JPWO2013047821A1 - 焼付硬化性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法 - Google Patents

Abstract

Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｎ、Ｏをそれぞれ含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼であり、母材鋼板における表面から板厚１／４を中心とする１／８厚〜表面から板厚１／４を中心とする３／８厚の範囲において、母材鋼板の組織が、体積分率で３％以上の残留オーステナイト相、５０％以下のフェライト相、及び４０％以上の硬質相を含有し、平均転位密度が５×１０^１３／ｍ^２以上であり、残留オーステナイト相に含まれる固溶Ｃ量が、質量％で０．７０〜１．００％であり、残留オーステナイト相の集合組織のＦＣＣ鉄のＸ線ランダム強度比が３．０以下であり、残留オーステナイト相の圧延方向に対する粒径と板幅方向に対する粒径の比が０．７５〜１．３３であり、母材鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層が形成されて、板厚０．６〜５．０ｍｍとなることを特徴とする。

Description

本発明は、焼付硬化性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法に関する。

近年、自動車等に用いられる鋼板の高強度化に対する要求が高まってきており、引張最大応力９００ＭＰａ以上の高強度鋼板も用いられるようになってきている。一方で、プレス加工等の成形加工時には、優れた成形加工性を発揮することが求められている。しかしながら、強度の向上は成形加工性の劣化を引き起こし易く、両者を満足させることは困難であった。
そこで、近年では延性や穴拡げ性等の加工性と高強度化とを両立させるべく、成形加工後の塗装焼付け処理（焼付硬化処理）による焼付硬化性（ＢＨ性）を利用した鋼板が開発されている。

ここで、焼付硬化とは、鋼板中に固溶状態で残存するＣ(固溶Ｃ)やＮ（固溶Ｎ）が、塗装後の焼付け処理（通常１７０℃前後に加熱し、数十分保持）中に転位に拡散し、この転位を固着することで降伏強度が上昇する現象である。この降伏強度の上昇分が、塗装焼付硬化量（ＢＨ量）であり、ＢＨ量は一般に、固溶Ｃ量又は固溶Ｎ量を増やすことによって増加することが知られている。

特許文献１には、ベイナイト及びマルテンサイトからなる硬質組織を主な組織とし、フェライトの分率を５％以下に制限することで高い焼付硬化量を確保した冷延鋼板が開示されている。

また、特許文献２には、ベイナイトを主な組織とし、ベイナイトとフェライトの硬度比を小さくし、且つそれぞれの組織における硬度の分散を小さくすることで焼付き硬化性、延性、穴拡げ性の向上を図った高強度冷延鋼板が開示されている。

また、特許文献３には、熱延鋼板に冷延を施さずにそのまま焼鈍を行うか、あるいは冷延後に焼鈍を２回行うことで得られる焼戻しマルテンサイト及び／又は焼戻しベイナイトを含む鋼板とすることで加工性および焼付硬化性を向上させる方法が開示されている。

また、特許文献４、５及び６には、多量のＮを添加することにより、焼付硬化性を向上させる技術が開示されている。

特開２００８−１４４２３３号公報 特開２００４−２６３２７０号公報 特開２００３−２７７８８４号公報 特開２００５−０２３３４８号公報 特開２００３−０４９２４２号公報 特開２００１−２４７９４６号公報

しかしながら、特許文献１及び２では焼付硬化量についての言及はあるものの、焼付硬化性の異方性については言及されておらず、安定して所望の焼付硬化量を確保できるかどうかは極めて不安定なものであった。
また、特許文献３の方法では冷間圧延を行わないため、鋼板の板厚精度が劣化する問題があった。また、冷間圧延を行うにしても、その後の焼鈍工程を２回行うとしており、製造コストを増大させる問題があった。
また、特許文献４、５及び６では、焼付硬化量を確保するために、多量のＮを添加する必要があり、溶接性を劣化させるおそれがあった。

そこで、本発明はこのような事情に鑑みてなされたものであって、引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度、優れた延性を確保すると共に、焼付硬化性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法を提供することを目的とする。

本発明者らは、上記課題を解決するために鋭意検討を行った。その結果、鋼板中の平均転位密度を高めるとともに、オーステナイトの集合組織の異方性を弱め、等方性な組織とすることにより、引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度及び優れた延性を確保しながら、焼付硬化量が大きく、等方的な焼付硬化性を有する鋼板が得られることを見出した。

上記課題を解決することを目的とした本発明の要旨は、以下の通りである。

[１]母材鋼板が、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％、Ｎ：０．０００１〜０．０１００、Ｏ：０．０００１〜０．０１００、をそれぞれ含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、前記母材鋼板の組織が、体積分率で３％以上の残留オーステナイト相、５０％以下のフェライト相、及び４０％以上の硬質相を含有し、前記母材鋼板における表面から板厚１／４を中心とする１／８厚〜表面から板厚１／４を中心とする３／８厚の範囲において、平均転位密度が５×１０^１３／ｍ^２以上であり、前記残留オーステナイト相に含まれる固溶Ｃ量が、質量％で０．７０〜１．００％であり、前記残留オーステナイト相の集合組織のＦＣＣ鉄のＸ線ランダム強度比が３．０以下であり、前記残留オーステナイト相の圧延方向に対する粒径と板幅方向に対する粒径の比が０．７５〜１．３３であり、更に、前記母材鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層が形成されて、板厚０．６〜５．０ｍｍとなることを特徴とする焼付硬化性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
[２]前記硬質相が、ベイニティックフェライト相及び／又はベイナイト相、焼戻しマルテンサイト相、及びフレッシュマルテンサイト相からなることを特徴とする上記[１]に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
[３]前記母材鋼板の表層部には、酸化物が微細に分散され、且つ厚さが０．０１〜１０．０μｍである脱炭層が形成されており、前記酸化物の平均粒子径が５００ｎｍ以下、平均密度が１．０×１０^１２個／ｍ^２以上であることを特徴とする上記[１]に記載の焼付硬化性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
[４]更に、質量％で、Ｔｉ：０．００１〜０．１５０％、Ｎｂ：０．００１〜０．１００％、Ｖ：０．００１〜０．３００％、の１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記[１]に記載の焼付硬化性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
[５]更に、質量％で、Ｍｏ：０．０１〜２．００％、Ｗ：０．０１〜２．００％、Ｃｒ：０．０１〜２．００％、Ｎｉ：０．０１〜２．００％、Ｃｕ：０．０１〜２．００％、Ｂ：０．０００１〜０．０１００％、の１種または２種以上を含有することを特徴とする上記[１]に記載の焼付硬化性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
[６]更に、質量％で、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、ＲＥＭの１種又は２種以上を合計で０．０００１〜０．０１００％含有することを特徴とする上記[１]に記載の焼付硬化性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
[７]上記[１]に記載の高強度鋼板の表面に形成された前記溶融亜鉛めっき層が合金化処理されていることを特徴とする焼付硬化性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。

[８]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％、
Ｎ：０．０００１〜０．０１００、
Ｏ：０．０００１〜０．０１００、
をそれぞれ含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる化学成分を有するスラブを、１１８０℃以上に加熱して、複数のパスにて行う熱間圧延を開始し、１０５０℃〜圧延完了温度までの範囲における熱延鋼板の温度Ｔ、板厚ｈ、及び各パス間の経過時間ｔの関係が下記式（１）を満足するような熱間圧延を行い、８８０℃以上の温度域にて圧延を完了させる熱間圧延工程と、熱間圧延完了後から冷却開始までの経過時間を１．０秒以上とした後に冷却を開始し、４５０℃以上でこの冷却を停止する第１冷却工程と、第１冷却後から４００℃までの経過時間を１．０時間以上とし、その後に、合計の圧下率を３０〜７５％として冷間圧延する冷間圧延工程と、最高加熱温度（Ａｃ_３−５０）℃以上で焼鈍する連続焼鈍工程と、前記連続焼鈍工程後、前記鋼板を亜鉛めっき浴に浸漬して前記鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を形成するめっき工程と、を備えることを特徴とする焼付硬化性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。

