JPWO2013047760A1 - 耐遅れ破壊特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

体積分率で、４０〜９０％のフェライト相と、５％以下の残留オーステナイト相とを有するとともに、フェライト相全体に占める未再結晶フェライトの割合が体積分率で５０％以下であり、さらにフェライト相の結晶粒の圧延方向における平均粒径を、板幅方向における平均粒径で除した値である粒径比が０．７５〜１．３３、島状に分散する硬質組織の圧延方向における平均長さを、板幅方向における平均長さで除した値である長さ比が０．７５〜１．３３、介在物の平均アスペクト比が５．０以下である母材鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層もしくは合金化溶融亜鉛めっき層を形成する。

Description

本発明は、引張最大強度９００ＭＰa程度以上の高強度鋼板を母材とし、その表面に溶融亜鉛めっき層を形成した溶融亜鉛めっき鋼板に関し、特に耐遅れ破壊特性が優れると同時時に耐遅れ破壊特性の異方性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、およびその製造方法に関するものである。

近年、自動車あるいは建設機械、その他建築・土木構造物などの、各種部品や構造物に使用される鋼板についての高強度化の要求が高まってきている。このような背景の下、引張最大強度が９００ＭＰａ以上の高強度鋼板が、自動車のバンパーやインパクトビーム等の補強材を中心に用いられるようになっている。またこれらの用途の鋼板については、屋外で使用されることが多いため、優れた耐食性が要求されるのが通常である。
このような耐食性が必要とされる用途の鋼板としては、母材鋼板の表面に溶融亜鉛めっきを施した溶融亜鉛めっき鋼板が広く用いられている。また、溶融亜鉛めっき後に、めっき層をＺｎの融点以上の温度に加熱して母材鋼板中からＦｅをめっき層中に拡散させることにより、めっき層をＺｎ−Ｆｅ合金が主体の層とする合金化処理を行った合金化溶融亜鉛めっき鋼板も、最近では幅広く用いられるようになっている。

ところで、高強度鋼板を自動車などに適用するにあたっては、遅れ破壊の発生という問題を解決する必要がある。
遅れ破壊とは、部材の加工や組み立ての際には割れや破壊が発生しないが、高い応力が作用する状況下で部材を使用している間に、外見上はほとんど塑性変形を伴うことなく、突然に脆性的に割れなどの破壊が発生する現象である。遅れ破壊は、鋼板の外部環境から鋼板に進入する水素と密接な関係があることが知られている。すなわち、一般に遅れ破壊は、外部環境から進入して鋼中で拡散した水素に起因する脆化現象と考えられている。

遅れ破壊に大きな影響を及ぼす因子としては、鋼板強度が知られている。これは、高強度の鋼板であるほど、高い応力が作用する環境で使用される可能性が高いためである。すなわち、低強度材料を高い応力が作用する部材に用いた場合は、材料が直ちに塑性変形して破断に至ってしまうことから、遅れ破壊は生じないのが通常である。一方、高強度材料は、塑性変形や破断が生じにくいところから、高い応力が作用する環境で使用される場合が多い。また、自動車部品のように成形加工を施してから使用する鋼材には、加工によって残留応力が発生する。この残留応力は鋼板強度が高くなるほど大きくなる。このことから、外部負荷による応力に加えて大きな残留応力が鋼板に加わることになり、そのため遅れ破壊が発生しやすくなる。その結果、高強度材料ほど、遅れ破壊の発生の懸念が高まるのである。

一方、薄鋼板、例えば板厚が３．０ｍｍ程度以下の薄鋼板においては、耐遅れ破壊特性に異方性があることが知られている。すなわち、鋼板の製造プロセスにおける加工方向（一般には最終冷間圧延における圧延方向か、それに直交する圧延幅方向か）によって、耐遅れ破壊特性に差が生じることがある。この傾向は特に薄板で顕著となる。そこで高強度薄鋼板を、高い応力が作用する部材に使用する場合には、安全確保のための対策を講じることが行なわれている。すなわち、最も耐遅れ破壊特性が劣る方向においても遅れ破壊が生じないように設計を行うか、あるいは耐遅れ破壊特性が劣る方向への加工が軽微となるように、部材への鋼板の適用方向を考慮する、などの対策を講じることが行なわれている。しかしながら、そのような対策では、鋼板の利用に際して著しい制限が課されてしまう、という問題がある。
そこで、薄鋼板それ自体の特性として、単に耐遅れ破壊特性を向上させるだけではなく、耐遅れ破壊特性の異方性を小さくした薄鋼板の開発が強く望まれる。

ところで薄鋼板の異方性に関する従来技術としては以下の技術がある。まず、延性の異方性を弱めて鋼板の特性を向上させる手段として、特許文献１に示される技術がある。また、曲げ性および靭性の異方性を弱め、鋼板の特性を向上させる手段として、特許文献２に示される技術がある。しかしながら、いずれの特許文献１、２にも、耐遅れ破壊特性については記載されておらず、耐遅れ破壊特性の異方性を解消するための手段も開示されていない。

また、特許文献３には、耐遅れ破壊特性に優れ、かつ引張強度および延性の異方性が小さい鋼板が記載されている。しかしながら、耐遅れ破壊特性の異方性については記載されておらず、耐遅れ破壊特性の異方性を小さくするための手段も開示されていない。

さらに、鋼板の耐遅れ破壊特性を向上させる手法として、特許文献４、特許文献５には、鋼板の主相をベイナイト、ベイニティックフェライト、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイトといった硬質組織とすることによって耐遅れ破壊特性を向上させた鋼板が記載されている。また、特許文献６には、鋼板の主相を焼戻しマルテンサイトとしたうえで、さらに焼戻しマルテンサイト中に微細な炭化物を分散することによって耐遅れ破壊特性を向上させた鋼板が記載されている。
しかしながら、これらの特許文献４〜６の技術による鋼板では、いずれも硬質で延性が劣る組織を主相としているため、鋼板全体でも延性が劣り、そのため苛酷な成形加工を施して使用する用途には不適当である。

特許文献７には、鋼板の表面から１０μｍ以内の表層に酸化物を分散させ、その酸化物に水素をトラップさせることによって、鋼板の耐遅れ破壊特性を向上させることが示されている。また、特許文献８には、鋼板の主相をフェライトとし、硬質組織であるマルテンサイトを鋼板に分散させ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖなどの微細析出物によって当該マルテンサイトのブロックサイズを微細化させることにより、耐遅れ破壊特性を向上させた鋼板が記載されている。さらに、特許文献９には、上述のようなブロックサイズの微細化に加え、鋼板の表層に０．５μｍ以上の厚みで脱炭層を形成することにより、耐遅れ破壊特性を向上させた鋼板が記載されている。
これらの特許文献７〜９では、強度、延性に加えて耐遅れ破壊特性が向上されることが記載されてはいるが、耐遅れ破壊特性の異方性については全く配慮されていない。

特開２００５−２５６０２０号公報 特開２０１０−１５６０１６号公報 特開２０１０−１６８６５１号公報 特許第３２４７９０７号公報 特開第４３１７３８４号公報 特許第４７１２８８２号公報 特開２００７−２１１２７９号公報 特開２０１１−１１１６７１号公報 特開２０１１−１１１６７５号公報

林邦夫、外４名、「薄鋼板における耐水素脆化特性評価法」、まてりあ（日本金属学会会報）、２００５年３月２０日、４４（３）、ｐ.２５４−２５６ 社団法人日本鉄鋼協会 生産技術部門 表面処理鋼板部会編、「溶融亜鉛めっき鋼板マニュアル」、社団法人日本鉄鋼協会、１９９１年１月、ｐ.５３−５５

前述のように、例えば、９００ＭＰａ程度以上の高強度を有する鋼板、特に厚みが３．０ｍｍ程度以下の薄鋼板を高負荷が作用する部材として使用した場合、耐遅れ破壊特性の異方性が問題となる。しかしながら従来は、耐遅れ破壊特性以外の延性などの機械的特性の異方性の低減、あるいは耐遅れ破壊特性自体の向上策については考慮されていたものの、耐遅れ破壊特性の異方性の低減については特に考慮されていなかったのが実情である。そのため、前述のように負荷が大きい部材への適用にあたって、安全のために遅れ破壊の発生を確実かつ安定して防止しようとすれば、設計上あるいは加工上の制約が生じざるを得なかったのである。そしてこのような問題は、高強度鋼板の表面に耐食性向上のために溶融亜鉛めっき層を形成した溶融亜鉛めっき鋼板、さらにそのめっき層を合金化した合金化溶融亜鉛めっき鋼板の場合にも、必然的に生じていたのである。
本発明は、以上の事情を背景としてなされたもので、延性と強度の確保を図りつつ、耐遅れ破壊特性の向上を図ると同時に、その耐遅れ破壊特性の異方性、特に板面（圧延面）と平行な面内における耐遅れ破壊特性の異方性（面内異方性）を低減させた溶融亜鉛めっき鋼板を提供し、併せて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、母材鋼板の延性や強度を損なうことなく、耐遅れ破壊特性を向上させるとともに、その耐遅れ破壊特性の面内異方性を低減させる方策を見い出すべく、種々の実験、検討を重ねた。その結果、母材鋼板の成分組成を適切に調整するばかりでなく、鋼組織を適切に調整し、同時に特定の相や組織、介在物の形状を適切に調整し、さらには母材表面層を、適切に酸化物が分散した脱炭層とすることによって、上記課題を解決し得ることを新規に知見し、またそのために必要な製造プロセス条件を見い出し、本発明をなすに至った。

したがって本発明の要旨とするところは、下記の通りである。
（１）質量％で、
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％、
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼よりなる母材鋼板と、
前記母材鋼板の表面に形成された溶融亜鉛めっき層と、を有し
前記母材鋼板の表面から、前記母材鋼板の板厚の１／４厚の位置を中心とした１／８厚〜３／８厚の範囲において、前記母材鋼板の組織が、体積分率で４０〜９０％のフェライト相を有するとともに、残留オーステナイト相が、体積分率で５％以下であり、しかも前記フェライト相全体に占める未再結晶フェライトの割合が、体積分率で５０％以下の組織とされ、
前記母材鋼板における前記フェライト相の結晶粒の圧延方向における平均粒径を、板幅方向における平均粒径で除した値である粒径比が０．７５〜１．３３であり、前記フェライト相中に島状に分散する硬質組織の圧延方向における平均長さを、板幅方向における平均長さで除した値である長さ比が０．７５〜１．３３であり、しかも前記母材鋼板に含まれる介在物の平均アスペクト比が１．０〜５．０であり、
前記母材鋼板の表面層が、０．０１〜１０．０μｍの厚みの脱炭層とされており、しかもその脱炭層中における酸化物の平均粒径が３０〜５００ｎｍであり、かつその脱炭層中における酸化物の平均密度が、１．０×１０^１２個／ｍ^２〜１．０×１０^１６個／ｍ^２の範囲内とされていることを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。

（２）前記母材鋼板は、質量％で、さらに、
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％、
のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする前記（１）に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。

（３）前記母材鋼板は、質量％で、さらに、
Ｔｉ： ０．００１〜０．１５０％、
Ｎｂ： ０．００１〜０．１００％、
Ｖ ： ０．００１〜０．３００％、
のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする前記（１）に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。

（４）前記母材鋼板は、さらに、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、ＲＥＭのうちから選ばれた１種または２種以上を、合計で０．０００１〜０．０１００質量％含有することを特徴とする前記（１）に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高級度溶融亜鉛めっき鋼板。

（５）前記母材鋼板における、全伸びが３〜７％の範囲内での平均の加工硬化指数（ｎ値）が０．０６０以上であることを特徴とする前記（１）に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。

（６）前記母材鋼板における、圧延方向での限界拡散性水素量を、板幅方向での限界拡散性水素量で除した値が、０．５〜１．５の範囲内にあることを特徴とする前記（１）に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。

（７）前記母材鋼板における、表面から１／４厚の位置のＢＣＣ鉄のＸ線ランダム強度比が、４．０以下であることを特徴とする前記（１）に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。

（８）前記溶融亜鉛めっき層は合金化処理されたものであることを特徴とする前記（１）に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。

（９）質量％で、
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％、
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるスラブを１０８０℃以上に加熱して熱間圧延を開始し、熱間圧延開始から熱間圧延終了までの全パス数（−）をＮ、ｉ番目のパスにおける圧延温度（℃）をＴＰ_ｉ、ｉ番目のパスにおける圧下率（−）をｒ_ｉとして、これらが下記の式Ａを満たすように熱間圧延を施して、前記母材鋼板の温度が、８５０〜９８０℃の範囲内の温度のときに熱間圧延を終了させる熱間圧延工程と、
前記熱間圧延終了後から冷却開始までの経過時間を１．０秒以上として、前記熱間圧延された母材鋼板を、５℃／秒以上５０℃／秒以下の冷却速度で一次冷却し、前記母材鋼板の温度が、５００〜６５０℃の範囲内の温度のときにその一次冷却を停止させる一次冷却工程と、
前記一次冷却工程に引き続き、前記母材鋼板の温度が、前記一次冷却を停止したときの温度から４００℃になるまでの経過時間が１時間以上となるように前記母材鋼板を徐冷して二次冷却する二次冷却工程と、
前記二次冷却の後、合計の圧下率を３０〜７５％として前記母材鋼板を冷間圧延する冷間圧延工程と、
前記冷間圧延の後、前記冷間圧延された前記母材鋼板を、６００〜７５０℃の範囲内での平均昇温速度が、２０℃／ｓｅｃ以下となるように昇温して、７５０℃以上の温度に加熱し、引き続き７５０〜６５０℃の範囲内での平均冷却速度が、１．０〜１５．０℃／秒となるように前記加熱された前記母材鋼板を冷却する焼鈍工程と、
前記焼鈍工程後の前記母材鋼板の表面に、溶融亜鉛めっきを施すめっき工程と、
を有することを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。

（１０）前記焼鈍工程および前記めっき工程を、予熱帯、還元帯およびめっき帯を有する連続焼鈍めっきラインにより連続的に施すこととし、
しかも、前記予熱帯における少なくとも一部を、加熱のためのバーナーに用いる空気と燃料ガスとの混合ガスであって単位体積の混合ガスに含まれる空気の体積を、単位体積の当該混合ガスに含まれる燃焼ガスを完全燃焼させるために理論上必要となる空気の体積で除した値である空気比が０．７〜１．２とされた酸化処理ゾーンとして、その酸化処理ゾーンにおいて前記冷間圧延後の前記母材鋼板の表層部に酸化物を生成させ、
次いで、水蒸気分圧を水素分圧で除した値である分圧比Ｐ（Ｈ_２Ｏ）／Ｐ（Ｈ_２）が０．０００１〜２．０とされた前記還元帯において、前記酸化物を還元させた後、前記めっき帯において、めっき浴温度：４５０〜４７０℃、めっき浴中における有効Ａｌ量：０．０１〜０．１８質量％とされた溶融亜鉛めっき浴中に、めっき浴進入時の鋼板温度：４３０〜４９０℃の条件で、前記還元帯を通過した前記母材鋼板を浸漬させることにより、当該母材鋼板の表面に溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする前記（９）に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。

（１１）前記めっき工程の後、さらに前記溶融亜鉛めっきの層を合金化させるための合金化処理工程を有することを特徴とする前記（９）に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。

本発明によれば、高強度鋼板を母材として用いた溶融亜鉛めっき鋼板として、延性および強度を損なうことなく、耐遅れ破壊特性が優れ、しかも薄板でも耐遅れ破壊特性の異方性が少ない高強度溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。したがって本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板を、薄板として高負荷が作用する部材として使用するにあたっても、高い安全性を確保することができるとともに、設計上や加工上の制約を受けるおそれが少なく、そのため設計や加工の自由度を高めて高強度溶融亜鉛めっき鋼板の適用範囲を拡大することができる。

