。然后，根据与セロハン胶带一起剥离的镀层的剥离状况，评价了镀层附着力，结果用“○”、“×”表示在表13～21中。在此，表13～21中所示的“×”表示剥离宽度在7.0mm以上、且实用上不被允许的钢板。“○”表示除此以外的、且具有实用上能够被允许的镀层附着力的钢板。

“拉伸特性”

对各实验例的钢板进行加工，从而得到JIS Z2201中记载的5号试验片。对于得到的试验片，按照JIS Z2241中记载的试验方法，测定了抗拉强度（MPa）、总拉伸率（%），另外，按照JIS G0202中记载的试验方法，测定了屈服强度（MPa）。另外，关于n值（加工硬化系数），根据拉伸试验的试验结果，读取公称应变为3%和7%的点的公称应力，将公称应力和公称应变分别换算成真应力σ3%、σ7%和真应变ε3%、ε7%，按照下式

｛n＝log（σ7%/σ3%）/log（ε7%/ε3%）｝

求出。但是，对于均匀拉伸率低于7%的钢板，从公称应变为3%的点和拉伸应力最大的点这2点按照上述式求出n值（加工硬化指数）。

除此以外，耐延迟断裂特性及其各向异性按照已经叙述的方法进行了测定和评价。

表3

表4

表5

表6

表7

由表13～表21表明：在母材钢板的成分组成在本发明所规定的范围内且母材钢板的显微组织满足本发明所规定的条件、而且脱碳层厚度以及脱碳层中的氧化物的条件在本发明所规定的范围内的本发明的实施例（实验例1～3、5～7、9～11、13～15、17～19、21～23、25～27、29～31、33～35、37～39、41～43、45～47、49～51、53～55、57～59、61～63、65～67、69～71、73～75、77～79、81～83、85～87、89～91、93～95、97～99、101～103、105～107、109～111、113～115、117～119）的热浸镀锌钢板中，已经确认不仅通过盐雾试验评价的耐延迟断裂特性优良，而且通过各方向的极限扩散性氢量之比评价的耐延迟断裂特性的各向异性较少，而且具有高强度、具有高延展性、且n值也较高，从而加工性优良，进而外观品质良好，而且镀层的耐剥离性也良好。

与此相对照，在任一以上的条件偏离本发明所规定的范围的比较例中，上述各性能中的一项以上的性能较差。

也就是说，实验例121是使用C含量过小的母材钢板的比较例，此时强度并不充分。实验例122是使用C含量过大的母材钢板的比较例，此时耐延迟断裂特性较差。实验例123是使用Mn含量过小的母材钢板的比较例，此时强度并不充分。

实验例124是使用Si含量过大的母材钢板的比较例，是冷轧工序中母材钢板发生断裂而使试验中断的例子。实验例125是使用Si含量过小的母材钢板的比较例，此时脱碳层的氧化物密度较小，耐延迟断裂特性较差。实验例126是使用Mn含量过大的母材钢板的比较例，铸造结束后在直至供给热轧工序的期间板坯发生断裂，从而使试验中断的例子。实施例127是使用Al含量过大的母材钢板的比较例，在连续退火工序中与先行的钢板焊接的部位发生断裂，从而使试验中断的例子。

上述实验例121～127以外的比较例虽然母材钢板的成分组成在本发明所规定的范围内，但其中，首先，实验例4是热轧条件偏离式1所规定的范围的比较例（超过式1的上限的例子），此时，母材钢板中的夹杂物的纵横尺寸比增大，因而耐延迟断裂特性较差，而且耐延迟断裂特性的各向异性也增大。

另外，实验例8是对镀层的合金化处理的温度过高的比较例，此时强度不足，而且镀层的耐剥离性较差。

实验例12是母材钢板的退火工序的冷却过程中的第二冷却工序的平均冷却速度过小的比较例，此时强度不足。

实验例16是退火工序的还原带的水蒸气分压P（H₂O）和氢分压P（H₂）的分压比P（H₂O）/P（H₂）的值过小的比较例，此时脱碳层实质上没有形成，因此，耐延迟断裂特性较差，而且外观不良。