なお、上記式（１）において、Ｎは熱間圧延開始から完了までの全パス数、iはパスの順番、Ｔ_ｉはｉ回目のパスでの圧延温度（℃）、ｈ_ｉはｉ回目のパスでの加工後板厚（ｍｍ）、ｔ_ｉはｉ回目のパスから次のパスまでの経過時間を示す。なお、ｉ＝１のときｈ_０＝スラブ厚さである。また、最終パスから次のパスまでの経過時間は、最終パスから熱間圧延完了後の冷却開始時点までの経過時間とする。

[９]前記めっき工程は、加熱する際に用いる空気と燃料ガスとによる混合ガスにおける単位体積の当該混合ガスに含まれる空気の体積と単位体積の当該混合ガスに含まれる燃料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との比である空気比が０．７〜１．２とされた予熱帯において前記鋼板の表層部に酸化物を生成させ、次いで、Ｈ_２ＯとＨ_２との分圧比（Ｐ（Ｈ_２Ｏ）／Ｐ（Ｈ_２））が０．０００１〜２．０とされた還元帯において前記酸化物を還元した後、めっき浴温度を４５０〜４７０℃、めっき浴進入時の鋼板温度を４３０〜４９０℃、めっき浴中における有効Ａｌ量を０．０１〜０．１８質量％とした条件で前記鋼板を亜鉛めっき浴に浸漬することにより、前記鋼板の表面に前記溶融亜鉛めっき層を形成することを特徴とする上記[８]に記載の焼付硬化性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
[１０]前記めっき工程の後に、前記鋼板を５．００％以下の圧下率で圧延を施す調質圧延工程を備えることを特徴とする上記[８]に記載の焼付硬化性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
[１１]上記[８]に記載の製造方法により高強度溶融亜鉛めっき鋼板とした後に、前記溶融亜鉛めっき層を合金化させることを特徴とする焼付硬化性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
[１２]前記溶融亜鉛めっき層を合金化させた後に、前記鋼板を１０％未満の圧下率で圧延を施す調質圧延工程を備えることを特徴とする上記[１０]に記載の焼付硬化性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。

本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板及び高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、鋼板のミクロ組織を所定の分率に規定することにより、十分な平均転位密度が付与されるため、この多量の転位にＣを固着させることができ、鋼板中のＣ量を増大させることができる。その結果、焼付硬化量を大きくすることができる。また、残留オーステナイト中の固溶Ｃ量を低減することにより、この残留オーステナイトを不安定なものとすることができ、成形加工等により容易にマルテンサイトへ変態させることができる。その結果、焼付硬化量を大きくすることができる。更に、このように残留オーステナイトが非常に硬いマルテンサイトに変態することにより、マルテンサイト組織の周辺に可動転位が導入されるため、更なる焼付硬化量を確保することができる。

また、残留オーステナイトの集合組織のＦＣＣ鉄のＸ線ランダム強度比を低減することにより、等方的な残留オーステナイト組織とすることができる。そのため、その後の成形加工等の加工により等方的なマルテンサイトに変態させることができるため、焼付硬化性も等方的なものとすることができる。また、残留オーステナイトの結晶粒の形態を規定することにより、加工方向によるマルテンサイトへの変態率を、安定して一定なものとすることができ、マルテンサイト変態によって得られる焼付硬化性を等方的なものとすることができる。
このように本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板及び高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、焼付硬化量を十分に確保できると共に、等方的な焼付硬化性を得ることができる。そのため強度、延性の向上に加えて、焼付硬化性を大きく向上させることができる。
また、本発明の鋼板は等方的な焼付硬化性を付与できるため、本発明の鋼板を部材等に採用する際、その利用方向を限定することなく設計することが可能となる。

また、本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板及び高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法では、熱間圧延工程と、その後の冷却工程の条件を規定することにより、十分な転位密度を有する所望のミクロ組織とすることができると共に、オーステナイトの集合組織の発達を抑制でき、オーステナイト組織の異方性を弱めることができる。そのため、その後の加工により変態させるマルテンサイト組織を等方的なものとすることができ、焼付硬化性を向上させることができる。また、めっき工程において、鋼板をめっき浴に浸漬する前後において、３００〜４７０℃の温度範囲で所定時間停留させてベイナイト変態を促進させる。そのため焼鈍工程にて得られた残留オーステナイト中の固溶Ｃ量を制御することができ、残留オーステナイトを不安定化させることができる。その結果、後工程である加工の際にマルテンサイトへ変態し易くなるため、焼付硬化量を増大させることができる。

以下、本発明の焼付硬化性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法について詳細に説明する。

＜高強度溶融亜鉛めっき鋼板＞
本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、母材鋼板が、質量％で、Ｃ：０．０７５〜０．４００％、Ｓｉ：０．１０〜２．００％、Ｍｎ：０．８０〜３．５０％、Ｐ：０．０００１〜０．１００％、Ｓ：０．０００１〜０．０１００％、Ａｌ：０．００１〜２．００％、Ｎ：０．０００１〜０．０１００、Ｏ：０．０００１〜０．０１００、をそれぞれ含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、母材鋼板の組織が、体積分率で３％以上の残留オーステナイト相、５０％以下のフェライト相、及び４０％以上の硬質相を含有し、前記母材鋼板における表面から板厚１／４を中心とする１／８厚〜表面から板厚１／４を中心とする３／８厚の範囲において、平均転位密度が５×１０^１３／ｍ^２以上であり、残留オーステナイト相に含まれる固溶Ｃ量が、質量％で０．７０〜１．００％であり、残留オーステナイト相の集合組織のＦＣＣ鉄のＸ線ランダム強度比が３．０以下であり、残留オーステナイト相の圧延方向に対する粒径と板厚方向に対する粒径の比が０．７５〜１．３３であり、更に母材鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層が形成されて、板厚０．６〜５．０ｍｍとなることを特徴とする。
以下、本発明の鋼板組織及び化学成分（組成）を限定した理由について説明する。なお、％の表記は特に断りがない場合は質量％を意味する。

（板厚）
適用する鋼板の板厚としては０．６〜５．０ｍｍとする。０．６ｍｍ未満では鋼板の形状を平坦に保つことが困難となり適当でなく、５．０ｍｍを超えると鋼板内部を均等に冷却することが困難となり所定のミクロ組織を得ることができなくなるためである。
（ミクロ組織）
本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の母材鋼板のミクロ組織は、所定の化学成分を有し、鋼板における表面から板厚１／４を中心とする１／８厚〜表面から板厚１／４を中心とする３／８厚の範囲において、体積分率で、３％以上の残留オーステナイト相（以下、残留オーステナイトという）、５０％以下のフェライト相（以下、フェライトという）、及び４０％以上の硬質相を含有する。

「フェライト」
フェライトは降伏応力が低く、優れた加工硬化特性を有する組織である。このためフェライト分率を過度に高めると、焼付硬化処理前の強度が高まり、且つ焼付硬化処理後の降伏応力が低下するため、焼付硬化性が大きく劣化することから、鋼板中のフェライト分率は５０％以下とする。焼付硬化性を更に高めるにはフェライト分率は４５％以下とすることが好ましく、４０％以下とすることが更に好ましい。フェライト分率の下限は特に定めず、０％でも構わないが、延性の観点からはフェライト分率を５％以上とすることが好ましく、１０％以上とすることが更に好ましい。