以下に、本発明の一実施形態について詳細に説明する。

本実施形態の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、基本的には、所定の成分組成を有しかつ鋼組織を適切に調整した高強度鋼板を母材とし、その母材となる鋼板の表面に、溶融亜鉛めっき層を形成したものである。なお、母材鋼板の表面の溶融亜鉛めっき層は、溶融亜鉛めっき後に合金化処理したもの（合金化溶融亜鉛めっき層）であってもよい。ここで、本実施形態の高強度溶融亜鉛めっき鋼板と、その母材となる鋼板の厚みは特に限定されないが、一般に耐遅れ破壊特性の異方性は、板厚の薄い鋼板で発生しやすくなるところから、本発明の効果も、母材鋼板の厚みが薄い場合に大きくなる。そこで本発明は、母材鋼板が薄板の場合に適用することが適切である。具体的には、高強度溶融亜鉛めっき鋼板の板厚が０．６〜５．０ｍｍであることが好ましい。すなわち、高強度溶融亜鉛めっき鋼板の板厚が０．６ｍｍ未満になると鋼板の形状を平坦に保つことが困難になる。一方、高強度溶融亜鉛めっき鋼板の板厚が５．０ｍｍを超えると、鋼板内部を均等に冷却することが困難になる。また、母材鋼板の板厚は、３．０ｍｍ以下であることが好ましく、さらに２．０ｍｍ以下であることがより好ましい。

本実施形態においては、以下の（ａ）〜（ｆ）によって、延性（成形加工性）および強度を確保しつつ、耐遅れ破壊特性の充分な向上と同時に、耐遅れ破壊特性の異方性の確実な低減を図ることができる高強度溶融亜鉛めっき鋼板を実現する。
（ａ）母材鋼板の鋼組織のミクロ組織を、軟質なフェライト相を主体とする。
（ｂ）そのフェライト相に占める未再結晶フェライトを少量に制限し、同時に残留オーステナイト相を少量に規制する。
（ｃ）そのフェライト層における結晶粒の圧延方向の粒径を板幅方向の粒径で除した値である粒径比を適切な範囲に規制する。
（ｄ）島状の硬質組織（主としてベイナイト、ベイニティックフェライト、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトなどの硬質相の集合体からなる島状の組織）の圧延方向における長さを、板幅方向における長さで除した値である長さ比を適切な範囲に規制する。
（ｅ）介在物（主としてＭｎ硫化物および／またはＭｎ硫化物を含む粗大な複合介在物）の平均アスペクト比を適切な範囲内に規制する。
（ｆ）母材鋼板の表面層を、比較的厚い脱炭層として、その脱炭層中における酸化物（主としてＳｉおよび／またはＭｎを含有する酸化物）を、微細でかつ高密度に分散させる。
そこでこれらの条件の限定理由について説明する。

先ず本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の母材として用いられる鋼板の成分組成の限定理由について説明する。なお、以下の記載において、特に断りのない場合、「％」は、質量％を表すものとする。

〔Ｃ：０．０７５〜０．４００質量％〕
Ｃは、鋼板の強度を高めるために含有される。しかしながら、Ｃの含有量が０．４００質量％を超えれば、鋼板の溶接性が不充分となる。溶接性を確保する観点からは、Ｃの含有量は０．３００質量％以下であることが好ましく、０．２５０質量％以下であることがより好ましい。一方、Ｃの含有量が０．０７５質量％未満であれば、鋼板の強度が低下し、９００ＭＰａ以上の引張最大強度を確保することが困難となる。鋼板の強度をより一層高めるためには、Ｃの含有量は０．０８５質量％以上であることが好ましく、０．１００質量％以上であることがより好ましい。

〔Ｓｉ：０．０１〜２．００質量％〕
Ｓｉは、鋼板における鉄系炭化物の生成を抑制し、鋼板の強度と成形性を高める元素である。しかしながら、Ｓｉの含有量が２．００質量％を超えれば、鋼板が脆化して延性が劣化し、冷間圧延が困難となる可能性がある。延性を確保する観点からは、Ｓｉの含有量は１．８０質量％以下であることが好ましく、１．５０質量％以下であることがより好ましい。一方、Ｓｉの含有量が０．０１質量％未満では、脱炭層中に充分に酸化物を分散させることが困難となる。その観点からは、Ｓｉの下限値は０．２０質量％以上であることが好ましく、０．５０質量％以上がより好ましい。

〔Ｍｎ：０．８０〜３．５０質量％〕
Ｍｎは、鋼板の強度を高めるために添加される。しかしながら、Ｍｎの含有量が３．５０質量％を超えれば、鋼板の板厚中央部に粗大なＭｎ濃化部が生じる。その結果、スラブの脆化が起こりやすくなり、鋳造したスラブが割れるなどのトラブルが起こりやすくなる。また、Ｍｎの含有量が３．５０質量％を超えれば、溶接性も劣化する。したがってＭｎの含有量は、３．５０質量％以下とする必要がある。溶接性を確保する観点からは、Ｍｎの含有量は３．００質量％以下であることが好ましく、２．７０質量％以下であることがより好ましい。一方、Ｍｎの含有量が０．８０質量％未満であれば、焼鈍後の冷却中に軟質な組織が多量に形成されるため、９００ＭＰａ以上の引張最大強度を確保することが難しくなる。このことから、Ｍｎの含有量は０．８０質量％以上とする必要がある。鋼板の強度をより高めるためには、Ｍｎの含有量は１．００質量％以上であることが好ましく、１．３０質量％以上であることがより好ましい。

〔Ｐ：０．０００１〜０．１００質量％〕
Ｐは、鋼板の板厚中央部に偏析する傾向があり、溶接部を脆化させる。Ｐの含有量が０．１００質量％を超えれば、溶接部が大幅に脆化するため、Ｐの含有量の上限を０．１００質量％とした。またその観点からは、Ｐの含有量は０．０３０質量％以下がより好ましい。一方、Ｐの含有量を０．０００１質量％未満とすることは、製造コストの大幅な増加を伴うことから、０．０００１質量％を下限値とした。なおＰの含有量は０．００１０質量％以上がより好ましい。

〔Ｓ：０．０００１〜０．０１００質量％〕
Ｓは、溶接性ならびに鋳造時および熱延時の製造性に悪影響を及ぼす。このことから、Ｓの含有量の上限値を０．０１００質量％以下とした。またＳは、Ｍｎと結びついて粗大なＭｎＳを形成し、鋼板の延性や伸びフランジ性を低下させるため、Ｓの含有量を０．００５０質量％以下とすることが好ましく、０．００３０質量％以下とすることがより好ましい。一方Ｓの含有量を０．０００１質量％未満とすることは、製造コストの大幅な増加を伴うため、０．０００１質量％を下限値とした。なおＳの含有量は０．０００５質量％以上が好ましく、さらに０．００１０質量％以上がより好ましい。

〔Ａｌ：０．００１〜２．００質量％〕
Ａｌは、鉄系炭化物の生成を抑えて鋼板の強度および成形性を高める。しかしながら、Ａｌの含有量が２．００質量％を超えれば、溶接性が悪化するため、Ａｌの含有量の上限を２．００質量％とした。またこの観点から、Ａｌの含有量は１．５０質量％以下とすることが好ましく、１．２０質量％以下とすることがより好ましい。一方、Ａｌの含有量の下限は特に定めずとも本発明の効果は発揮される。ただし、Ａｌは原料中に微量に存在する不可避不純物であり、その含有量を０．００１質量％未満とするには製造コストの大幅な増加が伴う。したがって、Ａｌの含有量を０．００１質量％以上とした。またＡｌは、脱酸材としても有効な元素であるので、脱酸の効果を、より充分に得るためには、Ａｌの含有量は０．０１０質量％以上とすることが好ましい。

〔Ｎ： ０．０００１〜０．０１００質量％〕
Ｎは、粗大な窒化物を形成し、鋼板の延性および伸びフランジ性を劣化させることから、その添加量を抑える必要がある。Ｎの含有量が０．０１００質量％を超えれば、その傾向が顕著となることから、Ｎの含有量の上限を０．０１００質量％とした。またＮは、溶接時のブローホール発生の原因になることから、その含有量が少ない方が良い。Ｎの含有量の下限は、特に定めなくても本発明の効果は発揮されるが、Ｎの含有量を０．０００１質量％未満にすることは、製造コストの大幅な増加を招くことから、０．０００１質量％以上とした。

〔Ｏ：０．０００１〜０．０１００質量％〕
Ｏは、酸化物を形成し、鋼板の延性および伸びフランジ性を劣化させることから、その含有量を抑える必要がある。Ｏの含有量が０．０１００質量％を超えれば、鋼板の伸びフランジ性の劣化が顕著となることから、Ｏの含有量の上限を０．０１００質量％とした。さらにＯの含有量は０．００７０質量％以下であることが好ましく、０．００５０質量％以下であることがより好ましい。Ｏの含有量の下限は、特に定めなくても本発明の効果は発揮されるが、Ｏの含有量を０．０００１質量％未満とすることは、製造コストの大幅な増加を伴うため、０．０００１質量％をＯの含有量の下限とした。また製造コストからは、Ｏの含有量は０．０００３質量％以上が好ましく、０．０００５質量％以上がより好ましい。

その他、本実施形態の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の母材鋼板には、必要に応じて、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｂ、Ｗのうちから選ばれた一種または２種以上の元素が添加されていても良い。これらの元素の添加理由は次の通りである。

〔Ｃｒ： ０．０１〜２．００質量％〕
Ｃｒは、高温での相変態を抑制し、鋼板の高強度化に有効な元素である。よって、Ｃおよび／又はＭｎの一部に代えてＣｒをスラブに添加してもよい。Ｃｒの含有量が２．００質量％を超えれば、熱間圧延工程でのスラブの加工性が損なわれて生産性が低下することから、Ｃｒの含有量は２．００質量％以下とした。Ｃｒの含有量の下限は特に定めなくても本発明の効果は発揮されるが、Ｃｒの添加による鋼板の高強度化の効果を充分に得るには、Ｃｒの含有量は０．０１質量％以上であることが好ましい。

〔Ｎｉ： ０．０１〜２．００質量％〕
Ｎｉは、高温での相変態を抑制し、鋼板の高強度化に有効な元素である。よって、Ｃおよび／又はＭｎの一部に代えてＮｉをスラブに添加してもよい。Ｎｉの含有量が２．００質量％を超えれば、鋼板の溶接性が損なわれることから、Ｎｉの含有量は２．００質量％以下とした。Ｎｉの含有量の下限は特に定めなくても本発明の効果は発揮されるが、Ｎｉの添加による鋼板の高強度化の効果を充分に得るには、Ｎｉの含有量は０．０１質量％以上であることが好ましい。

〔Ｃｕ： ０．０１〜２．００質量％〕
Ｃｕは、微細な粒子として鋼中に存在することにより鋼板の強度を高める元素である。よって、Ｃおよび／又はＭｎの一部に替えてＣｕをスラブに添加することができる。Ｃｕの含有量が２．００質量％を超えれば、鋼板の溶接性が損なわれることから、Ｃｕの含有量は２．００質量％以下とした。Ｃｕの含有量の下限は特に定めなくても本発明の効果は発揮されるが、Ｃｕの添加による鋼板の高強度化の効果を充分に得るには、Ｃｕの含有量は０．０１質量％以上であることが好ましい。

〔Ｍｏ： ０．０１〜２．００質量％〕
Ｍｏは、高温での相変態を抑制し、鋼板の高強度化に有効な元素である。よって、Ｃおよび／又はＭｎの一部に代えてＭｏをスラブに添加してもよい。Ｍｏの含有量が２．００質量％を超えれば、熱間圧延工程でのスラブの加工性が損なわれて生産性が低下することから、Ｍｏの含有量は２．００質量％以下とした。Ｍｏの含有量の下限は特に定めなくても本発明の効果は発揮されるが、Ｍｏの添加による鋼板の高強度化の効果を充分に得るためには、Ｍｏの含有量は０．０１質量％以上であることが好ましい。

〔Ｗ： ０．０１〜２．００質量％〕
Ｗは、高温での相変態を抑制し、鋼板の高強度化に有効な元素であり、Ｃおよび／又はＭｎの一部に代えてスラブに添加してもよい。Ｗの含有量が２．００質量％を超えれば、熱間圧延工程でのスラブの加工性が損なわれて生産性が低下することから、Ｗの含有量は２．００質量％以下が好ましい。Ｗの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｗによる鋼板の高強度化を充分に得るためには、Ｗの含有量は０．０１質量％以上であることが好ましい。

〔Ｂ：０．０００１〜０．０１００質量％〕
Ｂは、高温での相変態を抑制し、鋼板の高強度化に有効な元素である。よって、Ｃおよび／又はＭｎの一部に代えてＢをスラブに添加してもよい。Ｂの含有量が０．０１００質量％を超えれば、熱間圧延工程でのスラブの加工性が損なわれて生産性が低下することから、Ｂの含有量は０．０１００質量％以下とした。生産性の観点からは、Ｂの含有量は０．００５０質量％以下であることがより好ましく、０．００３０知る長％以下であることがさらに好ましい。Ｂの含有量の下限は特に定めなくても本発明の効果は発揮されるが、Ｂの添加による鋼板の高強度化の効果を充分に得るには、Ｂの含有量を０．０００１質量％以上とすることが好ましい。さらなる鋼板の高強度化のためには、Ｂの含有量は０．０００３質量％以上であることがより好ましく、０．０００５質量％以上であることがより好ましい。

さらに本実施形態の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の母材鋼板には、必要に応じて、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖのうちから選ばれた一種または２種以上の元素が添加されていても良い。これらの元素の添加理由は次の通りである。

〔Ｔｉ：０．００１〜０．１５０質量％〕
Ｔｉは、析出物の強化と、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒の強化および再結晶の抑制と、を通じた転位強化によって、鋼板の強度の上昇に寄与する元素である。しかし、Ｔｉの含有量が０．１５０質量％を超えれば、炭窒化物の析出が多くなって鋼板の成形性が劣化するため、Ｔｉの含有量は０．１５０質量％以下とした。鋼板の成形性を確保する観点からは、Ｔｉの含有量は０．１００質量％以下であることがより好ましく、０．０７０質量％以下であることがさらに好ましい。Ｔｉの含有量の下限は特に定めなくても本発明の効果は発揮されるが、Ｔｉの添加による鋼板の強度の上昇効果を充分に得るためには、Ｔｉの含有量は０．００１質量％以上であることが好ましい。鋼板のより一層の高強度化のためには、Ｔｉの含有量は０．０１０質量％以上であることがより好ましく、０．０１５質量％以上であることがさらに好ましい。

〔Ｎｂ： ０．００１〜０．１００質量％〕
Ｎｂは、析出物の強化と、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒の強化および再結晶の抑制と、を通じた転位強化により、鋼板の強度の上昇に寄与する元素である。しかし、Ｎｂの含有量が０．１００質量％を超えれば、炭窒化物の析出が多くなって鋼板の成形性が劣化するため、Ｎｂの含有量は０．１００質量％以下とした。鋼板の成形性を確保する観点からは、Ｎｂの含有量は０．０５０質量％以下であることがより好ましい。Ｎｂの含有量の下限は特に定めなくても本発明の効果は発揮されるが、Ｎｂの添加による鋼板の強度の上昇効果を充分に得るには、Ｎｂの含有量は０．００１質量％以上であることが好ましい。鋼板のより一層の高強度化のためには、Ｎｂの含有量は０．０１０質量％以上であることがより好ましい。

〔Ｖ： ０．００１〜０．３００質量％〕
Ｖは、析出物の強化と、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒の強化および再結晶の抑制と、を通じた転位強化により、鋼板の強度の上昇に寄与する元素である。しかし、Ｖの含有量が０．３００質量％を超えれば、炭窒化物の析出が多くなって鋼板の成形性が劣化するため、Ｖの含有量は０．３００質量％以下とした。鋼板の成形性を確保する観点からは、Ｖの含有量は０．２００質量％以下であることがより好ましく、０．１５０質量％以下であることがさらに好ましい。Ｖの含有量の下限は特に定めなくても本発明の効果は発揮されるが、Ｖの添加による鋼板の強度の上昇効果を充分に得るためには、Ｖの含有量は０．００１質量％以上であることが好ましい。

さらに本実施形態の合金化溶融亜鉛めっき鋼板における母材鋼板には、その他の元素として、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、ＲＥＭの１種または２種以上が、合計で０．０００１〜０．０１００質量％添加されていてもよい。これらの元素の添加理由は次の通りである。

Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｈｆ、ＲＥＭは、鋼板の成形性の改善に有効な元素であり、１種又は２種以上をスラブに添加することができる。しかし、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、およびＲＥＭの１種または２種以上の含有量の合計が０．０１００質量％を超えれば、かえって鋼板の延性を損なうおそれがある。このため、各元素の含有量の合計が０．０１００質量％以下であることが好ましい。Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｈｆ、およびＲＥＭの１種または２種以上の含有量の下限は、特に定めなくても本発明の効果は発揮されるが、鋼板の成形性を改善する効果を充分に得るためには、各元素の含有量の合計が０．０００１質量％以上であることが好ましい。鋼板の成形性の観点からは、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｈｆ、およびＲＥＭの１種または２種以上の含有量の合計が０．０００５％質量以上であることがより好ましく、０．００１０％質量以上であることがさらに好ましい。

なお、ＲＥＭとは、Ｒａｒｅ Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌの略であり、ランタノイド系列に属する元素をさす。本実施形態において、ＲＥＭやＣｅは、ミッシュメタルにて添加されることが多く、ＬａやＣｅの他にランタノイド系列の元素を複合で含有する場合がある。不可避不純物として、これらＬａやＣｅ以外のランタノイド系列の元素をスラブが含んだとしても本発明の効果は発揮される。また、金属ＬａやＣｅをスラブに添加したとしても本発明の効果は発揮される。

母材鋼板における以上の各元素以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物とすればよい。なお、前述のＣｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｗ、Ｂ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖについては、いずれも前記下限値未満の微量を不純物として含有することは許容される。また、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、ＲＥＭについても、その合計量の前記下限値未満の極微量を不純物として含有することは許容される。

次に、本実施形態の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の母材として用いられる高強度鋼板の組織について説明する。
本実施形態の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の母材として使用される高強度鋼板は、そのミクロ組織として、鋼板の表面から、鋼板の板厚の１／４厚の位置を中心とした１／８厚〜３／８厚の範囲において、体積分率で、４０〜９０％のフェライト相を含み、かつ残留オーステナイトが体積分率で５％以下に規制された組織とする。そして、フェライト相については、フェライト相全体に占める未再結晶フェライトの割合を体積分率で５０％以下に規制したものとする。

ここで、鋼板の表面から、鋼板の板厚の１／４厚の位置を中心とした１／８厚〜３／８厚の範囲の組織を規定しているのは、この範囲の組織は、鋼板の表層部の脱炭層を除いた鋼板全体の組織を代表するものであると考えてよいからである。すなわち、この範囲で上記のような組織が形成されていれば、鋼板の表層部の脱炭層を除いた鋼板全体が上記のような組織であると判断できるからである。
上述のようにフェライトを多量に含む組織とすると同時に、そのフェライト相に含まれる未再結晶フェライトの割合を体積分率で５０％以下に規制し、しかも残留オーステナイトを少量に規制することによって、良好な延性を確保しつつ、耐遅れ破壊特性を向上した高強度鋼板を実現させることができる。そこで、次にこれらの組織条件の限定理由について説明する。

〔フェライト：４０〜９０％〕
フェライトは、鋼板の延性の向上に有効な組織であり、鋼板組織に体積分率で４０〜９０％含まれていることが必要である。フェライトの体積分率が４０％未満である場合、鋼板の延性が充分に得られないおそれがある。鋼板組織に含まれるフェライトの体積分率は、鋼板の延性の観点から４５％以上であることがより好ましく、５０％以上であることがさらに好ましい。一方、フェライトは軟質な組織であるため、その体積分率が９０％を超えれば、鋼板の強度が十分に得られないおそれがある。鋼板の強度を充分に高めるには、鋼板組織に含まれるフェライトの体積分率を８５％以下とすることが好ましく、７５％以下とすることがさらに好ましい。

〔残留オーステナイト：５％以下〕
残留オーステナイトは、加工中に極めて硬質なマルテンサイトへと変態し、加工硬化能を飛躍的に高めることから、鋼板の強度および延性の向上に有効な組織であり、鋼板に含まれていても構わない。しかし、残留オーステナイトから変態した極めて硬質なマルテンサイトは、水素の進入に起因する鋼板の遅れ破壊を著しく促進させるため、耐遅れ破壊特性を劣化させる。このことから、残留オーステナイトの体積分率の上限を５．０％以下とする。またその観点からは、残留オーステナイトの体積分率は３．０％以下とすることが好ましく、０％でも構わない。
ここで、残留オーステナイトの体積分率は次のようにして測定することができる。

すなわち、母材鋼板の表面から、母材鋼板の板厚の１／４厚の位置における面であって、母材鋼板の板面に平行な面を観察面としてＸ線解析を行う。そして、その結果から、残留オーステナイトの観察面に対する面積分率を算出する。本実施形態では、この面積分率を、母材鋼板の表面から、母材鋼板の板厚の１／４厚の位置を中心とした１／８厚〜３／８厚における残留オーステナイトの体積分率と見なす。なお、観察面は母材鋼板の板面に平行であれば、１／８厚〜３／８厚の任意の位置に設定しても構わない。

〔未再結晶フェライト：フェライト相全体に対して５０％以下〕
フェライトには、焼鈍工程において再結晶を起こした再結晶フェライトと、再結晶を起こさずに冷間圧延後の結晶方位を残した未再結晶フェライトと、焼鈍工程において一旦オーステナイトに逆変態した後にフェライトに相変態した変態フェライトと、の３種類がある。

これらのうち、未再結晶フェライトは、冷間圧延によって結晶方位が偏向しており、鋼板の異方性を高めるため好ましくない。この観点から、未再結晶フェライトがフェライト全体に占める割合を、体積分率で５０％未満とする。また、未再結晶フェライトの内部には多量の転位および／または転位下部組織が存在するため、未再結晶フェライトの多量の存在は、鋼板の延性を低下させる原因となる。この観点から、鋼板中の未再結晶フェライトの体積分率を低減する必要があり、フェライト全体に占める未再結晶フェライトの体積分率を３０％未満とすることが好ましく、１５％未満とすることがさらに好ましい。未再結晶フェライトの体積分率は低いほど好ましく、０％でも構わない。

ここで、未再結晶フェライトの体積分率は次のようにして測定することができる。
すなわち、未再結晶フェライトは、内部に多量の転位および／または転位下部組織が存在することから、一つの結晶粒内において結晶方位が変化するという特徴を有する。また、フェライト以外で鉄のＢＣＣ結晶によって構成されるベイナイト、ベイニティックフェライト、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトも、未再結晶フェライトと同様に、内部に多量の転位および／または転位下部組織を有することから、同様に一つの結晶粒内において結晶方位が変化するという特徴を有する。一方、再結晶フェライトおよび変態フェライトの結晶粒内には１．０°以上の方位差は存在しない。

この特徴により、未再結晶フェライトとそれ以外のフェライトとは、ＦＥ−ＳＥＭ観察を行って組織分率を測定した視野において、ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｈ−Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）法を用いた高分解能結晶方位解析を行うことで区別できる。具体的には、まず、母材鋼板の表面から、母材鋼板の板厚の１／４厚の位置における面であって、母材鋼板の板面に平行な面を鏡面に仕上げ、測定ステップを０．５μｍとしてＥＢＳＤ法を用いた高分解能結晶方位解析を行う。次に、各測定点において第２近接測定点との結晶方位差を求め、異なる結晶粒に属すると判断される点として結晶方位差が５．０°以上の点を無視し、残りの同一の結晶粒内にあると判断される結晶方位差が５．０°以下の第２近接測定点群との結晶方位差の平均値を求める。そして、その平均値が１．０°未満となる点を再結晶フェライトまたは変態フェライトと判断して、それらの面積分率を求めることができる。そしてＦＥ−ＳＥＭ観察によって求めたフェライト全体の面積分率と、再結晶フェライトおよび変態フェライトの面積分率とを比較することによって、未再結晶フェライトの面積分率、および未再結晶フェライトがフェライト全体に占める割合を求めることができる。本実施形態では、このようにして求めた未再結晶フェライトの面積分率を未再結晶フェライトの体積分率と見なす。

〔その他の鋼組織〕
上述のフェライト相（未再結晶フェライトを含む）および残留オーステナイト相以外の鋼組織としては、ベイナイト、ベイニティックフェライト、およびマルテンサイト（焼戻しマルテンサイトもしくはフレッシュマルテンサイト）が含まれるのが通常であり、さらにはパーライトや粗大なセメンタイトが含まれることもある。これらの組織の割合は特に限定されず、目的に応じて制御することが好ましい。例えば、鋼板に高い降伏比（＝降伏応力／引張強度）が求められる場合には、ベイナイト、ベイニティックフェライト、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、およびパーライトなどの割合（体積分率）を合計で４０％以上とすることが好ましい。一方、さらなる鋼板の延性の向上が求められる場合には、ベイナイト、ベイニティックフェライト、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、およびパーライトなどの割合（体積分率）を合計で４０％以下とすることが好ましい。
なお、前述のようにフェライト相（未再結晶フェライトを含む）および残留オーステナイト相以外の鋼組織のそれぞれの割合は特に限定しないが、それぞれの好ましい範囲およびその理由は次の通りである。

〔フレッシュマルテンサイト：４０％以下〕
フレッシュマルテンサイトは引張強度を大きく向上させる組織である。フレッシュマルテンサイトの割合が体積分率で４０％を超えれば、鋼板の延性が大きく劣化する。このため、フレッシュマルテンサイトは、体積分率で４０％を上限として母材鋼板に含まれていてもよい。鋼板の引張強度を十分に高めるには、フレッシュマルテンサイトの体積分率を４％以上とすることが好ましい。一方、フレッシュマルテンサイトは破壊の起点となって低温靭性を劣化させるため、フレッシュマルテンサイトの体積分率を２０％以下とすることが好ましく、１５％以下とすることがより好ましく、１２％以下とすることがさらに好ましい。

〔焼戻しマルテンサイト：５０％以下〕
焼戻しマルテンサイトは、鋼板の引張強度を大きく向上させる組織であり、かつ鋼板の破壊の起点となりづらいことから、鋼板組織に体積分率で５０％以下含まれていてもよい。焼戻しマルテンサイトの体積分率が５０％を超えれば、鋼板の延性が大きく劣化するため、好ましくない。

〔ベイニティックフェライトおよび／またはベイナイト：６０％以下〕
ベイニティックフェライトおよび／またはベイナイトは、鋼板の強度と延性のバランスに寄与する優れた組織であり鋼板組織に体積分率で６０％以下含まれてもよい。また、ベイニティックフェライトおよびベイナイトは、軟質なフェライトと硬質なマルテンサイトとの中間の強度、並びに、焼戻しマルテンサイトと残留オーステナイトとの中間の強度を有するミクロ組織である。したがって、鋼板の高度化を目的としてこれらの組織を活用する場合に、ともに鋼板に含まれることによって、鋼板内部での局所的な硬度差を低下させ、破壊の発生を抑える効果があり、低温靭性の観点から好ましい。この効果を充分に得るためには、ベイニティックフェライトおよび／またはベイナイトの体積分率は１０％以上であることが好ましく、１５％以上であることがより好ましい。一方、ベイニティックフェライトおよび／またはベイナイトの体積分率が６０％を超えれば、鋼板の延性が劣化するため好ましくない。鋼板の延性を確保する観点からは、ベイニティックフェライトおよび／またはベイナイトの体積分率を５０％以下とすることが好ましく、４５％以下とすることがより好ましい。

その他、本実施形態で母材とする高強度鋼板の鋼板組織には、パーライトおよび／または粗大なセメンタイトなどの、上記以外の組織が含まれていてもよい。しかし、高強度鋼板の鋼板組織中にパーライトおよび／または粗大なセメンタイトが多くなれば、鋼板の曲げ性が劣化する。このことから、鋼板組織に含まれるパーライトおよび／または粗大なセメンタイトの体積分率は、合計で６％以下であることが好ましく、４％以下であることがより好ましい。

本実施形態において母材として用いる高強度鋼板の鋼板組織に含まれる各組織の体積分率は、例えば、以下に示す方法により測定できる。
母材鋼板の１／４厚における面であって、母材鋼板の板面に平行な面を観察面としてＸ線解析を行い、その結果から残留オーステナイトの面積分率を算出し、それをもって残留オーステナイトの体積分率と見なすことができる。
ここで、各組織、すなわちフェライト、ベイニティックフェライト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイトおよびフレッシュマルテンサイトの体積分率は、以下のようにして得られる。

まず、母材鋼板の圧延方向に平行で且つ板面に垂直な断面を観察面として試料を採取する。次に、観察面を研磨した後、ナイタールエッチングする。次に、母材鋼板の表面から、母材鋼板の板厚の１／４厚の位置を中心とした１／８厚〜３／８厚の範囲を電界放射型走査型電子顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ：Ｆｉｅｌｄ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）で観察して各組織の面積分率を測定し、それをもって各組織の体積分率と見なすことができる。

さらに本実施形態において母材として用いる鋼板においては、耐遅れ破壊特性の異方性を低減するために、以下の（ａ）〜（ｃ）のようにしている。
（ａ）鋼板の板面（圧延面）と平行な面内における、フェライト相の結晶粒についての圧延方向の粒径を、板幅方向（圧延方向に直交する方向）の粒径で除した値である粒径比（＝圧延方向の粒径÷板幅方向の粒径）を０．７５〜１．３３の範囲内に調整する。
（ｂ）、鋼板の板面（圧延面）と平行な面内における、島状に分散する硬質組織（硬質相）の圧延方向の長さを、板幅方向の長さで除した値である長さ比（＝圧延方向の長さ÷板幅方向の長さ）を０．７５〜１．３３の範囲内に調整する。
（ｃ）鋼板の板面（圧延面）と平行な面内における、介在物の平均アスペクト比が５．０以下に調整する。以下にこれらの限定理由および測定方法について説明する。

〔フェライト相の結晶粒の圧延方向の粒径と板幅方向の粒径との比〕
フェライト結晶粒が、板面（圧延面）に平行な面における特定の方向に伸長すれば、耐遅れ破壊特性の面内異方性が助長される。フェライト相の結晶粒の圧延方向における平均粒径をｄ（ＲＤ）、板幅方向における平均粒径をｄ（ＴＤ）とする。ｄ（ＲＤ）／ｄ（ＴＤ）が０．７５を下回れば、鋼板の圧延方向の耐遅れ破壊特性が板幅方向に対して低くなる。このことから、フェライト相の結晶粒の圧延方向の粒径と板幅方向の粒径との比、すなわちｄ（ＲＤ）／ｄ（ＴＤ）を０．７５以上にした。なお、ｄ（ＲＤ）／ｄ（ＴＤ）は０．８０以上であることが好ましく、０．８５以上であることがより好ましい。同様に、ｄ（ＲＤ）／ｄ（ＴＤ）が１．３３を超えれば、鋼板の圧延方向の耐遅れ破壊特性が板幅方向に対して低くなる。このことから、１．３３をｄ（ＲＤ）／ｄ（ＴＤ）の上限とした。なお、ｄ（ＲＤ）／ｄ（ＴＤ）は１．２５以下であることが好ましく、１．１８以下であることがより好ましい。

なおここで、フェライト相の結晶粒の各方向の粒径は、以下のように行うことができる。
すなわち、母材鋼板の表面から、母材鋼板の板厚の１／４厚の面であって、母材鋼板の板面に平行な面をナイタールにより腐食して、当該面をＦＥ−ＳＥＭにて観察する。その観察の際にランダムに選んだ１００〜１０００個のフェライト相の結晶粒のそれぞれについて、圧延方向と板幅方向における粒径を測定する。

〔島状の硬質組織の圧延方向の長さと板幅方向の長さとの比〕
硬質組織は、鋼板の板面（圧延面）に平行な面において、複数の結晶粒が集まって島状に存在している。この島状の硬質組織が、鋼板の板面（圧延面）と平行な面内における特定の方向に伸長すれば、鋼板における耐遅れ破壊特性の面内異方性が助長される。鋼板の板面（圧延面）と平行な面内における島状の硬質組織の圧延方向の平均長さをＬ（ＲＤ）、板幅方向の平均長さをＬ（ＴＤ）とする。Ｌ（ＲＤ）／Ｌ（ＴＤ）が０．７５を下回れば、鋼板の圧延方向の耐遅れ破壊特性が板幅方向に対して低くなることから、硬質組織の圧延方向の長さを板幅方向の長さで除した値、すなわちＬ（ＲＤ）／Ｌ（ＴＤ）の値を０．７５以上とした。