实验例20是母材钢板的退火工序的一次冷却的冷却速度过大的比较例，此时强度不足。

实验例24是母材钢板的热轧工序的一次冷却的冷却速度过大的比较例，此时BCC铁的随机强度比较大，晶粒的偏向的程度增大，因而耐延迟断裂特性的各向异性增大。

实验例28是母材钢板的退火工序的升温速度过大的比较例，此时铁素体中的未再结晶铁素体所占的比例过多，因而n值减小，加工性较差。

实验例32是镀覆工序的镀覆后的第三冷却工序的钢板的平均冷却速度过小的比较例，此时强度不足。

实验例36是母材钢板的热轧工序的二次冷却的滞留时间过短的比较例，此时母材钢板中的岛状硬质组织向轧制方向伸长，因而耐延迟断裂特性的各向异性增大。

实验例40是母材钢板的热轧工序的一次冷却的冷却停止温度过高的比较例，此时外观不良。

实验例44是母材钢板的退火工序的升温速度过大的比较例，已经判明：此时未再结晶铁素体增多，而且岛状硬质组织成为向轧制方向延伸的形状，而且结晶的偏向的程度也增大，由此，耐延迟断裂特性的各向异性增大，而且n值也减小，从而加工性较差。

实验例48是母材钢板的制造过程的冷轧的压下率过小的比较例，已经判明：此时未再结晶铁素体增多，而且岛状硬质组织成为向轧制方向延伸的形状，而且结晶的偏向的程度也增大，由此，耐延迟断裂特性的各向异性增大，而且n值也减小，从而加工性较差。

实验例52是母材钢板的退火工序的预热带的混合气体比过低的比较例，此时脱碳层中的氧化物粗大，同时其密度过小，因而耐延迟断裂特性较差。

实验例56是母材钢板的热轧工序中的热轧结束后、直至一次冷却开始的待机时间（停留时间）过短的比较例，此时母材钢板的结晶方位的偏向的程度增大，因而耐延迟断裂特性的各向异性也增大。

实验例60是热浸镀锌后进行了贝氏体相变处理（滞留处理）的比较例，此时耐延迟断裂特性较差。

实验例64是所述空气比过高的比较例，此时脱碳层厚度过于增大，因而招致强度不足，而且产生外观不良。

实验例68是母材钢板的退火工序中的最高加热温度过低的比较例，此时没有充分发生向奥氏体的逆相变，铁素体过度残留，因而强度不足，进而加工性也变差。

实验例72是母材钢板的退火工序的还原带的水蒸气分压P（H₂O）和氢分压P（H₂）的分压比P（H₂O）/P（H₂）的值过大的比较例，此时脱碳层过厚，因而招致强度不足。

实验例76是母材钢板在制造时的板坯加热温度过低的比较例，此时钢板组织的各向异性增大，因而耐延迟断裂特性较差，而且耐延迟断裂特性的各向异性也增大，进而加工性也变差。

实验例80是母材钢板的热轧条件偏离式1所规定的范围的比较例（超过式1的上限的例子），此时母材钢板中的夹杂物的纵横尺寸比增大，因而耐延迟断裂特性的各向异性增大。

实验例84是母材钢板的热轧工序的二次冷却的滞留时间过短的比较例，此时母材钢板中的岛状硬质组织的形状向轧制方向伸长，而且整个钢组织的偏向的程度也增大，因而耐延迟断裂特性的各向异性增大。

实验例88是热浸镀锌的有效Al量过多的比较例，在此情况下，招致外观不良。

实验例92是母材钢板的退火工序的一次冷却的冷却速度过小的比较例，此时强度不足。

实验例96是母材钢板的热轧工序中的热轧结束后、直至一次冷却开始的待机时间（停留时间）过短的比较例，此时母材钢板的夹杂物的纵横尺寸比增大，因而耐延迟断裂特性的各向异性增大。

实验例100是热浸镀锌后的合金化处理的时间过长的比较例，此时镀层的耐剥离性较差。

实验例104是母材钢板的热轧条件偏离式1所规定的范围的比较例（低于式1的下限值的例子），此时母材钢板的组织的偏向程度增大，从而耐延迟断裂特性的各向异性增大。

实验例108是热浸镀锌的有效Al量过少的比较例，此时镀层的耐剥离性变差。

实验例112是母材钢板的热轧工序的一次冷却的冷却停止温度过低的比较例，此时钢板组织的偏向的程度增大，而且岛状硬质组织向轧制方向伸长，因而耐延迟断裂特性的各向异性增大。