「残留オーステナイト」
残留オーステナイトはＦＣＣ（面心立方格子）結晶構造を持ち、成形加工等の加工中に硬質なマルテンサイトに変態し、大きな加工硬化を示す組織である。また、加工中に生成したマルテンサイトは、焼付硬化処理によって低温で焼戻されることにより降伏応力を飛躍的に高めることから、残留オーステナイトの体積分率を高めることによって大きな焼付硬化量が得られる。更に残留オーステナイトがマルテンサイトに変態することにより、マルテンサイト組織の周辺に可動転位が導入されるため、より焼付硬化量を得ることができる。これらの観点から、残留オーステナイトの体積分率は３％以上とする。更に焼付硬化量とともに延性を高めるには残留オーステナイトの体積分率を５％以上とすることが好ましく、７％以上とすることが更に好ましい。
一方、３０％を超える残留オーステナイトを得るには、ＣやＭｎ等のオーステナイト安定化元素を多量に添加する必要があり、溶接性が著しく劣化することから、残留オーステナイトの体積分率を３０％以下とする。溶接性の観点から、残留オーステナイトの体積分率は２５％以下であることが好ましく、２０％以下であることが更に好ましい。

残留オーステナイトに固溶するオーステナイト安定化元素量は、残留オーステナイトの安定性を決め、残留オーステナイトが硬質なマルテンサイトへ変態するために必要なひずみ量を変化させる。このため残留オーステナイトの固溶元素量を制御することで加工硬化挙動を制御し、焼付硬化性、延性及び引張強度を大きく向上させることが可能である。
本実施形態では、残留オーステナイトを不安定なものとし、僅かなひずみ量でも容易にマルテンサイトへ変態させることができるよう、オーステナイト安定化元素であるＣの固溶量を制御した。

本実施形態では、加工に対して過度に安定な残留オーステナイトでは十分な焼付硬化性が得られないことから、残留オーステナイト中の固溶炭素量を１．００％以下とする。残留オーステナイト中の固溶炭素量が１．００％を超えると、残留オーステナイトが過度に安定となり、焼付硬化処理前の成形加工等の加工により生成するマルテンサイトの量が少なく、十分な焼付硬化性が得られない。残留オーステナイトをマルテンサイトに効率的に変態させるには、残留オーステナイト中の固溶炭素量は０．９６％以下であることが好ましい。一方、残留オーステナイト中の固溶炭素量が０．７０％を下回ると、焼鈍工程後に室温まで冷却する過程でマルテンサイト変態が始まり、残留オーステナイトの分率が確保できないため、固溶炭素量は０．７０％以上とする。十分な量の残留オーステナイトを得るには、固溶炭素量は０．７５％以上であることが好ましく、０．８０％以上であることがより好ましい。

ここで、固溶炭素の調整は、１］１０５０℃から仕上げ圧延完了までの圧下量と温度を後述する式（１）の範囲にすること、及び２］後述するように焼鈍後に３００〜４７０℃で２０〜１０００秒保持することの両方が影響する。即ち、１］及び２］を両立させないと実質的に固溶炭素の調整ができなくなる。

つまり、後述する式（１）を満たす場合、熱延板のミクロ組織は均質で微細なものとなり、島状のパーライトが均質且つ微細に分散する。このパーライトにはＭｎが偏析するため、焼鈍工程での相変態を経て優先的に残留γへと置き換わる。そして均質且つ微細なオーステナイトには焼鈍工程での相変態に伴い効率的に固溶炭素が濃化し、適正な固溶炭素量になる。
一方、式（１）が指定範囲を下回る場合、再結晶が進まないため圧延方向に伸長した粗大なパーライトが生成する。そして、焼鈍工程を経て生成する残留オーステナイトは、伸長した粗大なオーステナイトとなる。このため相変態による炭素の濃化が進みづらく、固溶炭素が適正な範囲とならない。また、残留オーステナイトの形状も問題となる。
また、後述する式（１）が指定範囲を上回る場合、再結晶が過度に進んで塊状で粗大なパーライトが生成する。そして、焼鈍工程を経て生成する残留オーステナイトは塊状で粗大なオーステナイトとなる。このため相変態による炭素の濃化が進みづらく、固溶炭素が適正な範囲とならない。また、残留オーステナイトの形状も問題となる。

なお、残留オーステナイト中の固溶Ｃ量（Ｃγ）は、残留オーステナイトの面積分率の測定と同じ条件でＸ線回折試験を行い、残留オーステナイトの格子状数ａを求め、下記式（２）を用いて求めることができる。なお、式（２）は、文献Scripta Metallurgica et Materialia, vol.24.1990.p509-514に開示される。

また、加工に伴う残留オーステナイトからマルテンサイトへの変態は、残留オーステナイトの結晶方位による影響を受ける。このため残留オーステナイトの結晶方位が強く偏向していると、加工する方向によってその加工度に対するマルテンサイトへの変態率が変化し、焼付硬化量が変化する。よって、等方的に焼付硬化量を得るには、いずれの方向に加工しても加工度に対するマルテンサイトへの変態率が一定であるよう、残留オーステナイトの結晶方位をランダムにする必要がある。

残留オーステナイトの結晶方位の偏向については、Ｘ線回折法によって鉄のＦＣＣ結晶の集合組織を測定することによってその度合いを評価できる。具体的には、ＦＣＣ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｛２００｝，｛３１１｝，｛２２０｝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,ＯＤＦという。）から求めればよい。
本実施形態においては、焼付硬化性の異方性を十分に低減し、等方的に焼付硬化量を得るために、残留オーステナイトの集合組織のＦＣＣ鉄のＸ線ランダム強度比を３．０以下とする必要がある。異方性の低減には当該ランダム強度比が低いほど好ましく、２．５以下とすることが好ましく、２．０以下とすることが更に好ましい。当該ランダム強度比の下限は特に求めないが、１．２未満とすることは工業上非常に困難であることから、１．２以上とすることが好ましい。
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と供試材それぞれのＸ線強度を同条件で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とよい。
先ず、鋼板を機械研磨や化学研磨等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，１／４板厚部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板厚部とすることは困難であるので、目標とする位置を中心として板厚に対して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法により統計的に十分な数の測定を行ってもよい。

更に板面に平行な面において残留オーステナイトの結晶粒が特定の方向に伸長すると、加工する方向によってマルテンサイトへの変態率が変化するため、焼付硬化量の異方性が生じる。つまり、残留オーステナイトの結晶粒の形態を規定することにより、焼付硬化量の異方性を弱めることが可能となる。
本実施形態では、残留オーステナイトの結晶粒の圧延方向に対する平均粒径をｄ（ＲＤ）、及び板幅方向に対する平均粒径をｄ（ＴＤ）としたとき、この両者からなるパラメータ、ｄ（ＲＤ）／ｄ（ＴＤ）を０．７５以上、１．３３以下の範囲に限定する。焼付硬化量の異方性を更に低減するには、ｄ（ＲＤ）／ｄ（ＴＤ）は０．８０以上、１．２５以下であることが好ましく、０．８５以上、１．１８以下であることがより好ましい。

なお、残留オーステナイトの結晶粒は、１／４厚さにおける板面に平行な面を鏡面に仕上げ、ＦＥ−ＳＥＭ（Field Emission Scanning Electron Microscopy）を用い、ＥＢＳＤ（Electron Bach‐Scattering Diffraction）法による高分解能結晶方位解析を行い、評価した。測定ステップを０．１μｍとし、ＦＣＣ鉄の回折パターンを示す点が１０点以上集合し、且つ互いの結晶方位差が１０°未満である領域を残留オーステナイトの結晶粒とした。この場合、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結晶方位差が１０．０°以上の点を無視し、残りの同一結晶粒内にあると判断される結晶方位差が１０．０°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。粒径は、ランダムに選んだ３０〜３００個の残留オーステナイト結晶粒において圧延方向と板幅方向における粒径をそれぞれ測定した。

「硬質相」
本実施形態では上記フェライト及び残留オーステナイトの他に、硬質相を４０％以上含有させることとする。なお、硬質相としては、ベイニティックフェライト相及び／又はベイナイト相、焼戻しマルテンサイト相、及びフレッシュマルテンサイト相を複合で含有していることが望ましい。この硬質相は、フェライト相よりも硬質な変態生成物の総称である。