なお、Ｌ（ＲＤ）／Ｌ（ＴＤ）は、０．８０以上であることが好ましく、０．８５以上であることがより好ましい。同様に、Ｌ（ＲＤ）／Ｌ（ＴＤ）が１．３３を超えれば、鋼板の板幅方向の耐遅れ破壊特性が圧延方向に対して低くなることから、１．３３を上限とした。Ｌ（ＲＤ）／Ｌ（ＴＤ）は、１．２５以下であることが好ましく、１．１８以下であることがより好ましい。

なおここで、島状の硬質組織とは、主としてベイナイト、ベイニティックフェライト、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトなどの硬質相の集合体からなる島状の組織、言い換えれば、フェライトよりも硬質な相からなる複数の結晶粒が集合して島状となり、フェライト相からなる母相中に分散している組織を意味する。

島状の硬質組織の長さの比の測定は以下のように行うことができる。
すなわち、最初に、母材鋼板の表面から、母材鋼板の板厚の１／４厚における面であって、母材鋼板の板面に平行な面を鏡面に仕上げ、測定ステップを０．５μｍとしてＥＢＳＤ法を用いた高分解能結晶方位解析を行う。次に、各測定点において第２近接測定点との結晶方位差を求め、同一の結晶粒内にあると判断される結晶方位差が５．０°以下の点のみを抜き出し、該当する点群との結晶方位差の平均値を求める。そして、その平均値が１．０°以上となる点をマッピングする。結晶方位差の平均が１．０°以上となる点は、硬質組織の他に未再結晶フェライトである場合もある。そこで、結晶方位の解析後に、結晶方位を解析したときと同じ視野をナイタールにて腐食してＦＥ−ＳＥＭにて観察し、フェライトの分散状態を求める。そして、フェライトの分散状態と、結晶方位の解析の結果とを比較することにより、硬質組織のみを抜き出すことができる。こうして得られた島状の硬質組織からランダムに選んだ３０〜３００個の島状の硬質組織において、母材鋼板の圧延方向と板幅方向における長さを測定し、その比を求める。

〔介在物のアスペクト比〕
伸長した粗大なＭｎ硫化物および／またはＭｎ硫化物を含む粗大な複合介在物は、鋼板の耐遅れ破壊特性を著しく劣化させる。介在物の平均アスペクト比が５．０を超えれば、鋼板の耐遅れ破壊特性を充分に得られないことから、母材鋼板に含まれる介在物の平均アスペクト比を５．０以下とする必要がある。鋼板の耐遅れ破壊特性を確保する観点から、介在物の平均アスペクト比は４．０以下であることが好ましく、３．０以下であることがより好ましい。介在物のアスペクト比は小さいほど好ましく、１．０を介在物のアスペクト比の下限とする。なおここで、介在物のアスペクト比とは、介在物の二次元形状を楕円に近似させたときの、楕円の長径を短径で除した値（＝長径÷短径）を意味する。

また、上記の粗大な介在物が特定の方向に選択的に伸長した形態であれば、鋼板における耐遅れ破壊特性の異方性が著しく強まる。鋼板の板面（圧延面）と平行な面内における介在物の圧延方向の平均長さをＤ（ＲＤ）、板幅方向における平均長さをＤ（ＴＤ）とする。Ｄ（ＲＤ）／Ｄ（ＴＤ）が０．５０を下回れば、鋼板の圧延方向の耐遅れ破壊特性が板幅方向に対して劣ることとなる。一方、Ｄ（ＲＤ）／Ｄ（ＴＤ）が２．００を超えれば、鋼板の板幅方向の耐遅れ破壊特性が圧延方向に対して劣ることとなる。鋼板における耐遅れ破壊特性の異方性を少なくするためには、Ｄ（ＲＤ）／Ｄ（ＴＤ）が０．５〜２．０の範囲内にあることが望ましい。Ｄ（ＲＤ）／Ｄ（ＴＤ）の下限は０．６０以上であることが好ましく、０．７０以上であることがより好ましい。Ｄ（ＲＤ）／Ｄ（ＴＤ）の上限は１．６７以下であることが好ましく、１．４３以下であることがより好ましい。

介在物の平均アスペクト比については、以下のようにして求めることができる。
すなわち、母材鋼板の圧延方向に平行で且つ板面に垂直な断面を観察面として鏡面に仕上げる。その後、ＦＥ−ＳＥＭを用いて、１／８厚〜７／８厚の範囲において粒径が２μｍ以上の介在物を１０〜１００個観察し、それぞれについてアスペクト比を求める。そして、それらの平均値を平均アスペクト比とする。さらに、母材鋼板の圧延方向に垂直で且つ板面に垂直な断面においても同様の観察を行い、平均アスペクト比を得る。２つの平均アスペクト比のうち、より大きい方をその鋼板における介在物の平均アスペクト比とする。

また、介在物の圧延方向の長さＤ（ＲＤ）は、以下のようにして求めることができる。
すなわち、母材鋼板の圧延方向に平行で且つ板面に垂直な断面を観察面として鏡面に仕上げる。その後、ＦＥ−ＳＥＭを用いて１／８厚〜７／８厚の範囲において粒径２μｍ以上の介在物を１０〜１００個観察する。そして、観察した介在物の圧延方向に沿った長さをそれぞれ測定し、その平均値を介在物の圧延方向の長さＤ（ＲＤ）とする。
同様に、鋼板の圧延方向に垂直で且つ板面に垂直な断面において、介在物の板幅方向の介在物の長さＤ（ＴＤ）を得る。
なお、介在物を観察する際には、介在物の組成分析を、ＦＥ−ＳＥＭに併設したエネルギー分散型Ｘ線分光器を用いて行い、介在物の全部ないし一部がＭｎ硫化物であることを確かめ、観察を行う。

〔結晶方位の偏向の度合い〕
さらに母材鋼板において、鋼組織の結晶方位の偏向の度合いが高ければ、鋼板における耐遅れ破壊特性の異方性が助長される。すなわち、フェライトおよび硬質組織（ベイナイト、ベイニティックフェライト、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイト）の結晶方位が、１または２以上の特定の方向に偏向すれば、鋼板における耐遅れ破壊特性の異方性が助長される。そこで、本実施形態では、それらの組織の偏向度を、母材鋼板の表面から、母材鋼板の板厚の１／４厚の位置のＢＣＣ鉄（鋼組織のうち体心立方格子の構造を有する組織の相）のＸ線ランダム強度比により定める。具体的に、Ｘ線ランダム強度比を４．０以下に規制することが望ましい。その理由は次の通りである。
上記の組織はすべて鉄のＢＣＣ結晶（体心立方格子の結晶）から構成されている。したがってＸ線回折法によって鉄のＢＣＣ結晶の集合組織を測定することによって、組織の偏向の度合いを評価することができる。ＢＣＣ鉄のＸ線ランダム強度比はＸ線回折によって測定される｛１１０｝、｛１００｝、｛２１１｝、｛３１０｝極点図のうち、複数の極点図を基に級数展開法で計算した、３次元集合組織を表す結晶方位分布関数（Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｄｉｓｔｒｉｂｕｔｉｏｎ Ｆｕｎｃｔｉｏｎ：以下ＯＤＦという）から求めればよい。なお、Ｘ線ランダム強度比とは、特定の方位への集積を持たない標準試料のＸ線強度と供試材のＸ線強度とを同条件でＸ線回折法等により測定し、得られた供試材のＸ線強度を標準試料のＸ線強度で除した数値である。

Ｘ線回折用試料の作製は次のようにして行う。鋼板を機械研磨や化学研磨などによって板厚方向に所定の位置まで研磨し、必要に応じて電解研磨や化学研磨によって歪みを除去すると同時に、母材鋼板の表面から、母材鋼板の板厚の１／４厚の位置の面が測定面となるように調整する。なお、測定面を正確に１／４厚の位置とすることは困難である。したがって、目標とする位置（母材鋼板の表面から、母材鋼板の板厚の１／４厚の位置）を中心として板厚の３％の範囲内が測定面となるように試料を作製すればよい。また、Ｘ線回折による測定が困難な場合には、ＥＢＳＤ法により統計的に充分な数の測定を行っても良い。

耐遅れ破壊特性の異方性を充分に低減するため、上記の結晶方位分布関数（ＯＤＦ）においてＥｕｌｅｒ空間のφ２＝０°、４５°、６０°の各断面におけるピーク強度を求め、その最大値により、組織の変更の度合いを評価する。鋼板における耐遅れ破壊特性の異方性を充分に低減するには、当該ピーク強度を４．０以下とすることが望ましい。鋼板における耐遅れ破壊特性の異方性の低減には当該ピーク強度が低いほど好ましく、３．５以下とすることがより好ましく、３．０以下とすることがさらに好ましい。当該ピーク強度の下限は特に求めないが、１．５未満とすることは工業上非常に困難であることから、１．５以上とすることが好ましい。

〔脱炭層〕
本実施形態においては、鋼板の表面から進入する水素による遅れ破壊の発生を防ぐため、母材鋼板の表層部（表面層）のミクロ組織を制御している。具体的には、母材鋼板の表層部を起点とする遅れ破壊を防ぐために、母材鋼板の表層部を硬質組織の少ない脱炭層とし、かつその脱炭層中に、水素のトラップサイトとして働く微細な酸化物を高密度で分散させる。本実施形態では、このようにして、母材鋼板の表層部から内部への水素の拡散を防ぐことにより、鋼板の耐遅れ破壊特性を向上させている。すなわち、以下の（ａ）〜（ｃ）のようにしている。
（ａ）母材鋼板の表面層を、０．０１〜１０．０μｍの厚みの脱炭層とする。
（ｂ）脱炭層中における酸化物の平均粒径を５００ｎｍ以下にする。
（ｃ）脱炭層中における酸化物の平均密度を、１．０×１０^１２個／ｍ^２〜１．０×１０^１６個／ｍ^２の範囲内とする。
これらの限定理由は次の通りである。

母材鋼板が、その表層部に充分な厚さの脱炭層（硬質組織が少ない層）を有することにより、その表層部を起点とする遅れ破壊を抑制することができる。脱炭層の厚さが０．０１μｍ未満では、母材鋼板の表層部での遅れ破壊が抑制されないことから、脱炭層の厚さは０．０１μｍ以上とする。鋼板の耐遅れ破壊特性を充分に向上させるには、脱炭層の厚さは０．１０μｍ以上とすることが好ましく、０．３０μｍ以上であることがより好ましい。一方、過度に厚い脱炭層は、鋼板の引張強度や疲労強度を低下させる。この観点から、脱炭層の厚さは１０．０μｍ以下とする。疲労強度の観点から、脱炭層の厚さは９．０μｍ以下であることが好ましく、８．０μｍ以下であることがより好ましい。

なお、脱炭層とは、鋼板内部の地鉄の最表面から連続する領域であり、硬質組織の体積分率が母材鋼板の厚みの１／４厚の位置（地鉄の部位）における硬質組織の体積分率の半分以下である領域を指すものとする。またここで言う硬質組織とは、フェライトよりも硬質な相からなる組織、すなわち、主としてベイナイト、ベイニティックフェライト、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、および残留オーステナイトなどの相からなる組織を指称するものとする。
また脱炭層の厚さは、次のようにして定められる。すなわち、鋼板の圧延方向に平行で且つ板面に垂直な断面を鏡面に仕上げた測定面を、ＦＥ−ＳＥＭを用いて観察し、１つの鋼板において、３箇所以上の脱炭層の厚さを測定し、その平均値をもって脱炭層の厚さとする。

〔脱炭層中の酸化物〕
鋼板の脱炭層中に分散して存在する酸化物（主としてＳｉおよび／またはＭｎを含む酸化物）の密度および粒径も、鋼板の耐遅れ破壊特性に大きな影響を及ぼす。すなわち、鋼板の脱炭層中の結晶粒内および／または結晶粒界に分散した酸化物は、外部からの水素のトラップサイトとして機能して、鋼板内部への水素の進入を抑制するので、鋼板の耐遅れ破壊特性の向上に寄与する。酸化物の密度が高いほど水素の進入は抑制されることから、酸化物の密度は１．０×１０^１２個／ｍ^２以上とする。鋼板内部への水素の進入をより充分に抑制するためには、酸化物の密度は３．０×１０^１２個／ｍ^２以上とすることが好ましく、５．０×１０^１２個／ｍ^２以上とすることがより好ましい。一方、酸化物の密度が１．０×１０^１６個／ｍ^２を超えれば、酸化物間の距離が過度に小さくなり、軽度の加工で鋼板の表層部が破壊されてしまい、その外側のめっき層をも破壊させてしまう。このことから、酸化物の密度は１．０×１０^１６個／ｍ^２以下とする。鋼板の表層部が充分な成形性を示すためには、酸化物の密度は５．０×１０^１５個／ｍ^２以下とすることが好ましく、１．０×１０^１５個／ｍ^２以下とすることがより好ましい。

また、母材鋼板の表層部（脱炭層）に分散する酸化物は、微細であるほど水素のトラップサイトとして有効である。このため、酸化物の平均粒子径を５００ｎｍ以下とする。より効果的に水素の拡散を抑制するには、酸化物の平均粒子径を３００ｎｍ以下とすることが好ましく、１００ｎｍ以下とすることがより好ましい。酸化物の平均粒子径の下限は特に設けないが、平均粒子径を３０ｎｍ未満とするためには、母材鋼板の製造プロセスにおける処理雰囲気および温度を厳格に制御する必要があり、実用上困難となる。したがって、酸化物の平均粒子径は３０ｎｍ以上とすることが好ましい。

なお、母材鋼板の表層部（脱炭層）中の酸化物は、鋼板の圧延方向に平行で且つ板面に垂直な断面を鏡面に仕上げた測定面を、ＦＥ−ＳＥＭを用いて観察する。酸化物の密度は、脱炭層を７μｍ^２分観察して酸化物の個数を数えるか、あるいは酸化物を１０００個数えるまでに要した観察面積を用いて求める。ここで、観察面積は、酸化物の観察部分の二次元形状の面積を意味する。また、酸化物の平均粒子径は、ランダムに選んだ１００〜１０００個の酸化物の円相当径を平均して求める。ここで、円相当径は、酸化物の観察部分をの二次元形状の長軸の径と短軸の径との積の平方根を意味する。

〔母材鋼板の加工硬化指数（ｎ値）〕
母材鋼板の加工性の評価としては、加工硬化指数（ｎ値）を用いることが有効であり、本実施形態の高強度溶融亜鉛めっき鋼板における母材鋼板のｎ値は、０．０６０以上であることが望ましい。母材鋼板のｎ値が０．０６０未満では、鋼板の加工性が劣り、苛酷な成形加工において鋼板に破断が生じてしまうおそれがある。

〔耐遅れ破壊特性の異方性の指標〕
耐遅れ破壊特性は、主として外部から進入する水素が鋼板内部で拡散して、水素脆化を引き起こすことによるものである。このことから、耐遅れ破壊特性の異方性の指標、特に面内異方性の指標としては、母材鋼板の板面（圧延面）と平行な面内における圧延方向での限界拡散性水素量Ｈ（ＲＤ）を、同じく母材鋼板の板面（圧延面）と平行な面内における板幅方向での限界拡散性水素量Ｈ（ＴＤ）で除した値である比Ｈ（ＲＤ）／Ｈ（ＴＤ）を用いることができる。本実施形態の高強度溶融亜鉛めっき鋼板においては、母材鋼板の上記比Ｈ（ＲＤ）／Ｈ（ＴＤ）の値が、０．５〜２．０の範囲内にあることが望ましく、０．５〜１．５の範囲内にあることがより望ましい。上記比Ｈ（ＲＤ）／Ｈ（ＴＤ）の値が０．５未満、あるいは２．０を越える場合は、鋼板における耐遅れ破壊特性の面内異方性が大きく、鋼板を大きな負荷が加わる部材として使用する場合に、安全性を確保するためには、設計上あるいは加工上の制約が大きくなってしまう。

なおここで、限界拡散性水素量とは、鋼板表面から内部に水素を強制的に進入（チャージ）させ、鋼板に負荷（応力）を加えて破壊が生じるときの鋼板内の水素量（逆に言えば、水素脆化による破壊の生じない限界の水素量）を意味する。そして、母材鋼板の板面（圧延面）と平行な面内における圧延方向での限界拡散性水素量とは、鋼板に対して圧延方向に負荷を加えたときの限界拡散性水素量を意味する。母材鋼板の板面（圧延面）と平行な面内における板幅方向での限界拡散性水素量とは、鋼板に対して板幅方向に負荷を加えたときの限界拡散性水素量を意味する。