实验例116是母材钢板的热轧条件偏离式1所规定的范围的比较例（低于式1的下限值的例子），此时钢板组织的偏向的程度增大，因而耐延迟断裂特性的各向异性增大。

实验例120由于母材钢板的制造过程中的冷轧的压下率过大，钢板组织的偏向的程度增大，因而耐延迟断裂特性的各向异性也增大。

实验例128是氧化处理区的所述空气比过大，脱碳层中的氧化物的密度过度提高，镀层的附着力极度劣化，因而使拉伸试验和耐延迟断裂的特性评价试验中止的例子。

产业上的可利用性

本发明可以优选适用于例如汽车和工程机械等结构件或补强构件之类的需要强度的构件中，实施热浸镀锌且实施弯曲加工等加工、而且施加高负荷的用途的构件，特别能够适用于为避免延迟断裂的发生的构件。然而，本发明的适用形态并不局限于这些。

Claims (11)

1.一种耐延迟断裂特性优良的高强度热浸镀锌钢板，其特征在于，具有母材钢板、和在所述母材钢板的表面形成的热浸镀锌层，所述母材钢板以质量%计含有

C：0.075～0.400%、

Si：0.01～2.00%、

Mn：0.80～3.50%、

P：0.0001～0.100%、

S：0.0001～0.0100%、

Al：0.001～2.00%、

O：0.0001～0.0100%、

N：0.0001～0.0100%，

剩余部分包括Fe和不可避免的杂质；

在以所述母材钢板的板厚的1/4厚度的位置为中心的距所述母材钢板的表面为1/8厚度～3/8厚度的范围，所述母材钢板的组织被设定为如下的组织：以体积分数计具有40～90%的铁素体相，并且残余奥氏体相以体积分数计为5%以下，而且未再结晶铁素体在整个所述铁素体相中所占的比例以体积分数计为50%以下；

所述母材钢板中的所述铁素体相的晶粒在轧制方向的平均粒径除以板宽度方向的平均粒径所得到的值即粒径比为0.75～1.33，所述铁素体相中分散成岛状的硬质组织在轧制方向的平均长度除以板宽度方向的平均长度所得到的值即长度比为0.75～1.33，而且所述母材钢板中含有的夹杂物的平均纵横尺寸比为1.0～5.0；

所述母材钢板的表面层被设定成厚度为0.01～10.0μm的脱碳层，而且该脱碳层中的氧化物的平均粒径为30～500nm，且该脱碳层中的氧化物的平均密度被设定在1.0×10¹²个/m²～1.0×10¹⁶个/m²的范围内。

2.根据权利要求1所述的耐延迟断裂特性优良的高强度热浸镀锌钢板，其特征在于：所述母材钢板以质量%计，进一步含有选自

Cr：0.01～2.00%、

Ni：0.01～2.00%、

Cu：0.01～2.00%、

Mo：0.01～2.00%、

B：0.0001～0.0100%、

W：0.01～2.00%之中的1种或2种以上。

3.根据权利要求1所述的耐延迟断裂特性优良的高强度热浸镀锌钢板，其特征在于：所述母材钢板以质量%计，进一步含有选自

Ti：0.001～0.150%、

Nb：0.001～0.100%、

V：0.001～0.300%之中的1种或2种以上。

4.根据权利要求1所述的耐延迟断裂特性优良的高强度热浸镀锌钢板，其特征在于：所述母材钢板进一步合计含有0.0001～0.0100质量%的选自Ca、Ce、Mg、Zr、La、REM之中的1种或2种以上。

5.根据权利要求1所述的耐延迟断裂特性优良的高强度热浸镀锌钢板，其特征在于：在所述母材钢板中，总拉伸率在3～7%的范围内的平均的加工硬化指数即n值为0.060以上。

6.根据权利要求1所述的耐延迟断裂特性优良的高强度热浸镀锌钢板，其特征在于：所述母材钢板在轧制方向的极限扩散性氢量除以板宽度方向的极限扩散性氢量所得到的值在0.5～1.5的范围内。