「ベイニティックフェライト及び／又はベイナイト」
ベイニティックフェライト及び／又はベイナイトは、残留オーステナイトを効率的に得るために必要な組織であり、鋼板組織に体積分率で１０〜８０％含まれていることが好ましい。また、ベイニティックフェライト及び／又はベイナイトは、軟質なフェライトと硬質なマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト及び残留オーステナイトの中間の強度を有するミクロ組織であり、伸びフランジ性の観点から１５％以上含まれることがより好ましく、２０％以上含まれることが更に好ましい。一方、ベイニティックフェライト及び／又はベイナイトの体積分率が８０％を超えると、降伏応力が過度に高まり、延性が劣化することが懸念されるため好ましくない。延性の観点からは、ベイニティックフェライト及び／又はベイナイトの体積分率は７０％以下とすることが好ましく、６０％以下とすることがより好ましい。

「焼戻しマルテンサイト」
焼戻しマルテンサイトは、引張強度を大きく向上させる組織であり、鋼板組織に体積分率で５０％以下含まれていてもよい。引張強度の観点から、焼戻しマルテンサイトの体積分率は１０％以上とすることが好ましい。一方、鋼板組織に含まれる焼戻しマルテンサイトの体積分率が５０％を超えると、降伏応力が過度に高まり、焼付硬化性が劣化することが懸念されるため好ましくない。

「フレッシュマルテンサイト」
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が、一方で破壊の起点となって伸びフランジ性を劣化させるため、鋼板組織に体積分率で２５％以下含まれていることが好ましい。伸びフランジ性を高めるにはフレッシュマルテンサイトの体積分率を２０％以下とすることがより好ましく、１５％以下とすることが更に好ましい。

「その他のミクロ組織」
本発明の鋼板のミクロ組織には、パーライト及び／又は粗大なセメンタイト等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及び／又は粗大なセメンタイトが多くなると、延性が劣化する。このことから鋼板組織に含まれるパーライト及び／又は粗大なセメンタイトの体積分率は、合計で１０％以下であることが好ましく、５％以下であることがより好ましい。

なお、以上説明したような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。

本発明の鋼板の鋼板組織に含まれるフェライト、残留オーステナイト、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及びフレッシュマルテンサイトの体積分率は、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し、観察面を研磨、ナイタールエッチングし、板厚１／４を中心とする１／８厚〜表面から板厚１／４を中心とする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）で観察して面積分率を測定し、それを持って体積分率と見なすことができる。

（平均転位密度）
本実施形態に係る母材鋼板における表面から板厚１／４を中心とする１／８厚〜表面から板厚１／４を中心とする３／８厚の範囲において、平均転位密度（出荷時）を１．０×１０^１３／ｍ^２以上とする。
以下、平均転位密度の規定理由について説明する。
焼付硬化性を高めるには多量の固溶炭素を添加することが非常に有効である。しかしながら、鉄のＢＣＣ結晶中に固溶する炭素量は微量であることから、変態温度をなるべく下げて鋼板中の平均転位密度を高め、多量の転位に炭素を固着させることで固溶炭素量を増やすことが有効である。この観点から、鋼板中の平均転位密度を１．０×１０^１３／ｍ^２以上とする。転位密度が大きいほど固溶炭素を得易くなることから、平均転位密度は３．０×１０^１３／ｍ^２以上とすることが好ましく、５．０×１０^１３／ｍ^２以上とすることがより好ましい。転位密度の上限は特に設けないが、転位密度が１．０×１０^１７／ｍ^２を超えると延性が著しく劣化することから、１．０×１０^１７／ｍ^２以下とすることが好ましく、３．０×１０^１６／ｍ^２以下とすることがより好ましい。

転位密度は、Ｘ線回折法や透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）観察により求めることができる。ＴＥＭは、微小領域を観察可能であることから、複相組織鋼板であれば、フェライト及び硬質組織の転位密度をそれぞれ測定可能である。但し、ＴＥＭ観察は、サンプル作製段階で、鋼板を薄い板状、あるいは細い針状に加工する必要があり、試料作成が難しいと共に、試料が小さいために僅かな運動で転位が試料表面へと到達して消滅してしまうことから、転位密度が低下する場合があり、サンプル作製にあたっては十分な注意を払う必要がある。また、ＴＥＭ観察は、測定可能な視野も限られる。一方、Ｘ線回折法は、比較的簡単に広い領域の平均的な転位密度測定が可能である。このことから本発明では、Ｘ線回折法を用いて転位密度を測定する方法を採用している。

なお、転位密度はミクロ組織の分率を所定の範囲に制御し、且つ適当な調質圧延を施すことで得られる。ミクロ組織の種類によって内部に蓄積される転位密度が異なるためである。

（脱炭層）
また、本実施形態の高強度溶融亜鉛めっき鋼板において、めっき層の密着性を高めるためると共に、地鉄表層の降伏応力を高め、焼付硬化処理後に容易に降伏することを防ぐため、表層部を硬質組織の少ない脱炭層とし、微細な酸化物を分散させることにより、焼付硬化性を向上させている。なお、ここでいう硬質組織とは、主として上述した硬質層や残留オーステナイトからなるもの指称するものとする。
本実施形態では、母材鋼板の表層部に形成された脱炭層の厚みを０．０１〜１０．０μｍ、脱炭層中に微細に分散された酸化物の平均粒視径を５００ｎｍ以下、そして脱炭層中における酸化物の平均密度を１．０×１０^１２個／ｍ^２以上の範囲とする。
以下、これらの限定理由を説明する。

母材鋼板の表層部に、適度な厚みを有する脱炭層が形成されることにより、引張強度を確保できると共に、母材鋼板とめっき層との密着性を高めることができる。脱炭層の厚さが０．０１μｍ未満ではめっき層の密着性を十分に得られないことから、脱炭層の厚さを０．０１μｍ以上とする。めっき層の密着性を更に向上させるには、脱炭層の厚さは０．０８μｍ以上とすることが好ましく、０．１５μｍ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、脱炭層とは地鉄の最表面から連続する領域であり、同領域では硬質組織の分率が母材鋼板の１／４厚における硬質組織の分率の半分以下である領域を指すものとする。
脱炭層の厚さは、圧延方向に平行な板厚断面を鏡面に仕上げ、ＦＥ−ＳＥＭを用いて観察し、１つの鋼板において、３箇所以上の脱炭層厚さを測定し、その平均値をもって脱炭層厚さとする。

母材鋼板の表層部に形成された脱炭層は低強度であり、脱炭層を起点とした破壊は起こりづらいが、鋼板の内部と脱炭層とは大きな強度差を持つため、地鉄と脱炭層との界面は新たな破壊の起点として働き得る。これを防ぐためには酸化物を、脱炭層中の結晶粒内及び／又は結晶粒界に分散させ、脱炭層の強度を高めて鋼板内部との強度差を小さくすることが有効である。十分な強化を得るため、酸化物の密度を１．０×１０^１２個／ｍ^２以上とする。低温靭性をより向上させるには、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を超えると酸化物間の距離が過度に近くなり、軽度の加工で表層部が破壊し、その上のめっき層を損なうことから、１．０×１０^１６個／ｍ^２以下とする。鋼板表層が十分な成形性を持つには、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。
なお、ここでいう酸化物とは、主としてＳｉ及び／又はＭｎを含む酸化物を指称するものとする。

また、脱炭層に分散する酸化物のサイズが大きいと、その酸化物自体が破壊の起点として働くことから、延性等の耐破壊特性が劣化する。このため酸化物の平均粒子径を５００ｎｍ以下とする。延性等の耐破壊特性をより向上させるには、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、３０ｎｍ未満とするには処理雰囲気及び温度を厳格に制御する必要があり、実用上困難であるから、３０ｎｍ以上とすることが好ましい。

脱炭層中の酸化物は、圧延方向に平行な板厚断面を鏡面に仕上げ、ＦＥ−ＳＥＭを用いて観察する。酸化物密度は、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。また、酸化物の平均粒子径は、ランダムに選んだ１００〜１０００個の円相当の粒子径を平均したものとする。