耐遅れ破壊特性の異方性の評価のための限界拡散性水素量の測定方法としては、非特許文献１を参考として、次のような手法を適用することができる。後述する実施例の鋼板でも、その手法によって、母材鋼板の圧延方向、板幅方向の限界拡散性水素量を測定した。
すなわち、まず、鋼板から、圧延方向、板幅方向のそれぞれを長手とする試験片を切り出し、試験片をＵ字状に予加工する。そして、引張強度の０．６倍の応力を、試験片のＵ字状加工部に付与した後、０．３％チオシアン酸アンモニウム溶液中において、０．０５ｍＡ／ｃｍ^２の電流密度で陰極電解により水素チャージを施し、破断直後の試験片中の水素量を、ガスクロマトグラフィーによる昇温分析により測定する。このようにして測定された、圧延方向の試験片、板幅方向の試験片についての各水素量を、それぞれ圧延方向の限界拡散性水素量、板幅方向の限界拡散性水素量とした。
また、鋼板の耐遅れ破壊特性自体の評価としては、上記と同様にして準備した２方向のＵ字状試験片を塩酸に浸漬し、２４時間以内に一つ以上の試験片が破断した場合を、耐遅れ破壊特性が劣ると判断した。

〔溶融亜鉛めっき層〕
本実施形態の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、前述のような母材鋼板における脱炭層の上に溶融亜鉛めっき層が形成されたものである。溶融亜鉛めっき層の付着量は特に限定しないが、鋼板の耐食性の観点から、２０ｇ／ｍ^２以上であることが望ましく、経済性の観点から、１５０ｇ／ｍ^２以下であることが望ましい。

さらにこの溶融亜鉛めっき層は、Ｚｎ−Ｆｅ合金主体の合金化層（合金化溶融亜鉛めっき層）であってもよい。Ｚｎ−Ｆｅ合金主体の合金化層（合金化溶融亜鉛めっき層）は、溶融亜鉛めっきによって母材鋼板の表面にＺｎめっき層を形成した後、Ｚｎの融点以上の温度に再加熱して、母材鋼板中のＦｅをめっき層中に拡散させる合金化処理を行なって形成される。この場合、合金化溶融亜鉛めっき層におけるＦｅの平均含有量は、８．０〜１２．０質量％の範囲内が好ましい。また溶融亜鉛めっき層は、Ｚｎ、Ｆｅのほか、少量のＰｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｂｅ、Ｂｉ、Ｓｒ、Ｉ、Ｃｓ、ＲＥＭの１種または２種以上を含有していても本発明の効果は損なわれない。また、その量によっては、鋼板の耐食性や加工性が改善される等、好ましい場合もある。

次に本実施形態の高強度溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法の一例について説明する。

〔スラブの鋳造〕
先ず、前述の母材鋼板について規定した化学成分（組成）を有するスラブを、連続鋳造や、薄スラブキャスターなどの常法に従って鋳造し、そのスラブを熱間圧延する。なお、本実施形態の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法は、鋳造後に直ちに熱間圧延を行う連続鋳造−直接圧延（ＣＣ−ＤＲ）のようなプロセスにも適している。

〔スラブの加熱〕
得られたスラブを、熱間圧延のために１０８０℃以上、好ましくは１１８０℃以上の温度に加熱する。鋳造に起因する結晶方位の異方性を抑制するため、スラブの加熱温度は１０８０℃以上、好ましくは１１８０℃以上とする必要がある。さらに、このような観点から、スラブ加熱温度は、１２００℃以上とするのがより好ましい。スラブ加熱温度の上限は特に定めないが、１３００℃を超えて加熱するには多量のエネルギーを投入する必要があることから、スラブ加熱温度は１３００℃以下とすることが好ましい。

〔熱間圧延〕
スラブを加熱後、熱間圧延を行う。熱間にて圧延する際には、高温では介在物の硬度が低くなる。このため、高温で過度の圧下を施せば介在物が一方向に伸長して、鋼板における耐遅れ破壊特性が劣化するとともに、その異方性も大きくなる。これを避けるため、熱間圧延は、下記の式１を満たす範囲で行う。なお式１において、熱間圧延のＮは圧延の全パス数を表す。また、Σの中は熱間圧延におけるｉ番目のパスに対する式であり、ｉはパスの番号（ｉ＝１〜Ｎ）、ＴＰ_ｉはｉ番目のパスにおける圧延温度（℃）、ｒ_ｉはｉ番目のパスにおける圧下率（−）をそれぞれ表す。バスの番号ｉの値は、時間的に早いパスである程、小さい値となる。

式１は、圧延による介在物の伸長の程度を評価するための式である。式１の値が小さい程、介在物は等方的に伸張し、無害化されることを表す。式１の指数項は鋼板の鉄部と介在物との間におけるひずみの分配に関する項である。この指数項の値が大きい程、介在物にひずみが入り易くなり、介在物は一方向に伸張しやすいことを表す。式１の{１／（1543−ＴＰ_ｉ）−1.00×10^−３}の項は、介在物の柔らかさに関する項である。この項の値が大きい程、介在物は柔らかく、一方向に伸張しやすいことを表す。
そこで、本実施形態では、式１の値が１．００以下となるように、各パスにおける圧下量および圧延温度を制御する。これにより、介在物の過度の伸長を防止することができるので、鋼板における耐遅れ破壊特性として充分に良好な特性を得るとともに、耐遅れ破壊特性の異方性の増大を防止することができる。介在物の伸長を確実に抑制するには、式１の値を０．９０以下とすることが好ましく、さらに０．８０以下とすることがより好ましい。

一方、式１の値が０．１０を下回れば、低温域で過度の圧延を行うことになり、鋼板中のオーステナイトの集合組織に強い異方性が生じてしまう。オーステナイトに強い異方性が生じれば、冷却後の熱延コイルのみならず、冷間圧延および焼鈍後の鋼板における各種変態組織にも強い異方性が引き継がれることから、鋼板における耐遅れ破壊特性の異方性が生じる。この観点から、式１の値は０．１０以上とする必要がある。鋼板における耐遅れ破壊特性の異方性をより低減するには、式１の値を０．２０以上とすることが好ましく、０．３０以上とすることがさらに好ましい。
熱間圧延終了温度は、８５０〜９８０℃、好ましくは８５０〜９５０℃の範囲内とする。熱間圧延終了温度が８５０℃未満では、オーステナイトに強い異方性が生じ、製品板の集合組織を強め、鋼板における耐遅れ破壊特性の異方性が助長される。一方、熱間圧延終了温度が９８０℃を越えれば、式１の値を１．００以下に制限することが困難となり、その結果、介在物が一方向に伸張し、鋼板における耐遅れ破壊特性の異方性が助長される。

〔熱間圧延後、一次冷却まで〕
熱間圧延終了後には、熱延鋼板を急速冷却してコイルに巻き取る。この急速冷却（一次冷却）の開始までの時間、および急速冷却（一次冷却）の条件は、鋼板の異方性に影響を与えるから、これらを適切に制御する必要がある。すなわち、熱間圧延終了後から冷却開始までの経過時間を１．０秒以上として、５℃／秒以上５０℃／秒以下の冷却速度で冷却（一次冷却）し、５００〜６５０℃の範囲内の温度でその一次冷却を停止させる。これらの限定理由は次の通りである。

すなわち、熱間圧延した直後においては、鋼板中のオーステナイトの集合組織は加工によって強い異方性を有している。この異方性を低減するためには、熱間圧延終了後、一次冷却を開始するまでの間に、オーステナイトの再結晶を進めておく必要がある。この観点から、熱間圧延終了から冷却を開始するまでの時間を１．０秒以上と規定している。オーステナイトの再結晶をさらに進めるには、１．５秒以上とすることが好ましく、２．０秒以上とすることがより好ましい。当該時間の上限は特に設けないが、２０秒を超える長時間の経過後に冷却を開始させるためには、熱間圧延後に鋼板を滞留させるための充分なスペースが必要となり、設備の大幅な大型化が必要となって、コスト上好ましくない。このことから、当該時間は２０秒以下とすることが好ましい。コストの観点からは、１５秒以下とすることがさらに好ましい。

〔一次冷却〕
熱間圧延完了後には、熱延鋼板をコイルに巻取るため、熱延鋼板を適切な温度まで、前述のように急速冷却（一次冷却）する。具体的には、５０℃／秒以下（好ましくは５℃／秒以上）の冷却速度で熱延鋼板を冷却（一次冷却）し、５００〜６５０℃の範囲内の温度でその一次冷却を停止させる。
この一次冷却の冷却速度が過度に大きければ、熱延コイルにおける各種変態組織の異方性が強まることから、圧延完了後の一次冷却における平均冷却速度を５０℃／秒以下とする。ここで、平均冷却速度は、対象となる区間（ここでは一次冷却工程）の開始時の温度と終了時の温度との差分の絶対値を、当該区間の所要時間で除した値である。一次冷却の平均冷却速度は、小さいほど熱延コイルにおける異方性が弱まることから、４２℃／秒以下とすることが好ましく、３５℃／秒以下とすることがより好ましい。一次冷却における平均冷却速度の下限は特に限定しないが、５℃／秒未満の冷却速度で巻取り温度まで充分に冷却するには長大な設備が必要となり、コスト上好ましくない。このことから、一次冷却の平均冷却速度は５℃／秒以上とすることが好ましく、さらに１０℃／秒以上とすることがより好ましい。

一次冷却における冷却停止温度は、熱延鋼板をコイルに巻き取る工程中の組織変態に影響を与える。すなわち、熱延鋼板をコイルとして巻き取る工程（二次冷却に相当）において、熱延鋼板内にパーライトおよび／または長径が１μｍを超える粗大なセメンタイトを生成させることにより、冷間圧延後の焼鈍工程において、各種変態組織の集合組織および形態をランダム化して、異方性を低減することが可能となる。パーライトおよび／または粗大なセメンタイトを生成させるため、熱間圧延後の一次冷却の冷却停止温度は５００℃以上とする。鋼板の異方性を充分に低減するには、一次冷却の冷却停止温度は５３０℃以上が好ましく、５５０℃以上がより好ましい。一方、一次冷却の冷却停止温度を高め過ぎれば、鋼板の表層部のスケール層が過度に厚くなり、表面品位を損なうことから、一次冷却の冷却停止温度を６５０℃以下とする必要がある。この観点からは、一次冷却の冷却停止温度は６３０℃以下とすることが好ましい。

〔コイル巻取り／二次冷却〕
前述のようにして、一次冷却した熱延鋼板を、引き続きコイルとして巻き取る工程では、一次冷却の停止から４００℃までの経過時間が１時間以上となるように徐冷する（二次冷却工程）。すなわち、パーライトおよび／または粗大なセメンタイトを充分に生成させ、鋼板における耐遅れ破壊特性の異方性を減じるには、一次冷却工程での急速冷却の停止後、セメンタイトの生成する温度域において充分な時間停留させる必要がある。このため、一次冷却工程の急冷停止から４００℃までの経過時間が１．０時間以上となるように一次冷却した熱延鋼板を徐冷する（二次冷却）。当該経過時間は２．０時間以上とすることが好ましく、３．０時間以上とすることがより好ましい。当該経過時間の上限は特に設けないが、２４．０時間を超えて停留させるには特殊な設備が必要となり、コスト上好ましくないことから、当該経過時間は２４．０時間以下とすることが好ましい。なおここで、上記の二次冷却は、巻取り工程と重なるのが通常であるが、上記の経過期間は、巻取り後のコイルの放置期間まで含んでも良いことはもちろんである。さらに二次冷却工程の徐冷とは、上記の経過期間内の一部の期間で、一定温度になるまで一次冷却した熱延鋼板を滞留させる場合を含むことはもちろんである。

〔冷間圧延〕
前述のようにして熱延コイルとして巻き取られた鋼板に対しては、その後に冷間圧延を施す。
冷間圧延は、その合計の圧下率が３０％以上７５％以下となるように行う。冷間圧延は複数のパスで行うことが好ましく、圧延のパス数や各パスへの圧下率の配分は問わない。冷間圧延の合計の圧下率が３０％を下回れば、鋼板に充分なひずみが蓄積されず、その後の焼鈍工程において再結晶が充分に進まず、加工ままの組織が残る。その結果、鋼板の集合組織およびフェライト結晶粒の異方性が強くなって、鋼板における耐遅れ破壊特性の異方性が生じる。鋼板に充分にひずみを蓄積させためには、冷間圧延の圧下率の合計は３３％以上とすることが好ましく、３６％以上とすることがさらに好ましい。一方、冷間圧延の圧下率の合計が７５％を超えれば、フェライトの再結晶集合組織が強まり、鋼板における耐遅れ破壊特性の異方性が生じる。このため、冷間圧延の圧下率の合計を７５％以下とすることが好ましい。この観点から、冷間圧延の圧下率の合計は６５％以下とすることが好ましく、６０％以下とすることがさらに好ましい。

〔焼鈍〕
次に、上述のようにして得られた冷延鋼板（母材鋼板）に、焼鈍処理を施す。この焼鈍工程中における最高加熱温度到達後の冷却過程には、鋼板表面に対する溶融亜鉛めっき処理（場合によってはさらにめっき層の合金化処理）を組み入れることが望ましい。すなわち、焼鈍工程を実施するための設備としては、予熱帯、還元帯、およびめっき帯を有する連続焼鈍めっきラインを用いることが好ましい。そこで以下では、このような連続焼鈍めっきラインを用いて、焼鈍後の冷却過程にめっき関係の工程を組み入れた連続処理を行う場合を例として説明する。

焼鈍工程は、６００〜７５０℃の範囲内での平均昇温速度が、２０℃／ｓｅｃ以下となるように昇温して７５０℃以上の温度に加熱し、７５０〜６５０℃の範囲内での平均冷却速度が、１．０〜１５．０℃／秒となるように冷却する（第一冷却）こととする。ここで、平均昇温速度は、対象となる区間（ここでは、予熱帯の区間）の開始時の温度と終了時の温度との差分の絶対値を、当該区間の所要時間で除した値である。なお、平均冷却速度は、前述した通りである。
ここで、連続焼鈍めっきラインにおいては、まず、上記の６００〜７５０℃の範囲内における２０℃／ｓｅｃ以下の平均昇温速度での昇温を含む昇温過程を予熱帯で行なう。これに引き続き還元帯で、母材鋼板の温度を焼鈍の最高加熱温度（７５０℃以上）に到達させる。その後、めっき帯に至るまでの間の冷却過程中で、第一冷却として上記の７５０〜６５０℃の範囲内における１．０〜１５．０℃／秒の平均冷却速度での冷却を行なう。
これらの焼鈍条件について次に説明する。

焼鈍工程における母材鋼板の昇温速度は、母材鋼板内での再結晶の挙動に影響を与える。特に６００〜７５０℃における昇温速度は重要であり、この間の平均昇温速度を２０℃／秒以下とすることによって充分に再結晶を進めることができる。これにより、集合組織、フェライト結晶粒および島状硬質組織を等方的にするとともに、母材鋼板の延性を劣化させる原因となる未再結晶フェライトを減少させることができる。さらに未再結晶フェライトを減少させて母材鋼板の延性を向上するため、６００〜７５０℃における平均昇温速度は、１５℃／秒以下とすることが好ましく、１２℃／秒以下とすることがより好ましい。平均昇温速度の下限は特に限定しないが、０．５℃／秒以下の平均昇温速度にすると、母材鋼板の生産性が著しく低下するため、平均昇温速度は０．５℃／秒以上とすることが好ましい。