7.根据权利要求1所述的耐延迟断裂特性优良的高强度热浸镀锌钢板，其特征在于：所述母材钢板的距表面为1/4厚度的位置的BCC铁的X射线随机强度比为4.0以下。

8.根据权利要求1所述的耐延迟断裂特性优良的高强度热浸镀锌钢板，其特征在于：所述热浸镀锌层为进行过合金化处理的热浸镀锌层。

9.一种耐延迟断裂特性优良的高强度热浸镀锌钢板的制造方法，其特征在于，包括以下工序：

热轧工序，将板坯加热至1080℃以上而开始热轧，将从热轧开始至热轧结束的总道次数（-）设定为N，将第i道次的轧制温度（℃）设定为TP_i，将第i道次的压下率（-）设定为r_i，以使它们满足下述式A的方式进行热轧，在所述母材钢板的温度处于850～980℃的范围内的温度时使热轧结束；所述板坯以质量%计含有

C：0.075～0.400%、

Si：0.01～2.00%、

Mn：0.80～3.50%、

P：0.0001～0.100%、

S：0.0001～0.0100%、

Al：0.001～2.00%、

O：0.0001～0.0100%、

N：0.0001～0.0100%，

剩余部分包括Fe和不可避免的杂质；

一次冷却工序，将从所述热轧结束后至冷却开始的经过时间设定为1.0秒以上，对所述热轧过的母材钢板以5℃/秒～50℃/秒的冷却速度进行一次冷却，在所述母材钢板的温度处于500～650℃的范围内的温度时，使该一次冷却停止；

二次冷却工序，接着所述一次冷却工序，以所述母材钢板的温度从所述一次冷却停止时的温度至400℃的经过时间为1小时以上的方式，使所述母材钢板缓冷而进行二次冷却；

冷轧工序，在所述二次冷却后，将合计压下率设定为30～75%而对所述母材钢板进行冷轧；

退火工序，在所述冷轧后，以600～750℃的范围内的平均升温速度为20℃/sec以下的方式对所述冷轧过的所述母材钢板进行升温，加热至750℃以上的温度，接着以750～650℃的范围内的平均冷却速度为1.0～15.0℃/秒的方式对所述加热过的所述母材钢板进行冷却；以及

镀覆工序，对所述退火工序后的所述母材钢板的表面实施热浸镀锌；

$0.10\≤\underset{i=1}{\overset{N}{\mathrm{\Σ}}}1.00\×{10}^{10}\×\exp \{-\frac{2.44\×{10}^4}{({\mathrm{TP}}_i+273)}\}\×\{\frac{1}{(1543-{\mathrm{TP}}_i)}-1.00\×{10}^{-3}\}\×r_i\≤1.00$

                          ···(式A)

10.根据权利要求9所述的耐延迟断裂特性优良的高强度热浸镀锌钢板的制造方法，其特征在于：采用具有预热带、还原带以及镀覆带的连续退火镀覆生产线连续地实施所述退火工序以及所述镀覆工序；

而且将所述预热带的至少一部分设计为空气比被设定为0.7～1.2的氧化处理区，在该氧化处理区使所述冷轧后的所述母材钢板的表层部生成氧化物，所述空气比是在用于加热的燃烧器所使用的空气和燃烧气体的混合气体中，单位体积的混合气体中含有的空气的体积除以为了使单位体积的该混合气体中含有的燃烧气体完全燃烧而在理论上所需要的空气的体积所得到的值；

接着，在水蒸气分压除以氢分压所得到的值即分压比P（H₂O）/P（H₂）被设定为0.0001～2.0的所述还原带，使所述氧化物还原，然后在镀覆浴温度：450～470℃、镀覆浴中的有效Al量：0.01～0.18质量%的热浸镀锌浴中，且在进入镀覆浴时的钢板温度：430～490℃的条件下，将通过所述还原带后的所述母材钢板浸渍于所述镀覆带中，从而在该母材钢板的表面实施热浸镀锌。

11.根据权利要求9所述的耐延迟断裂特性优良的高强度热浸镀锌钢板的制造方法，其特征在于：在所述镀覆工序之后，进一步具有用于使所述热浸镀锌层合金化的合金化处理工序。