＜高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板＞
なお、本実施形態にかかる高強度溶融亜鉛めっき鋼板の表面に形成された溶融亜鉛めっき層が合金化処理され、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板としても構わない。これにより得られた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板も、上述したような高強度溶融亜鉛めっき鋼板と同等の効果を発揮することができる。

また、本発明の高強度鋼板は、上記溶融亜鉛めっき層又は合金化溶融亜鉛めっき層の表面に、リン酸化物及び／又はリンを含む複合酸化物からなる皮膜が形成されていてもよい。これにより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、鋼板表面に形成した亜鉛めっきを保護することができる。

次に、本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板及び高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の化学成分（組成）について説明する。なお、以下の説明における［％］は［質量％］である。

「Ｃ：０．０７５〜０．４００％」
Ｃは、高強度鋼板の強度及び焼付硬化性を高めるために含有される。しかし、Ｃの含有量が０．４００％を超えると溶接性が不十分となる。溶接性の観点から、Ｃの含有量は０．３００％以下であることが好ましく、０．２５０％以下であることがより好ましい。一方、Ｃの含有量が０．０７５％未満であると強度が低下し、９００ＭＰａ以上の引張最大強度を確保することが困難となる。強度及び焼付硬化性をより高めるためには、Ｃの含有量は０．０８５％以上であることが好ましく、０．１００％以上であることがより好ましい。

「Ｓｉ：０．０１〜２．００％」
Ｓｉは、焼鈍工程において、鉄系炭化物の生成を抑制して強度と成形性を高めると共に、所定の量の残留オーステナイトを得るために必要な元素である。しかし、Ｓｉの含有量が２．００％を超えると鋼板が脆化し、冷間圧延が困難となる場合がある。このため冷間圧延の観点から、Ｓｉの含有量は１．８０％以下であることが好ましく、１．５０％以下であることがより好ましい。一方、Ｓｉの含有量が０．０１％未満では、鉄系炭化物が焼鈍工程において多量に生成し、十分な量の残留オーステナイトが得られず、更にはめっき層の合金化処理中に粗大な鉄系炭化物が多量に生成されて、強度及び成形性が劣化するおそれがある。そのためＳｉの含有量は０．２０％以上であることが好ましく、０．５０％以上がより好ましい。

「Ｍｎ：０．８０〜３．５０％」
Ｍｎは鋼板の強度を高めるために本発明の鋼板に添加される。しかし、Ｍｎの含有量が３．５０％を超えると、鋼板の板厚中央部に粗大なＭｎ濃化部が生じ、脆化が起こり易くなり、鋳造したスラブが割れる等のトラブルが起こり易い。また、Ｍｎの含有量が３．５０％を超えると溶接性も劣化する。従って、Ｍｎの含有量は、３．５０％以下とする必要がある。溶接性の観点から、Ｍｎの含有量は３．００％以下であることが好ましく、２．７０％以下であることがより好ましい。一方、Ｍｎの含有量が０．８０％未満であると、焼鈍後の冷却中に軟質な組織が多量に形成されてしまうため、９００ＭＰａ以上の引張最大強度を確保することが難しくなることから、Ｍｎの含有量を０．８０％以上とする必要がある。強度をより高めるため、Ｍｎの含有量は１．００％以上であることが好ましく、１．３０％以上であることがより好ましい。

「Ｐ：０．０００１〜０．１００％」
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％を超えると溶接部が大幅に脆化するため、Ｐの含有量を０．１００％以下に限定する。脆化の観点から、Ｐの含有量は０．０３０％以下とすることが好ましい。なお、Ｐ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、Ｐの含有量を０．０００１％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％を下限値とする。また、好ましくは０．００１０％以上である。

「Ｓ：０．０００１〜０．０１００％」
Ｓは、溶接性並びに鋳造時及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％以下とする。また、ＳはＭｎと結びついて粗大なＭｎＳを形成して延性や伸びフランジ性を低下させるため、０．００５０％以下とすることが好ましく、０．００２５％以下とすることがより好ましい。Ｓ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、Ｓの含有量を０．０００１％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％を下限値とする。なお、好ましくは０．０００５％以上であり、より好ましくは０．００１０％以上である。

「Ａｌ：０．００１％〜２．００％」
Ａｌは、鉄系炭化物の生成を抑えて残留オーステナイトを得易くすると共に、強度及び成形性を高める元素である。しかし、Ａｌの含有量が２．００％を超えると溶接性が悪化するため、Ａｌの含有量の上限を２．００％とする。この観点から、Ａｌの含有量は１．５０％以下とすることが好ましく、１．２０％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が、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％未満とするには製造コストの大幅な増加が伴うため、０．００１％以上とした。またＡｌは、脱酸材としても有効な元素であるが、脱酸の効果をより十分に得るためには、Ａｌ量は０．０１０％以上とすることが好ましい。

「Ｎ：０．０００１〜０．０１００％」
Ｎは粗大な窒化物を形成し、延性及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％を超えると、その傾向が顕著となることから、Ｎ含有量の上限を０．０１００％とした。延性及び伸びフランジ性の観点から、Ｎ含有量の上限を０．００７０％とすることが好ましく、０．００５０％とすることがより好ましい。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よい。Ｎ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、Ｎの含有量を０．０００１％未満にすると、製造コストの大幅な増加を招くことから０．０００１％以上とする。また、好ましくは０．０００５％以上であり、より好ましくは０．００１０％以上である。

「Ｏ：０．０００１〜０．０１００％」
Ｏは、酸化物を形成し、延性及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。Ｏの含有量が０．０１００％を超えると、伸びフランジ性の劣化が顕著となることから、Ｏ含有量の上限を０．０１００％以下とした。更にＯの含有量は０．００７０％以下であることが好ましく０．００５０％以下であることがより好ましい。Ｏの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｏの含有量を０．０００１％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％を下限とした。更にＯの含有量の下限は、０．０００３％とすることが好ましく、０．０００５％とすることがより好ましい。

また、本発明の母材鋼板には、上記元素に加えて、Ｔｉ：０．００１〜０．１５０％、Ｎｂ：０．００１〜０．１００％、Ｖ：０．００１〜０．３００％、の１種又は２種以上を添加することが好ましい。

「Ｔｉ：０．００１〜０．１５０％」
Ｔｉは、析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化及び再結晶の抑制を通じた転位強化によって、鋼板の強度上昇に寄与する元素である。しかし、Ｔｉの含有量が０．１５０％を超えると、炭窒化物の析出が多くなり成形性が劣化するため、Ｔｉの含有量は０．１５０％以下であることが好ましい。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添加による強度上昇効果を十分に得るためには、Ｔｉの含有量は０．００１％以上であることが好ましい。

「Ｎｂ：０．００１〜０．１００％」
Ｎｂは、析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化及び再結晶の抑制を通じた転位強化にて、鋼板の強度上昇に寄与する元素である。しかし、Ｎｂの含有量が０．１５０％を超えると、炭窒化物の析出が多くなって成形性が劣化するため、Ｎｂの含有量は０．１５０％以下であることが好ましい。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による強度上昇効果を十分に得るには、Ｎｂの含有量は０．００１％以上であることが好ましい。

「Ｖ：０．００１〜０．３００％」
Ｖは、析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化及び再結晶の抑制を通じた転位強化によって、鋼板の強度上昇に寄与する元素である。しかし、Ｖの含有量が０．３００％を超えると、炭窒化物の析出が多くなり成形性が劣化するため、Ｖの含有量は０．３００％以下であることが好ましい。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添加による強度上昇効果を十分に得るにはＶの含有量は０．００１％以上であることが好ましい。

更に、本発明の母材鋼板には、上記元素に加えて、Ｍｏ：０．０１〜２．００％、Ｗ：０．０１〜２．００％、Ｃｒ：０．０１〜２．００％、Ｎｉ：０．０１〜２．００％、Ｃｕ：０．０１〜２．００％、Ｂ：０．０００１〜０．０１００％、の１種又は２種以上を添加することが好ましい。