またここで、焼鈍工程での昇温過程は、連続焼鈍めっきライン中の予熱帯で行なわれる。その予熱帯の少なくとも一部は、酸化処理ゾーンとする。そして、その酸化処理ゾーンにおいて、母材鋼板の表層部に適切な厚さのＦｅ酸化被膜を形成するための酸化処理を行うことが望ましい。すなわち、その後の還元帯での加熱により鋼板の表層部に脱炭層を形成する段階の前処理として、予熱帯の少なくとも一部の酸化処理ゾーンにおいて適切な厚さのＦｅ酸化被膜を母材鋼板の表層部に形成しておくことが望ましい。その場合、酸化処理ゾーンを通過する際の鋼板温度は４００〜８００℃とし、且つ、空気比（予熱バーナーに用いる空気と燃焼ガスとの混合ガスであって単位体積の混合ガスに含まれる空気の体積を、単位体積の当該混合ガスに含まれる燃焼ガスを完全燃焼させるために理論上必要となる空気の体積で除した値（＝［単位体積の混合ガスに含まれる空気の体積］÷［単位体積の混合ガスに含まれる燃焼ガスを完全燃焼させるために理論上必要となる空気の体積］）を０．７〜１．２とした条件で予熱を行う。これにより、母材鋼板の表層部に０．０１〜２０μｍの厚さのＦｅ酸化被膜を形成することが望ましい。

ここで酸化処理ゾーンでの前記空気比が１．２を越えれば、酸化被膜が過度に成長して、その後の還元帯で脱炭層が過度に成長するおそれがある。さらに、還元帯で酸化被膜を還元しきれずに、鋼板の表層部に酸化被膜が残留して、めっき性が低下するおそれがある。一方、前記空気比が０．７未満では、母材鋼板の表層部に酸化被膜が充分に生成されない。ここで、予熱帯の酸化処理ゾーンで母材鋼板の表層部に生成される酸化被膜は、その後の還元帯で形成される脱炭層中のＳｉおよび／またはＭｎを含む酸化物の酸素供給源として機能する。したがって、母材鋼板の表層部に酸化被膜が充分に生成されなければ、既に述べたような高密度で酸化物が分散する脱炭層が得られなくなるおそれがある。
また、予熱帯の酸化処理ゾーンを通過する際の鋼板の温度が４００℃未満では、充分な酸化被膜を母材鋼板の表層部に形成することができない。一方、予熱帯の酸化処理ゾーンを通過する際の母材鋼板の温度が８００℃を越える高温では、母材鋼板の表層部に酸化被膜が過度に成長するため、脱炭層の厚さを所定の範囲に収めることが困難となる。

焼鈍工程における母材鋼板の最高加熱温度は７５０℃以上とするが、その理由は次の通りである。
すなわち、焼鈍工程における母材鋼板の最高加熱温度が低ければ、粗大なセメンタイトが溶け残り、母材鋼板の延性が著しく劣化する。セメンタイトを充分に固溶させ、母材鋼板の延性を確保するため、母材鋼板の最高加熱温度は７５０℃以上とし、７６０℃以上とすることが好ましい。母材鋼板の最高加熱温度の上限は特に設けないが、１０００℃を超えて加熱すれば、鋼板表面の品位を著しく損ない、めっきの濡れ性を劣化させる。このことから、母材鋼板の最高加熱温度は１０００℃以下とすることが好ましく、９５０℃以下とすることがより好ましい。

また、連続焼鈍めっきライン内の還元帯において、焼鈍工程での母材鋼板の温度を最高加熱温度に到達させることが望ましい。還元帯では、予熱帯の酸化処理ゾーンで生成されたＦｅ酸化被膜を還元して、脱炭層を形成するとともに、その脱炭層（表層）を、適度にＳｉおよび／またはＭｎを含む酸化物が分散した組織とすることができる。還元帯の雰囲気は、水蒸気分圧Ｐ（Ｈ_２Ｏ）を水素分圧Ｐ（Ｈ_２）で除した値である分圧比Ｐ（Ｈ_２Ｏ）／Ｐ（Ｈ_２）の値が０．０００１〜２．００の範囲内の雰囲気とすることが望ましい。上記分圧比Ｐ（Ｈ_２Ｏ）／Ｐ（Ｈ_２）が０．０００１未満では、Ｓｉおよび／またはＭｎを含む酸化物は母材鋼板の最表面層のみに形成され、脱炭層の内部にＳｉおよび／またはＭｎを含む酸化物を適度に分散させることが困難となる。一方、上記分圧比Ｐ（Ｈ_２Ｏ）／Ｐ（Ｈ_２）が２．００を越えれば、脱炭が過度に進行して、脱炭層の厚みを所定の範囲内に制御できなくなるおそれがある。なお、上記分圧比Ｐ（Ｈ_２Ｏ）／Ｐ（Ｈ_２）は、０．００１〜１．５０の範囲とすることがより好ましく、０．００２〜１．２０の範囲とすることがさらに好ましい。

焼鈍工程における母材鋼板の最高加熱温度からの冷却過程は、母材鋼板に充分なフェライトを生成させるために重要である。そこで、この冷却過程における７５０〜６５０℃の範囲内での冷却（第一冷却工程）の平均冷却速度が、１．０〜１５．０℃／秒となるように冷却する必要がある。すなわち、７５０℃から６５０℃は、母材鋼板にフェライトが生成される温度域である。したがって、その温度域における第一冷却の平均冷却速度を１．０℃／秒以上１５℃／秒以下とすることによって、充分な量のフェライトを母材鋼板に生成させることができる。第一冷却の平均冷却速度が１５℃／秒を超えれば、充分な量のフェライトが得られないことがあり、母材鋼板の延性が劣化してしまう。一方、第一冷却の平均冷却速度が１．０℃／秒を下回れば、母材鋼板にフェライトが過度に生成されたり、パーライトが生成されたりするなどして、充分な量の硬質組織が得られない。その結果、母材鋼板の強度が劣化する。

さらに、焼鈍工程の冷却過程における、母材鋼板の温度が、６５０℃から、めっき浴進入のために冷却を停止する温度になるまでの冷却（第二冷却工程）における平均冷却速度は３．０℃／秒以上とすることが好ましい。これは、硬質組織への変態温度をより低下させることにより、結晶方位がよりランダムな硬質組織を得るためである。この観点から、第二冷却の平均冷却速度は５．０℃／秒以上とすることがより好ましい。特に第二冷却の平均冷却速度の上限は設けないが、２００℃／秒以上の平均冷却速度とするには特殊な冷却設備が必要となるため、２００℃／秒以下とすることが好ましい。
本実施形態では、熱延工程での加熱後の圧延である粗圧延・仕上げ圧延、冷却工程、及び巻き取り工程での鋼板の歪付与と温度履歴付与、並びに、それにひき続く冷間圧延工程及び焼鈍工程での鋼板の歪付与と温度履歴付与により、集合組織が等方化する。その結果、再結晶及び結晶成長の速度も等方化して、フェライトと硬質組織の粒径の圧延方向と板幅方向の比（ｄ（ＲＤ）／ｄ（ＴＤ））が０．７５〜１．３３となる。

〔溶融亜鉛めっき〕
続いて、母材鋼板をめっき帯の溶融亜鉛めっき浴に浸漬して、溶融亜鉛めっきを行なう。めっき浴の組成は、亜鉛を主体とする。さらに、めっき浴中の全Ａｌ量から全Ｆｅ量を引いた値である有効Ａｌ量を０．０１〜０．１８質量％の範囲内とすることが好ましい。特に、めっき後に合金化処理を施す場合は、めっき層の合金化の進行を制御するため、めっき浴中の有効Ａｌ量を０．０７〜０．１２質量％の範囲内とすることが好ましい。
また、めっき層を合金化しない場合は、めっき浴中の有効Ａｌ量は０．１８〜０．３０質量％の範囲であっても問題ない。

また、亜鉛めっき浴中にＰｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｂｅ、Ｂｉ、Ｓｒ、Ｉ、Ｃｓ、Ｓｒ、ＲＥＭの１種または２種以上が混入されていても本発明の効果を損なわない。その量によっては耐食性や加工性が改善される等好ましい場合もある。

めっき浴の温度は４５０℃〜４７０℃とすることが好ましい。めっき浴の温度が４５０℃未満では、めっき浴の粘度が過度に高まり、めっき層の厚さを制御することが困難となり、鋼板の外観を損なう。一方、めっき浴の温度が４７０℃を超えると多量のヒュームが発生し、安全に製造することが困難となるため、めっき浴温度は４７０℃以下であることが好ましい。また、鋼板がめっき浴に進入する際の鋼板の温度が４３０℃を下回ると、めっき浴の温度を４５０℃以上に安定させるためにめっき浴に多量の熱量を与える必要が生じるため、実用上好ましくない。一方、鋼板がめっき浴に進入する際の鋼板温度が４９０℃を上回ると、めっき浴の温度を４７０℃以下に安定させるためにめっき浴から多量の熱量を抜熱する設備を導入する必要があり、製造コストの点で好ましくない。よって、めっき浴の浴温を安定させるため、めっき浴への鋼板の進入温度は４３０℃〜４９０℃とすることが好ましい。

〔ベイナイト変態処理〕
さらに、めっき浴へ浸漬する前あるいは浸漬した後に、鋼板の強度や延性などの向上のためにベイナイト変態を進めることを目的として、３００〜４７０℃の範囲内の温度に鋼板を２０〜１０００秒滞留させる処理（ベイナイト変態処理）を行ってもよい。また、めっき後に合金化処理を行なう場合、ベイナイト変態処理は、合金化処理の前に行なっても後に行なっても構わない。

但し、ベイナイト変態処理は、母材鋼板中の最終的な残留オーステナイトの割合に影響を与える。一方、本実施形態では、母材鋼板の残留オーステナイトを少量に規制している。そこでベイナイト変態処理を行うタイミングは、ベイナイト処理が残留オーステナイト量に与える影響を考慮して適切に選定することが望ましい。

すなわち、ベイナイト変態処理を４３０℃以下（３００℃以上）の温度で行なった場合、ベイナイト変態の進行に伴って、未変態のオーステナイトへ多量の炭素が濃化し、その後に室温まで冷却した際に母材鋼板に残る残留オーステナイトの体積分率が大きくなってしまう場合がある。一方、オーステナイト中の固溶炭素量は、ベイナイト変態を起こした温度より高い温度に再加熱することによって減少する。そして、ベイナイト変態処理を、母材鋼板がめっき浴に浸漬される前の段階で行なっておけば、その後のめっき浴浸漬時に鋼板がめっき浴の温度まで再加熱されることによって、未変態のオーステナイトにおける固溶炭素量を低減させ、その後に室温まで冷却した際に母材鋼板中に残る残留オーステナイトの量を低減することができる。このような観点から、ベイナイト変態処理は、母材鋼板のめっき浴への浸漬前に行うことが好ましい。この場合、ベイナイト変態処理温度は、３００〜４７０℃の範囲内であれば、４３０℃を超える温度域に限定されることはない。

一方、めっき浴浸漬後にベイナイト変態処理を行う場合には、残留オーステナイトが過剰とならないように、ベイナイト変態処理を、４３０℃を超え、４７０℃以下の温度域で行なうことが適当である。
なお、ベイナイト変態処理温度（３００〜４７０℃）は、母材鋼板のめっき浴への進入温度（通常は４３０〜４９０℃）よりも低いことが多い。そこで、母材鋼板をめっき浴に浸漬させる前の段階でベイナイト変態処理を行なう場合には、ベイナイト変態処理に引き続いて母材鋼板を再加熱し、その後に母材鋼板をめっき浴中に進入させることが望ましい。

〔めっき層の合金化処理〕
めっき浴への浸漬後には、めっき層の合金化処理を行ってもよい。合金化処理温度が４７０℃未満ではめっき層の合金化が充分に進まない。このため、合金化処理温度は４７０℃以上とすることが好ましい。また、合金化処理温度が６２０℃を超えれば、粗大なセメンタイトが生成して、鋼板の強度が著しく低下する。このことから、合金化処理温度は６２０℃以下とすることが好ましい。このような観点から、合金化処理温度は４８０〜６００℃とすることがより好ましく、４９０〜５８０℃とすることがさらに好ましい。

合金化処理時間は、充分にめっき層の合金化を進めるため、２秒以上とすることが好ましいく、５秒以上がより好ましい。一方、合金化処理時間が２００秒を超えれば、めっき層が過度に合金化され、特性が劣化する懸念があることから、合金化処理時間は２００秒以下とすることが好ましく、１００秒以下とすることがより好ましい。
なお、合金化処理は母材鋼板のめっき浴への浸漬後に直ちに行うことが好ましいが、母材鋼板の浸漬後に母材鋼板の温度を一旦１５０℃以下まで下げてから、合金化処理温度まで再加熱してもよい。

〔めっき後の冷却（第三冷却工程）〕
溶融亜鉛めっき後（溶融亜鉛めっき後に直ちに合金化処理を施す場合には合金化処理後）の冷却過程において、１５０℃以下の温度域まで冷却する際の冷却工程（第三冷却工程）での鋼板の平均冷却速度が０．５℃／秒を下回れば、粗大なセメンタイトが生成されて、鋼板の強度および／または延性が劣化する懸念がある。このから、その第三冷却工程での鋼板の平均冷却速度は０．５℃／秒以上とすることが好ましく、また１．０℃／秒以上とすることがより好ましい。

また、溶融亜鉛めっき後（溶融亜鉛めっき後に直ちに合金化処理を施す場合には合金化処理後）の第三冷却工程の冷却途中もしくは冷却後には、マルテンサイトを焼戻すことを目的として再加熱処理を行っても構わない。再加熱する際の加熱温度は、２００℃未満では充分に焼戻しが進まないため、２００℃以上とすることが好ましい。また、加熱温度が６２０℃を超えると鋼板の強度が著しく劣化するため、加熱温度は６２０℃以下とすることが好ましく、５５０℃以下とすることがより好ましい。

さらに、室温まで冷却した高強度溶融亜鉛めっき鋼板に対しては、その形状の矯正のために圧下率３．００％以下の冷間圧延（矯正圧延）を施しても良い。

また、上述した方法により得られた高強度溶融亜鉛めっき鋼板に対してリン酸系皮膜形成処理を施して、リン酸化物および／またはリンを含有する複合酸化物からなる皮膜を形成しても良い。リン酸化物および／またはリンを含む複合酸化物からなる皮膜は、高強度溶融亜鉛めっき鋼板を加工する際に潤滑剤として機能させることができ、母材鋼板の表面に形成しためっき層を保護することができる。

以上説明した本実施形態によれば、高強度鋼板を母材として用いた溶融亜鉛めっき鋼板として、延性および強度を損なうことなく、耐遅れ破壊特性が優れ、しかも薄板でも耐遅れ破壊特性の異方性（特に板面（圧延面）と平行な面内における耐遅れ破壊特性の異方性（面内異方性））が小さい高強度溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。したがって、高強度溶融亜鉛めっき鋼板を、薄板として高負荷が作用する部材として使用するにあたっても、高い安全性を確保することができるとともに、設計上や加工上の制約を受けるおそれが少なく、そのため設計や加工の自由度を高めて高強度溶融亜鉛めっき鋼板の適用範囲を拡大することができる。
なお、前述した実施形態は、何れも本発明を実施するにあたっての具体化の例を示したものに過ぎず、これらによって本発明の技術的範囲が限定的に解釈されてはならないものである。すなわち、本発明はその技術思想、又はその主要な特徴から逸脱することなく、様々な形で実施することができる。

以下、本発明について実施例によって具体的に説明する。なお、以下の実施例は、本発明による具体的な効果を示すためのものであって、実施例に記載された条件が本発明の技術的範囲を限定するものでないことはもちろんである。

表１〜表２に示す化学成分Ａ〜Ｚ、ＡＡ〜ＡＧを有するスラブを常法にしたがって鋳造する。鋳造後直ちに表３〜表７の実験例１〜１２３に示す各条件でスラブに対して加熱と、熱間圧延とをこの順で行ない、冷却（一次冷却、二次冷却）を行なって熱延鋼板をコイルに巻取る。その後、熱延鋼板に対して冷間圧延を施して、板厚１．４ｍｍの冷延鋼板に仕上げた。
得られた各実験例１〜１２８の冷延鋼板について、連続焼鈍めっきラインを用いて、表８〜表１２に示す各条件で焼鈍（最高加熱温度まで加熱後、第一冷却、第二冷却で冷却）し、引き続き溶融亜鉛めっきを施し、その後、第三冷却として１５０℃以下の温度まで冷却した。なお、連続焼鈍めっきラインとしては、予熱帯、還元帯、めっき帯（溶融亜鉛めっき炉）を有するものを用いた。