「Ｍｏ：０．０１〜２．００％」
Ｍｏは、高温での相変態を抑制し、高強度化に有効な元素であり、Ｃ及び／又はＭｎの一部に代えて添加してもよい。Ｍｏの含有量が２．００％を超えると、熱間での加工性が損なわれ生産性が低下することから、Ｍｏの含有量は２．００％以下であることが好ましい。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添加による高強度化を十分に得るには、Ｍｏの含有量は０．０１％以上であることが好ましい。

「Ｗ：０．０１〜２．００％」
Ｗは、高温での相変態を抑制し、高強度化に有効な元素であり、Ｃ及び／又はＭｎの一部に代えて添加してもよい。Ｗの含有量が２．００％を超えると、熱間での加工性が損なわれ生産性が低下することから、Ｗの含有量は２．００％以下であることが好ましい。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添加による高強度化を十分に得るには、Ｗの含有量は０．０１％以上であることが好ましい。

「Ｃｒ：０．０１〜２．００％」
Ｃｒは、高温での相変態を抑制し、高強度化に有効な元素であり、Ｃ及び／又はＭｎの一部に代えて添加してもよい。Ｃｒの含有量が２．００％を超えると、熱間での加工性が損なわれ生産性が低下することから、Ｃｒの含有量は２．００％以下であることが好ましい。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添加による高強度化を十分に得るには、Ｃｒの含有量は０．０１％以上であることが好ましい。

「Ｎｉ：０．０１〜２．００％」
Ｎｉは、高温での相変態を抑制し、高強度化に有効な元素であり、Ｃ及び／又はＭｎの一部に代えて添加してもよい。Ｎｉの含有量が２．００％を超えると、溶接性が損なわれることから、Ｎｉの含有量は２．００％以下であることが好ましい。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添加による高強度化を十分に得るには、Ｎｉの含有量は０．０１％以上であることが好ましい。

「Ｃｕ：０．０１〜２．００％」
Ｃｕは、微細な粒子として鋼中に存在することにより強度を高める元素であり、Ｃ及び／又はＭｎの一部に替えて添加することができる。Ｃｕの含有量が２．００％を超えると、溶接性が損なわれることからＣｕの含有量は２．００％以下であることが好ましい。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添加による高強度化を十分に得るには、Ｃｕの含有量は０．０１％以上であることが好ましい。

「Ｂ：０．０００１〜０．０１００％」
Ｂは、高温での相変態を抑制し、高強度化に有効な元素であり、Ｃ及び／又はＭｎの一部に代えて添加してもよい。Ｂの含有量が０．０１００％を超えると、熱間での加工性が損なわれ生産性が低下することから、Ｂの含有量は０．０１００％以下であることが好ましい。Ｂ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、Ｂ添加による高強度化を十分に得るには、Ｂの含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。

また更に、本発明の母材鋼板には、上記元素に加えて、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、ＲＥＭの１種又は２種以上を合計で０．０００１〜０．０１００％を添加することが好ましい。

「Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、ＲＥＭの１種又は２種以上を合計で０．０００１〜０．０１００％」
Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、ＲＥＭは、成形性の改善に有効な元素であり、１種又は２種以上を添加することができる。しかし、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、ＲＥＭの１種又は２種以上の含有量が合計が０．０１００％を超えると、却って延性を損なうおそれがあるため、各元素の含有量の合計が０．０１００％以下であることが好ましい。Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、ＲＥＭの１種又は２種以上の含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、鋼板の成形性を改善する効果を十分に得るには、各元素の含有量の合計が０．０００１％以上であることが好ましい。
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指す。本発明において、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含んだとしても本発明の効果は発揮される。

＜高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法＞
次に、本実施形態の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法について説明する。
本実施形態の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法は、上述した化学成分を有するスラブを、１１８０℃以上に加熱して、複数のパスにて行う熱間圧延を開始し、１０５０℃〜圧延完了温度までの範囲における熱延鋼板の温度Ｔ、板厚ｈ、及び各パス間の経過時間ｔの関係が下記式（１）を満足するような熱間圧延を行い、８８０℃以上の温度域にて圧延を完了させる熱間圧延工程と、熱間圧延完了後から冷却開始までの経過時間を１．０秒以上とした後に冷却を開始し、４５０℃以上でこの冷却を停止する第１冷却工程と、第１冷却後から４００℃までの経過時間を１時間以上とし、その後に、合計の圧下率を３０〜７５％として冷間圧延する冷間圧延工程と、最高加熱温度（Ａｃ_３−５０）℃以上で焼鈍する連続焼鈍工程と、連続焼鈍工程後、鋼板を亜鉛めっき浴に浸漬して鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を形成するめっき工程と、を備える。
なお、下記式（１）において、Ｎは熱間圧延開始から完了までの全パス数、iはパスの順番、Ｔ_ｉはｉ回目のパスでの圧延温度（℃）、ｈ_ｉはｉ回目のパスでの加工後板厚（ｍｍ）、ｔ_ｉはｉ回目のパスから次のパスまでの経過時間を示す。なお、ｉ＝１のときｈ_０＝スラブ厚さである。また、最終パスから次のパスまでの経過時間は、最終パスから熱間圧延完了後の冷却開始時点までの経過時間とする。

ここに、式（１）は熱間圧延工程におけるオーステナイトの再結晶の進行及び再結晶オーステナイトの成長を考慮した経験式であり、圧延後のオーステナイト結晶粒の大きさを示す指標である。圧延温度Ｔの多項式と圧下率の積は再結晶の駆動力を表す。指数項は原子の拡散し易さを表し、再結晶粒オーステナイトの成長速度と関連がある。両者の積に時間ｔを加えることで、１パスごとのオーステナイトの成長度合いが評価でき、２乗平均を求めてその平方根を持って多パス熱延によるオーステナイト粒系の評価ができる。
以下に、上記製造条件の限定理由について説明する。

本実施形態の高強度溶融亜鉛めっき鋼板を製造するには、先ず、上述した化学成分（組成）を有するスラブを鋳造する。
熱間圧延に供するスラブは、連続鋳造スラブや薄スラブキャスター等で製造したものを用いることができる。本発明の高強度鋼板の製造方法は、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適合する。

（熱間圧延工程）
熱間圧延工程においては、スラブ加熱温度を１１８０℃以上とする。スラブ加熱温度が過度に低いと、鋳造に起因して、スラブ組織の結晶方位の異方性が生じるおそれがある。また、スラブ加熱温度が低ければ、仕上げ圧延温度がＡｒ_３変態点を下回ってしまってフェライト及びオーステナイトの二相域圧延となり、熱延板組織が不均質な混粒組織となり、冷延及び焼鈍工程を経たとしても不均質な組織は解消されず、延性や曲げ性に劣る。また、仕上げ圧延温度の低下は、過度の圧延荷重の増加を招き、圧延が困難となったり、圧延後の鋼板の形状不良を招いたりする懸念があることから、スラブ加熱温度は１２００℃以上であることが好ましい。一方、スラブ加熱温度の上限は特に定めないが、１３００℃を超えて加熱するためには、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。

なお、Ａｒ_３変態点温度は次の式により計算する。
Ａｒ_３＝９０１−３２５×Ｃ＋３３×Ｓｉ−９２×（Ｍｎ＋Ｎｉ／２＋Ｃｒ／２＋Ｃｕ／２＋Ｍｏ／２）＋５２×Ａｌ
上記式において、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ａｌは各元素の含有量［質量％］である。