また実験例１〜１２８のうち、一部の例（鋼種ＧＡ）では、連続焼鈍めっきラインにおける溶融亜鉛めっき炉の下流側に合金化炉を配置しておき、溶融亜鉛めっき後にめっき層の合金化処理を行った。それ以外の鋼種（鋼種ＧＩ）は、溶融亜鉛めっき後にめっき層の合金化処理を行なわないか、合金化処理温度を４７０℃未満として、めっき層が合金化していない溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）とした。
さらに、実験例１〜１２８のうち、一部の例では、焼鈍工程における第二冷却に引き続きベイナイト変態処理（３００〜４７０℃での滞留処理）を行い、その後に母材鋼板をめっき帯のめっき炉に進入させた。但し、ベイナイト変態処理を行なった例のうちの実験例６０では、溶融亜鉛めっき後にベイナイト変態処理を実施した。なお、ベイナイト変態処理を行ってから母材鋼板をめっき浴に進入させた例では、ベイナイト変態処理（滞留処理）に引き続き、母材鋼板を若干再加熱してから、めっき浴に進入させた。
また、実験例１〜１２８のうち、一部の例では、めっき後（合金化処理を施した場合は合金化処理後）に第三冷却として１５０℃以下の温度まで溶融亜鉛めっき鋼板（合金化溶融亜鉛めっき鋼板を含む）を冷却した後、焼き戻し工程を実施した。
同様に、実験例１〜１２８のうち、一部の例では、めっき後（合金化処理を施した場合は合金化処理後）に第三冷却として１５０℃以下の温度まで溶融亜鉛めっき鋼板（合金化溶融亜鉛めっき鋼板を含む）を冷却した後、冷却後の溶融亜鉛めっき鋼板（合金化溶融亜鉛めっき鋼板を含む）に対して冷間で矯正圧延を施した。

得られた各実験例１〜１２８の溶融亜鉛めっき鋼板（合金化溶融亜鉛めっき鋼板を含む）について、母材鋼板のミクロ組織（各相の体積分率、フェライト相に占める未再結晶フェライトの体積分率、フェライトの圧延方向粒径／板幅方向粒径の比ｄ（ＲＤ）／ｄ（ＴＤ）、島状の硬質組織の圧延方向長さ／板幅方向長さの比Ｌ（ＲＤ）／Ｌ（ＴＤ）、ＢＣＣ鉄のＸ線ランダム強度比）、母材鋼板の表層（脱炭層）の厚さ、母材鋼板の表層（脱炭層）中の酸化物の密度およびサイズ（平均粒子径）を、それぞれ既に述べた方法によって測定した。それらの結果を、表１３〜表２１中に示す。

さらに、各実験例１〜１２８の溶融亜鉛めっき鋼板についてその性能評価として、外観検査、引張試験、めっき剥離試験を行ない、さらに耐遅れ破壊特性評価として塩水噴霧試験を行なうとともに、耐遅れ破壊特性の異方性評価として、圧延方向限界拡散性水素量と圧延幅方向限界拡散性水素量の比を調べた。それらの結果を表１３〜表２１中に示す。
なお各評価試験の方法は次の通りである。

「外観検査」
上記手順で作製した溶融亜鉛めっき鋼板（合金化溶融亜鉛めっき鋼板を含む）について、その外観の検査を行った。この際、鋼板表面の外観について、目視で不めっきの発生状況を目視判断し、結果を表１３〜２１中に「○」、「×」で示した。なお、表１３〜２１中に示す「×」は、直径０．５ｍｍ以上の不めっきが観察され、外観上の許容範囲を逸脱した鋼板であり、「○」は、それ以外の、実用上許容しうる外観を有する鋼板である。

「めっき剥離試験」
上記手順で作製した鋼板について、非特許文献２に記載されているようにして、鋼板に圧縮応力が加わる加工時におけるめっき密着性を評価する、めっき剥離試験を行った。具体的には、各鋼板を用いて、ＪＩＳ
Ｚ ２２４８に記載の金属材料曲げ試験方法に従い、６０°Ｖ曲げ試験を行って試験片を作製した後、試験片の曲げ部の内側にセロハンテープを貼り、そのセロハンテープを引き剥がした。そして、セロハンテープとともに剥離しためっき層の剥離状況からめっき密着性を評価し、結果を表１３〜表２１中に「○」、「×」で示した。ここで表１３〜２１中に示す「×」は、剥離幅が７．０ｍｍ以上で実用上許容しえない鋼板であることを示す。「○」は、それ以外の、実用上許容しうるめっき密着性を有する鋼板であることを示す。

「引張特性」
各実験例の鋼板を加工して、ＪＩＳ
Ｚ ２２０１に記載の５号試験片を得た。得られた試験片について、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に記載の試験方法に沿って、引張強度（ＭＰａ）、全伸び（％）を測定し、また、ＪＩＳ
Ｇ ０２０２に記載の試験方法に沿って降伏強度（ＭＰａ）を測定した。またｎ値（加工硬化指数）は、引張試験の結果から、公称ひずみが３％と７％の点における公称応力を読み取り、公称応力と公称ひずみをそれぞれ真応力σ３％、σ７％と真ひずみε３％、ε７％へ換算し、次式
｛ｎ＝ｌｏｇ（σ７％／σ３％）／ｌｏｇ（ε７％／ε３％）｝
に従って求めた。但し、均一伸びが７％未満の鋼板については、公称ひずみが３％の点と引張応力最大となる点の２点から上記式に従ってｎ値（加工硬化指数）を求めた。

そのほか、耐遅れ破壊特性およびその異方性は、既に述べた方法によって、測定、評価した。

表１３〜表２１から明らかなように、母材鋼板の成分組成が本発明で規定する範囲内でかつ母材鋼板のミクロ組織が本発明で規定する条件を満たし、しかも脱炭層の厚みおよび脱炭層中の酸化物の条件が本発明で規定する範囲内にある本発明の実施例（実験例１〜３、５〜７、９〜１１、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、５３〜３５、５７〜５９、６１〜６３、６５〜６７、６９〜７１、７３〜７５、７７〜７９、８１〜８３、８５〜８７、８９〜９１、９３〜３５、９７〜９９、１０１〜１０３、１０５〜１０７、１０９〜１１１、１１３〜１１５、１１７〜１１９）の溶融亜鉛めっき鋼板では、塩水噴霧試験によって評価される耐遅れ破壊特性が優れるばかりでなく、各方向の限界拡散性水素量の比によって評価される耐遅れ破壊特性の異方性が少なく、しかも高強度を有するとともに、高延性を有しかつｎ値も高くて加工性に優れ、さらには外観品質が良好であるとともに、めっき層の耐剥離性も良好であることが確認された。

これに対して、いずれか一以上の条件が本発明で規定する範囲から外れた比較例では、上記の各性能のうち、一以上の性能が劣っていた。
すなわち、実験例１２１は、Ｃの含有量が小さすぎる母材鋼板を用いた比較例であり、この場合は強度が不充分であった。実験例１２２は、Ｃの含有量が大きすぎる母材鋼板を用いた比較例であり、この場合は耐遅れ破壊特性が劣ってしまった。実験例１２３は、Ｍｎの含有量が小さすぎる母材鋼板を用いた比較例であり、この場合は強度が不充分であった。

実験例１２４はＳｉの含有量が大きすぎる母材鋼板を用いた比較例であり、冷間圧延工程において母材鋼板が破断し、試験を中断した例である。実験例１２５は、Ｓｉの含有量が小さすぎる母材鋼板を用いた比較例であり、この場合は、脱炭層における酸化物密度が小さく、耐遅れ破壊特性が劣ってしまった。実験例１２６は、Ｍｎの含有量が大きすぎる母材鋼板を用いた比較例であり、鋳造が完了してから熱間圧延工程に供するまでの間にスラブが破断し、試験を中断した例である。実施例１２７は、Ａｌの含有量が大きすぎる母材鋼板を用いた比較例であり、連続焼鈍工程において先行する鋼板と溶接した部位が破断し、試験を中断した例である。

上記の実験例１２１〜１２７以外の比較例は、母材鋼板の成分組成は本発明で規定する範囲内となっているが、そのうち先ず実験例４は、熱間圧延条件が式１で規定する範囲から外れた比較例（式１の上限を超える例）であり、この場合は、母材鋼板中の介在物のアスペクト比が大きくなることにより、耐遅れ破壊特性が劣るとともに、耐遅れ破壊特性の異方性も大きくなってしまった。

また実験例８は、めっき層に対する合金化処理の温度が高すぎた比較例であり、この場合は、強度が不足するとともに、めっき層の耐剥離性が劣ってしまった。

実験例１２は、母材鋼板の焼鈍工程の冷却過程における第二冷却工程の平均冷却速度が小さすぎた比較例であり、この場合は、強度が不足してしまった。

実験例１６は、焼鈍工程の還元帯における水蒸気分圧Ｐ（Ｈ_２Ｏ）と水素分圧Ｐ（Ｈ_２）の分圧比Ｐ（Ｈ_２Ｏ）／Ｐ（Ｈ_２）の値が小さすぎた比較例であり、この場合は、脱炭層が実質的に形成されず、そのため耐遅れ破壊特性が劣り、また外観不良となった。

実験例２０は、母材鋼板の焼鈍工程の一次冷却の冷却速度が大きすぎた比較例であり、この場合は、強度が不足してしまった。

実験例２４は、母材鋼板の熱間圧延工程の一次冷却の冷却速度が大きすぎた比較例であり、この場合は、ＢＣＣ鉄のランダム強度比が大きく、結晶粒の偏向の度合いが大きくなることによって、耐遅れ破壊特性の異方性が大きくなってしまった。

実験例２８は、母材鋼板の焼鈍工程の昇温速度が大きすぎた比較例であり、この場合は、フェライト中の未再結晶フェライトが占める割合が多すぎることにより、ｎ値が小さくなり、加工性に劣ってしまった。

実験例３２は、めっき工程におけるめっき後の第三冷却工程での鋼板の平均冷却速度が小さすぎた比較例であり、この場合は、強度が不足した。

実験例３６は、母材鋼板の熱間圧延工程での二次冷却での滞留時間が短すぎた比較例であり、この場合は母材鋼板中の島状の硬質組織が圧延方向に伸びたことにより、耐遅れ破壊特性の異方性が大きくなってしまった。

実験例４０は、母材鋼板の熱間圧延工程での一次冷却の冷却停止温度が高すぎた比較例であり、この場合は外観不良となった。

実験例４４は、母材鋼板の焼鈍工程の昇温速度が大きすぎた比較例であり、この場合は未再結晶フェライトが多くなるとともに、島状の硬質組織が圧延方向に延びた形状となり、しかも結晶の偏向の度合いも大きくなり、これらにより、耐遅れ破壊特性の異方性が大きくなるとともに、ｎ値も小さくなって加工性が劣ることが判明した。

実験例４８は、母材鋼板の製造過程における冷間圧延の圧下率が小さすぎた比較例であり、この場合は未再結晶フェライトが多くなるとともに、島状の硬質組織が圧延方向に延びた形状となり、しかも結晶の偏向の度合いも大きくなることにより、耐遅れ破壊特性の異方性が大きくなるとともに、ｎ値も小さくなって加工性が劣ることが判明した。

実験例５２は、母材鋼板の焼鈍工程の予熱帯の混合ガス比が低すぎた比較例であり、この場合は、脱炭層における酸化物が粗大になると同時に、その密度が過小となることにより、耐遅れ破壊特性が劣ってしまった。

実験例５６は、母材鋼板の熱間圧延工程における熱間圧延完了後、一次冷却開始までの待機時間（停留時間）が短すぎた比較例であり、この場合は、母材鋼板の結晶方位の偏向の度合いが大きくなることにより、耐遅れ破壊特性の異方性も大きくなってしまった。

実験例６０は、溶融亜鉛めっき後にベイナイト変態処理（滞留処理）を行なった比較例であり、この場合は、耐遅れ破壊特性が劣ってしまった。

実験例６４は、前記空気比が高すぎた比較例であり、この場合は、脱炭層の厚みが大きくなりすぎることにより、強度不足を招くとともに、外観不良が生じた。

実験例６８は、母材鋼板の焼鈍工程における最高加熱温度が低すぎた比較例であり、この場合は、オーステナイトへの逆変態が充分に起こらず、過度にフェライトが残留したため、強度が不足し、さらに加工性も悪くなった。

実験例７２は、母材鋼板の焼鈍工程の還元帯における水蒸気分圧Ｐ（Ｈ_２Ｏ）と水素分圧Ｐ（Ｈ_２）の分圧比Ｐ（Ｈ_２Ｏ）／Ｐ（Ｈ_２）の値が大きすぎた比較例であり、この場合は、脱炭層が厚すぎるため、強度不足を招いた。

実験例７６は、母材鋼板の製造時のスラブ加熱温度が低すぎた比較例であり、この場合は、鋼板組織の異方性が大きくなることにより、耐遅れ破壊特性が劣るとともに、耐遅れ破壊特性の異方性も大きくなり、さらに加工性も悪くなった。

実験例８０は、母材鋼板の熱間圧延条件が式１で規定する範囲から外れた比較例（式１の上限を超える例）であり、この場合は、母材鋼板中の介在物のアスペクト比が大きくなることにより、耐遅れ破壊特性の異方性が大きくなってしまった。

実験例８４は、母材鋼板の熱間圧延工程での二次冷却での滞留時間が短すぎた比較例であり、この場合は母材鋼板中の島状硬質組織の形状が圧延方向に伸びるとともに、鋼組織全体の偏向の度合いも大きくなることにより、耐遅れ破壊特性の異方性が大きくなってしまった。

実験例８８は、溶融亜鉛めっきの有効Ａｌ量が多すぎた比較例であり、この場合、外観不良を招いた。

実験例９２は、母材鋼板の焼鈍工程の一次冷却の冷却速度が小さすぎた比較例であり、この場合は、強度が不足してしまった。

実験例９６は、母材鋼板の熱間圧延工程における熱間圧延完了後、一次冷却開始までの待機時間（停留時間）が短すぎた比較例であり、この場合は、母材鋼板の介在物のアスペクト比が大きくなることにより、耐遅れ破壊特性の異方性が大きくなってしまった。

実験例１００は、溶融亜鉛めっき後の合金化処理の時間が長すぎた比較例であり、この場合は、めっき層の耐剥離性が劣ってしまった。

実験例１０４は、母材鋼板の熱間圧延条件が式１で規定する範囲から外れた比較例（式１の下限値未満の例）であり、この場合は、母材鋼板の組織の偏向の度合いが大きくなり、耐遅れ破壊特性の異方性が大きくなってしまった。

実験例１０８は、溶融亜鉛めっきの有効Ａｌ量が少なすぎた比較例であり、この場合は、めっき層の耐剥離性が悪くなった。

実験例１１２は、母材鋼板の熱間圧延工程での一次冷却の冷却停止温度が低すぎた比較例であり、この場合は、鋼板組織の偏向の度合いが大きくなるとともに、島状の硬質組織が圧延方向に伸長することにより、耐遅れ破壊特性の異方性が大きくなった。

実験例１１６は、母材鋼板の熱間圧延条件が式１で規定する範囲から外れた比較例（式１の下限値未満の例）であり、この場合、鋼板組織の偏向の度合いが大きくなることによって、耐遅れ破壊特性の異方性が大きくなった。

実験例１２０は、母材鋼板の製造過程における冷間圧延の圧下率が大きすぎ、鋼板組織の偏向の度合いが大きくなることによって、耐遅れ破壊特性の異方性も大きくなってしまった。
実験例１２８は、酸化処理ゾーンにおける前記空気比が大きすぎるために、脱炭層中の酸化物の密度が過度に高まり、めっきの密着性が極度に劣化したことにより、引張試験と、耐遅れ破壊の特性評価試験を中止した例である。

本発明は、例えば、自動車・建設機械などの構造部材や補強部材のような強度が必要とされる部材のうち、溶融亜鉛めっきが施されかつ曲げ加工などの加工が施され、しかも高い負荷が加わる用途の部材に好適に適用することができ、特に遅れ破壊の発生を回避すべき部材に適用できる。しかしながら、本発明の適用形態はこれらに限定されるものではない。