上記スラブ加熱温度までスラブを加熱後、熱間圧延を行い熱延鋼板とする。熱間にて圧延する際、高温で過度の圧下量を施せば、オーステナイトの集合組織が強まり、その異方性も大きくなる。これを避けるため、１１００℃から熱間圧延完了までの間、熱延鋼板の温度、板厚、及び各パス間の経過時間からなる上記式（１）を満たす条件で熱間圧延を行う。
上記式（１）は、オーステナイトの集合組織の発達度合いを評価する式でもあり、上記式（１）の値が０．１０を下回ると、熱延鋼板でのオーステナイトの集合組織が強まるため、上記式（１）の値は０．１０以上とする。集合組織をさらに弱め、オーステナイトの結晶方位をランダム化するため、上記式（１）の値は０．２０以上とすることが好ましく、０．３０以上とすることがより好ましい。
一方、上記式（１）の値が１．００を上回ると、オーステナイトの再結晶が過度に進み、組織が粗大となることから、上記式（１）の値は１．００以下とすることが好ましく、０．９０以下とすることがより好ましい。

また、熱間圧延工程において、熱間圧延の仕上げ圧延温度、つまり熱間圧延の完了温度は、８８０℃以上とする。
熱間圧延の完了温度が８８０℃未満であれば、オーステナイトの集合組織の発達が促進され、結晶方位が強く偏向し、冷間圧延及び焼鈍後の残留オーステナイトの結晶方位も偏向するおそれがある。そのため熱間圧延においてはなるべく高温で圧延し、残留オーステナイトの集合組織を発達させないことが重要である。
一方、熱間圧延の完了温度の上限は特に設けないが、完了温度を、１０００℃を超えるような過度な高温域とした場合には、その温度を確保するためにスラブを非常に高い温度で抽出する必要があり、コスト面で好ましくないため、完了温度は１０００℃以下とすることが好ましい。

（第１冷却工程）
熱間圧延終了後は、得られた熱延鋼板を急速冷却してコイルとして熱延コイルとするが、この急速冷却の開始までの経過時間、及び急速冷却の条件は、熱延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。本実施形態では、熱間圧延完了後から急速冷却開始までの経過時間を１．０秒以上とし、その後に急速冷却を開始し、４５０℃以上でこの冷却を停止させる。これらの限定理由は次の通りである。

熱間圧延後においては、熱延鋼板中のオーステナイトの集合組織は圧延による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、その後の急速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る必要がある。この観点から、熱間圧延完了後から急速冷却を開始するまでの経過時間を１．０秒以上とする。オーステナイトの再結晶を更に進めるには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急速冷却を開始させるためには、熱間圧延後に鋼板を停留させるための十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り、コスト上好ましくないことから、当該時間を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更に好ましい。

また、熱間圧延後にコイルとして巻き取るまでの急速冷却の平均冷却速度は、１０℃／秒以上６０℃／秒以下とすることが好ましい。平均冷却速度が１０℃／秒以下では、フェライトとパーライトが圧延方向に帯状に伸びたミクロ組織を形成し、更にパーライト中にＭｎが濃化して帯状のＭｎ濃化領域ができる。焼鈍工程で得られる残留オーステナイトはこのＭｎ濃化領域の影響を受け、圧延方向に伸長した形で残り易く、焼付硬化性の異方性が生じる場合があり好ましくない。一方、平均冷却速度が６０℃／秒を超えると、冷却中にオーステナイトからの変態が進まず、冷却後に低温変態組織となる。この低温変態組織はオーステナイトの集合組織を強く反映するため、好ましくない。

また、急速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。即ち、熱延鋼板をコイルとして巻き取る工程において、熱延鋼板内に、パーライト及び／又は長径が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、冷間圧延に伴い導入されるひずみが不均一に分散するため、焼鈍工程において逆変態によって様々な結晶方位のオーステナイトが生成し、残留オーステナイトの集合組織がランダムになる。即ち、残留オーステナイトの異方性が弱まり、この残留オーステナイトが変態することにより得られるマルテンサイトの等方化を向上させることができる。この観点からパーライト及び／又は粗大なセメンタイトを生成させ、残留オーステナイトの等方性を得るため、熱間圧延後の急速冷却の停止温度は５００℃以上とする。異方性を低減するには冷却停止温度は５３０℃以上が好ましく、５５０℃以上がより好ましい。一方、冷却停止温度を高め過ぎると、鋼板表層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、冷却停止温度を６５０℃以下とする必要がある。この観点からは冷却停止温度を６３０℃以下とすることが好ましい。

（第２冷却工程）
次に、前述のように急速冷却した鋼板を、引き続きコイルとして巻き取る工程では、急速冷却の停止から４００℃までの経過時間を１．０時間以上とする。即ち、この経過時間の間において、パーライト及び／又は粗大なセメンタイトを充分に生成させ、焼付硬化性の異方性を減じるには、前述した急速冷却の停止後、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ため、急速冷却の停止から４００℃までの経過時間が１時間以上となるよう徐冷する。
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。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、２４．０時間以下とすることが好ましい。
なおここで、このような経過時間の間、熱延鋼板を停留させる工程は、巻取り工程と重なるのが通常であるが、経過期間は、巻取り後のコイル放置期間まで含んでもよいことは勿論である。更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、一定温度に滞留させる場合を含むことは勿論である。

（冷間圧延工程）
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、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。冷間圧延の合計圧下率が３０％を下回ると、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、逆変態によって生じるオーステナイトの結晶方位が十分にランダムにならずに異方性が生じ、焼付硬化性の異方性が生じる。十分にひずみを蓄積させるためには、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％以上とすることが更に好ましい。一方、圧下率の合計が７５％を超えると、冷間圧延中に鋼板が破断する危険性が高まるため、圧下率の合計を７５％以下とする。この観点から、圧下率の合計は７０％以下とすることが好ましく、６５％以下とすることが更に好ましい。

（連続焼鈍工程）
次に、上述のようにして得られた冷延鋼板に、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（場合によっては更にめっき層の合金化処理）を組み入れることが望ましい。即ち、焼鈍工程を実施するための設備としては、予熱帯、還元帯、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。なお、予熱帯の雰囲気は酸化雰囲気、無酸化雰囲気、直下還元雰囲気のいずれでも構わない。
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として説明する。

焼鈍工程は、６００〜７５０℃の範囲内での平均加熱速度が、２０℃／ｓｅｃ以下となるように昇温することが好ましく、最高加熱温度が（Ａｃ_３−５０）℃以上となるように加熱し、７４０〜５００℃の範囲内での平均冷却速度が、１．０℃／秒以上となるように冷却することとする。
ここで、連続焼鈍めっきラインにおいては、上記の６００〜７５０℃の範囲内における２０℃／ｓｅｃ以下での昇温を含む加熱過程を予熱帯で行い、引き続き還元帯で焼鈍の最高加熱温度に到達させ、更にめっき帯に至るまでの間の冷却過程中で、上記の７４０〜５００℃の範囲内における１．０℃／秒以上での冷却を行なう。
これらの焼鈍条件について次に説明する。

焼鈍工程における加熱速度は鋼板内での再結晶挙動に影響する。特に６００〜７５０℃における昇温速度は、組織の等方化に大きく影響を及ぼす。そのため、この温度範囲内において、再結晶を十分に進め、逆変態前の組織を均一かつ等方的にすることにより、そこから逆変態して生じるオーステナイトも微細かつ等方的な形態をとることから、特に６００〜７５０℃における平均加熱速度を２０℃／秒以下とすることが好ましい。

またここで、焼鈍工程での加熱過程は、連続焼鈍めっきライン中の予熱帯で行なわれるが、その予熱帯の少なくとも一部は、酸化性雰囲気の酸化処理ゾーンとし、その酸化処理ゾーンにおいて、鋼板表層に適切な厚さの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。即ち、その後の還元帯での加熱により鋼板表層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、予熱帯内の酸化処理ゾーンにおいて加熱する際の予熱バーナーに用いる空気と燃料ガスの混合ガスにおいて、「単位体積の混合ガスに含まれる空気の体積」と「単位体積の混合ガスに含まれる燃料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」の比である空気比を０．７〜１．２とすることにより、鋼板の表層に０．０１〜２０μｍのＦｅ酸化被膜を形成することが望ましい。