したがって本発明の要旨とするところは、下記の通りである。
（１）質量％で、
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％、
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼よりなる母材鋼板と、
前記母材鋼板の表面に形成された溶融亜鉛めっき層と、を有し、
前記母材鋼板の表面から、前記母材鋼板の板厚の１／４厚の位置を中心とした１／８厚〜３／８厚の範囲において、前記母材鋼板の組織が、体積分率で４０〜９０％のフェライト相を有するとともに、残留オーステナイト相が、体積分率で５％以下であり、しかも前記フェライト相全体に占める未再結晶フェライトの割合が、体積分率で５０％以下の組織とされ、
前記母材鋼板における前記フェライト相の結晶粒の圧延方向における平均粒径を、板幅方向における平均粒径で除した値である粒径比が０．７５〜１．３３であり、前記フェライト相中に島状に分散する硬質組織の圧延方向における平均長さを、板幅方向における平均長さで除した値である長さ比が０．７５〜１．３３であり、しかも前記母材鋼板に含まれる介在物の平均アスペクト比が１．０〜５．０であり、
前記母材鋼板の表面層が、０．０１〜１０．０μｍの厚みの脱炭層とされており、しかもその脱炭層中における酸化物の平均粒径が３０〜５００ｎｍであり、かつその脱炭層中における酸化物の平均密度が、１．０×１０¹²個／ｍ²〜１．０×１０¹⁶個／ｍ²の範囲内とされており、
前記母材鋼板における、圧延方向での限界拡散性水素量を、板幅方向での限界拡散性水素量で除した値が、０．５〜２．０の範囲内にあり、
前記母材鋼板における、表面から１／４厚の位置のＢＣＣ鉄のＸ線ランダム強度比が、４．０以下であることを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。

（６）前記溶融亜鉛めっき層は合金化処理されたものであることを特徴とする前記（１）に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。

（７）前記（１）〜（６）の何れかに記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、
質量％で、
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％、
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるスラブを１０８０℃以上に加熱して熱間圧延を開始し、熱間圧延開始から熱間圧延終了までの全パス数（−）をＮ、ｉ番目のパスにおける圧延温度（℃）をＴＰｉ、ｉ番目のパスにおける圧下率（−）をｒｉとして、これらが下記の式Ａを満たすように熱間圧延を施して、前記母材鋼板の温度が、８５０〜９８０℃の範囲内の温度のときに熱間圧延を終了させる熱間圧延工程と、
前記熱間圧延終了後から冷却開始までの経過時間を１．０秒以上として、前記熱間圧延された母材鋼板を、５℃／秒以上５０℃／秒以下の冷却速度で一次冷却し、前記母材鋼板の温度が、５００〜６５０℃の範囲内の温度のときにその一次冷却を停止させる一次冷却工程と、
前記一次冷却工程に引き続き、前記母材鋼板の温度が、前記一次冷却を停止したときの温度から４００℃になるまでの経過時間が１時間以上となるように前記母材鋼板を徐冷して二次冷却する二次冷却工程と、
前記二次冷却の後、合計の圧下率を３０〜７５％として前記母材鋼板を冷間圧延する冷間圧延工程と、
前記冷間圧延の後、前記冷間圧延された前記母材鋼板を、６００〜７５０℃の範囲内での平均昇温速度が、２０℃／ｓｅｃ以下となるように昇温して、７５０℃以上の温度に加熱し、続いて７５０〜６５０℃の範囲内での平均冷却速度が、１．０〜１５．０℃／秒となるように前記加熱された前記母材鋼板を冷却する焼鈍工程と、
前記焼鈍工程後の前記母材鋼板の表面に、溶融亜鉛めっきを施すめっき工程と、
を有し、
前記焼鈍工程および前記めっき工程を、予熱帯、還元帯およびめっき帯を有する連続焼鈍めっきラインにより連続的に施すこととし、
しかも、前記予熱帯における少なくとも一部を、加熱のためのバーナーに用いる空気と燃焼ガスとの混合ガスであって単位体積の混合ガスに含まれる空気の体積を、単位体積の当該混合ガスに含まれる燃焼ガスを完全燃焼させるために理論上必要となる空気の体積で除した値である空気比が０．７〜１．２とされた酸化処理ゾーンとして、その酸化処理ゾーンにおいて前記冷間圧延後の前記母材鋼板の表層部に酸化物を生成させ、
次いで、水蒸気分圧を水素分圧で除した値である分圧比Ｐ（Ｈ ₂ Ｏ）／Ｐ（Ｈ ₂ ）が０．０００１〜２．０とされた前記還元帯において、前記酸化物を還元させた後、前記めっき帯において、めっき浴温度：４５０〜４７０℃、めっき浴中における有効Ａｌ量：０．０１〜０．１８質量％とされた溶融亜鉛めっき浴中に、前記母材鋼板の温度が６５０℃からめっき浴進入のために冷却を停止する温度になるまでの平均冷却速度：３．０℃／秒以上の条件と、めっき浴進入時の鋼板温度：４３０〜４９０℃の条件とを満たすように、前記還元帯を通過した前記母材鋼板を浸漬させることにより、当該母材鋼板の表面に溶融亜鉛めっきを施し、
前記溶融亜鉛めっき後の冷却過程において、１５０℃以下の温度域まで冷却する際の冷却工程での前記溶融亜鉛めっき後の鋼板の平均冷却速度を０．５℃／秒以上にすることを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。

（８）前記めっき工程の後、さらに、処理温度が４７０℃以上６２０℃以下で、かつ処理時間が２秒以上２００秒以下の条件で前記溶融亜鉛めっきの層を合金化させるための合金化処理工程を有し、
前記溶融亜鉛めっき後の冷却過程の代わりに、前記合金化処理工程の冷却過程において、１５０℃以下の温度域まで冷却する際の冷却工程での前記溶融亜鉛めっき後の鋼板の平均冷却速度を０．５℃／秒以上にすることを特徴とする前記（７）に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。

（３）前記母材鋼板は、質量％で、さらに、
Ｔｉ： ０．００１〜０．１５０％、
Ｎｂ： ０．００１〜０．１００％、
Ｖ ： ０．００１〜０．３００％、
のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする前記（１）または（２）に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。

（４）前記母材鋼板は、さらに、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、ＲＥＭのうちから選ばれた１種または２種以上を、合計で０．０００１〜０．０１００質量％含有することを特徴とする前記（１）〜（３）の何れかに記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。

（５）前記母材鋼板における、全伸びが３〜７％の範囲内での平均の加工硬化指数（ｎ値）が０．０６０以上であることを特徴とする前記（１）〜（４）の何れかに記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。

（６）前記溶融亜鉛めっき層は合金化処理されたものであることを特徴とする前記（１）〜（５）の何れかに記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。

（７）前記（１）〜（４）の何れかに記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、
前記（１）〜（４）の何れかに記載の成分組成を有するスラブを１０８０℃以上に加熱して熱間圧延を開始し、熱間圧延開始から熱間圧延終了までの全パス数（−）をＮ、ｉ番目のパスにおける圧延温度（℃）をＴＰｉ、ｉ番目のパスにおける圧下率（−）をｒｉとして、これらが下記の式Ａを満たすように熱間圧延を施して、前記母材鋼板の温度が、８５０〜９８０℃の範囲内の温度のときに熱間圧延を終了させる熱間圧延工程と、
前記熱間圧延終了後から冷却開始までの経過時間を１．０秒以上として、前記熱間圧延された母材鋼板を、５℃／秒以上５０℃／秒以下の冷却速度で一次冷却し、前記母材鋼板の温度が、５００〜６５０℃の範囲内の温度のときにその一次冷却を停止させる一次冷却工程と、
前記一次冷却工程に引き続き、前記母材鋼板の温度が、前記一次冷却を停止したときの温度から４００℃になるまでの経過時間が１時間以上となるように前記母材鋼板を徐冷して二次冷却する二次冷却工程と、
前記二次冷却の後、合計の圧下率を３０〜７５％として前記母材鋼板を冷間圧延する冷間圧延工程と、
前記冷間圧延の後、前記冷間圧延された前記母材鋼板を、６００〜７５０℃の範囲内での平均昇温速度が、２０℃／ｓｅｃ以下となるように昇温して、７５０℃以上の温度に加熱し、続いて７５０〜６５０℃の範囲内での平均冷却速度が、１．０〜１５．０℃／秒となるように前記加熱された前記母材鋼板を冷却する焼鈍工程と、
前記焼鈍工程後の前記母材鋼板の表面に、溶融亜鉛めっきを施すめっき工程と、
を有し、
前記焼鈍工程および前記めっき工程を、予熱帯、還元帯およびめっき帯を有する連続焼鈍めっきラインにより連続的に施すこととし、
しかも、前記予熱帯における少なくとも一部を、加熱のためのバーナーに用いる空気と燃焼ガスとの混合ガスであって単位体積の混合ガスに含まれる空気の体積を、単位体積の当該混合ガスに含まれる燃焼ガスを完全燃焼させるために理論上必要となる空気の体積で除した値である空気比が０．７〜１．２とされた酸化処理ゾーンとして、その酸化処理ゾーンにおいて前記冷間圧延後の前記母材鋼板の表層部に酸化物を生成させ、
次いで、水蒸気分圧を水素分圧で除した値である分圧比Ｐ（Ｈ₂Ｏ）／Ｐ（Ｈ₂）が０．０００１〜２．０とされた前記還元帯において、前記酸化物を還元させた後、前記めっき帯において、めっき浴温度：４５０〜４７０℃、めっき浴中における有効Ａｌ量：０．０１〜０．１８質量％とされた溶融亜鉛めっき浴中に、前記母材鋼板の温度が６５０℃からめっき浴進入のために冷却を停止する温度になるまでの平均冷却速度：３．０℃／秒以上の条件と、めっき浴進入時の鋼板温度：４３０〜４９０℃の条件とを満たすように、前記還元帯を通過した前記母材鋼板を浸漬させることにより、当該母材鋼板の表面に溶融亜鉛めっきを施し、
前記溶融亜鉛めっき後の冷却過程において、１５０℃以下の温度域まで冷却する際の冷却工程での前記溶融亜鉛めっき後の鋼板の平均冷却速度を０．５℃／秒以上にすることを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。

（８）前記母材鋼板における、全伸びが３〜７％の範囲内での平均の加工硬化指数（ｎ値）が０．０６０以上であることを特徴とする前記（７）に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（９）前記（６）に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、
前記めっき工程の後、さらに、処理温度が４７０℃以上６２０℃以下で、かつ処理時間が２秒以上２００秒以下の条件で前記溶融亜鉛めっきの層を合金化させるための合金化処理工程を有し、
前記溶融亜鉛めっき後の冷却過程の代わりに、前記合金化処理工程の冷却過程において、１５０℃以下の温度域まで冷却する際の冷却工程での前記溶融亜鉛めっき後の鋼板の平均冷却速度を０．５℃／秒以上にすることを特徴とする前記（７）または（８）に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。

Claims (11)

1. 質量％で、
   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％、
   を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼よりなる母材鋼板と、
   前記母材鋼板の表面に形成された溶融亜鉛めっき層と、を有し、
   前記母材鋼板の表面から、前記母材鋼板の板厚の１／４厚の位置を中心とした１／８厚〜３／８厚の範囲において、前記母材鋼板の組織が、体積分率で４０〜９０％のフェライト相を有するとともに、残留オーステナイト相が、体積分率で５％以下であり、しかも前記フェライト相全体に占める未再結晶フェライトの割合が、体積分率で５０％以下の組織とされ、
   前記母材鋼板における前記フェライト相の結晶粒の圧延方向における平均粒径を、板幅方向における平均粒径で除した値である粒径比が０．７５〜１．３３であり、前記フェライト相中に島状に分散する硬質組織の圧延方向における平均長さを、板幅方向における平均長さで除した値である長さ比が０．７５〜１．３３であり、しかも前記母材鋼板に含まれる介在物の平均アスペクト比が１．０〜５．０であり、
   前記母材鋼板の表面層が、０．０１〜１０．０μｍの厚みの脱炭層とされており、しかもその脱炭層中における酸化物の平均粒径が３０〜５００ｎｍであり、かつその脱炭層中における酸化物の平均密度が、１．０×１０^１２個／ｍ^２〜１．０×１０^１６個／ｍ^２の範囲内とされていることを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
2. 前記母材鋼板は、質量％で、さらに、
   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％、
   のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
3. 前記母材鋼板は、質量％で、さらに、
   Ｔｉ： ０．００１〜０．１５０％、
   Ｎｂ： ０．００１〜０．１００％、
   Ｖ ： ０．００１〜０．３００％、
   のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
4. 前記母材鋼板は、さらに、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、ＲＥＭのうちから選ばれた１種または２種以上を、合計で０．０００１〜０．０１００質量％含有することを特徴とする請求項１に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高級度溶融亜鉛めっき鋼板。
5. 前記母材鋼板における、全伸びが３〜７％の範囲内での平均の加工硬化指数（ｎ値）が０．０６０以上であることを特徴とする請求項１に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
6. 前記母材鋼板における、圧延方向での限界拡散性水素量を、板幅方向での限界拡散性水素量で除した値が、０．５〜１．５の範囲内にあることを特徴とする請求項１に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
7. 前記母材鋼板における、表面から１／４厚の位置のＢＣＣ鉄のＸ線ランダム強度比が、４．０以下であることを特徴とする請求項１に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
8. 前記溶融亜鉛めっき層は合金化処理されたものであることを特徴とする請求項１に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
9. 質量％で、
   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％、
   を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるスラブを１０８０℃以上に加熱して熱間圧延を開始し、熱間圧延開始から熱間圧延終了までの全パス数（−）をＮ、ｉ番目のパスにおける圧延温度（℃）をＴＰ_ｉ、ｉ番目のパスにおける圧下率（−）をｒ_ｉとして、これらが下記の式Ａを満たすように熱間圧延を施して、前記母材鋼板の温度が、８５０〜９８０℃の範囲内の温度のときに熱間圧延を終了させる熱間圧延工程と、
   前記熱間圧延終了後から冷却開始までの経過時間を１．０秒以上として、前記熱間圧延された母材鋼板を、５℃／秒以上５０℃／秒以下の冷却速度で一次冷却し、前記母材鋼板の温度が、５００〜６５０℃の範囲内の温度のときにその一次冷却を停止させる一次冷却工程と、
   前記一次冷却工程に引き続き、前記母材鋼板の温度が、前記一次冷却を停止したときの温度から４００℃になるまでの経過時間が１時間以上となるように前記母材鋼板を徐冷して二次冷却する二次冷却工程と、
   前記二次冷却の後、合計の圧下率を３０〜７５％として前記母材鋼板を冷間圧延する冷間圧延工程と、
   前記冷間圧延の後、前記冷間圧延された前記母材鋼板を、６００〜７５０℃の範囲内での平均昇温速度が、２０℃／ｓｅｃ以下となるように昇温して、７５０℃以上の温度に加熱し、続いて７５０〜６５０℃の範囲内での平均冷却速度が、１．０〜１５．０℃／秒となるように前記加熱された前記母材鋼板を冷却する焼鈍工程と、
   前記焼鈍工程後の前記母材鋼板の表面に、溶融亜鉛めっきを施すめっき工程と、
   を有することを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
   

   
10. 前記焼鈍工程および前記めっき工程を、予熱帯、還元帯およびめっき帯を有する連続焼鈍めっきラインにより連続的に施すこととし、
    しかも、前記予熱帯における少なくとも一部を、加熱のためのバーナーに用いる空気と燃焼ガスとの混合ガスであって単位体積の混合ガスに含まれる空気の体積を、単位体積の当該混合ガスに含まれる燃焼ガスを完全燃焼させるために理論上必要となる空気の体積で除した値である空気比が０．７〜１．２とされた酸化処理ゾーンとして、その酸化処理ゾーンにおいて前記冷間圧延後の前記母材鋼板の表層部に酸化物を生成させ、
    次いで、水蒸気分圧を水素分圧で除した値である分圧比Ｐ（Ｈ_２Ｏ）／Ｐ（Ｈ_２）が０．０００１〜２．０とされた前記還元帯において、前記酸化物を還元させた後、前記めっき帯において、めっき浴温度：４５０〜４７０℃、めっき浴中における有効Ａｌ量：０．０１〜０．１８質量％とされた溶融亜鉛めっき浴中に、めっき浴進入時の鋼板温度：４３０〜４９０℃の条件で、前記還元帯を通過した前記母材鋼板を浸漬させることにより、当該母材鋼板の表面に溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする請求項９に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
11. 前記めっき工程の後、さらに前記溶融亜鉛めっきの層を合金化させるための合金化処理工程を有することを特徴とする請求項９に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。