前記空気比が１．２を超えれば、酸化被膜が過度に成長して、その後の還元帯で、鋼板表層部に形成される脱炭層が過度に成長するおそれがあり、また還元帯で酸化被膜を還元しきれずに、鋼板の表層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、前記体積比が０．７未満では、酸化被膜が充分に生成されない。またここで、予熱帯の酸化処理ゾーンで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及び／又はＭｎを含む酸化物の酸素供給源として機能するが、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微細な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。
またここで、予熱帯の酸化処理ゾーンを通過する際の鋼板温度が４００℃未満では、充分な酸化被膜を形成することができず、一方、８００℃を越える高温では、過度に酸化皮膜が成長するため、脱炭層の厚さを所定の範囲に収めることが困難となる。

焼鈍工程における最高加熱温度が低いと、オーステナイトへの逆変態が十分に進まず、フェライトの分率が過度に大きくなる。また、十分な硬質組織分率を確保するために、最高加熱温度は（Ａｃ_３−５０）℃以上とし、（Ａｃ_３−３５）℃以上とすることが好ましい。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とから、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。

またここで、焼鈍工程での最高加熱温度には、連続焼鈍めっきライン内の還元帯において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共に、この脱炭層中に適度にＳｉ及び／又はＭｎを含む酸化物を分散させることができる。ここで、還元帯の雰囲気は、水蒸気分圧Ｐ（Ｈ２Ｏ）と水素分圧Ｐ（Ｈ_２）の比（Ｐ（Ｈ_２Ｏ）／Ｐ（Ｈ_２））が０．０００１〜２．００の範囲内の雰囲気とすることが望ましい。（Ｐ（Ｈ_２Ｏ）／Ｐ（Ｈ_２））が０．０００１未満では、Ｓｉ及び／又はＭｎを含む酸化物は最表面層にのみに形成され、脱炭層の内部にＳｉ及び／又は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、（Ｐ（Ｈ_２Ｏ）／Ｐ（Ｈ_２））が２．００を超えれば、脱炭が過度に進行し、脱炭層の厚みを所定の範囲に制御できないおそれがある。なお、（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更に好ましい。

焼鈍工程における最高加熱温度からの冷却過程は、フェライト変態を抑制し、且つ変態温度をなるべく低温として有効結晶粒径を微細にするため、その冷却過程における７４０℃から５００℃の範囲内での平均冷却速度が、１．０℃／秒以上となるように冷却する。即ち、７４０℃から５００℃は、フェライトが生成される温度域であり、その温度域における平均冷却速度を１．０℃／秒以上とすることによって、フェライト変態を抑制することができる。このような観点から、最高加熱温度からの冷却過程における平均冷却速度を、２．５℃／秒以上とすることが好ましく、４．０℃／秒以上とすることがより好ましい。冷却速度の上限は特に設けないが、過度に大きな平均冷却速度を得るには、特殊な冷却設備やめっき工程に干渉する冷媒が必要となるため、好ましくない。この観点から、平均冷却速度は１５０℃／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。

（めっき工程）
続いて、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、亜鉛を主体とし、浴中の全Ａｌ量から全Ｆｅ量を引いた値である有効Ａｌ量を０．０１〜０．１８ｗｔ％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、浴中の有効Ａｌ量を０．０７〜０．１２ｗｔ％の範囲内とすることが好ましい。
一方、めっき層を合金化しない場合は、浴中の有効Ａｌ量は０．１８〜０．３０ｗｔ％の範囲であっても問題ない。Ａｌが多いと合金化に先立って地鉄／めっき層間にＡｌ合金が先に生じ、それがバリアとして働くため合金化が進まない。従って、合金化を行う場合にはＡｌ量を抑制することになる。一方でＡｌ量を抑制し過ぎると合金化が過度に進むので、その観点からはＡｌを添加する必要があり、両者のバランスの関係でＡｌ量が決定される。これに対して合金化しない場合には、バリア層ができても大きな問題とならないためＡｌ量が多くなっても実質的に問題ない。

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種又は２種以上が混入されていても本発明の効果を損なわず、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７０℃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温度が４３０℃を下回ると、めっき浴温度を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あるので実用上不適である。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、めっき浴温度を４７０℃以下に安定させるためにめっき浴から多量の抜熱を行う設備が必要となり、製造コストの点で不適である。従って、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。

更に、めっき浴へ浸漬する前あるいは浸漬した後に、ベイナイト変態を進め、残留オーステナイトを十分に確保することを目的として、３００〜４７０℃の範囲内の温度で、めっき浴に浸漬する時間も合わせて２０〜１０００秒滞留させ、これにより残留オーステナイトの体積分率を制御することができる。この場合、停留時間が２０秒未満では十分にベイナイト変態が進まず、残留オーステナイトへの炭素の濃化が不十分となる。焼付硬化性をさらに高めるには、停留時間は３５秒以上であることが好ましく、５０秒以上であることがより好ましい。一方、停留時間が１０００秒を超えると、残留オーステナイトへ過度に炭素が濃化したり、あるいはセメンタイトの生成が始まり所定の特性が得られない。残留オーステナイト中の炭素濃化を制限し、高い焼付硬化性を得るには、停留時間は６００秒以下であることが好ましく、４５０秒以下であることがより好ましい。
また、めっき後に合金化処理を行う場合、ベイナイト変態処理は、合金化処理の前でも後でも構わない。

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。合金化処理温度は、４７０℃未満では合金化が充分に進まないため、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、強度が著しく低下することから、６２０℃以下とすることが好ましい。合金化処理温度は４８０〜６００℃とすることがより好ましく、４９０〜５８０℃とすることが更に好ましい。
合金化処理時間は、充分に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、合金化処理はめっき浴への浸漬後に直ちに行うことが好ましいが、浸漬後に鋼板温度を一旦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。

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、強度および／または延性が劣化する懸念があるから、その平均冷却速度は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℃を超えると強度が著しく劣化するため、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。

更にめっき工程の後に、室温まで冷却した鋼板に対して、平均転位密度を高めるため、冷間にて圧延を施す調質圧延を行うことが好ましい。この調質圧延でも圧下率は、５．００％以下とすることが好ましい。なお、圧下率の下限は特に定めないが、０．０５％以上とすることが好ましく、０．１０％以上とすることがより好ましい。
この場合、実際上加工誘起マルテサイトを生成させず、且つフェライト中に転移を生成させる程度の調質圧延の圧下率は好ましくは１％以下、より好ましくは０．５０％とする。この調質圧延により、大部分の残留オーステナイトの加工誘起変態をさせることなく、鋼板全域において１．０×１０^１３／ｍ^２程度のひずみを導入することができる。

また、上述した方法により得られた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、リン酸化物及び／又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よい。リン酸化物及び／又はリンを含む複合酸化物からなる皮膜は、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。

以下、実施例により本発明の効果を説明するが、本発明は、以下の実施例で用いた条件に限定されるものではない。

表１〜３に示すＡ〜ＡＧの化学成分（組成）を有するスラブを鋳造し、鋳造後直ちに表４〜７に示す熱間圧延工程の条件（スラブ加熱温度、上記式（１）、熱間圧延完了温度）で熱間圧延し、熱間圧延完了後からコイルとして巻き取るまでの急速冷却（第１冷却工程）の条件（急速冷却開始までの経過時間、急速冷却の平均冷却速度、急速冷却の停止温度）を表４〜７に示す条件として冷却し、その後、引き続きコイルとして巻き取る工程では、急速冷却の停止から４００℃までの冷却（第２冷却）に要する経過時間を表４〜７に示す条件として行った。そして、鋼板をコイルとして巻き取った後、表４〜７に示す圧下率にて冷間圧延工程（冷延工程）を行った。

次に予熱帯、還元帯、めっき帯を有する連続焼鈍めっきラインを用い、表８〜１４に示す各条件にて焼鈍工程〜めっき工程を行った。
なお、実験例２、２６、３８、９８及び１１４において、鋼板をめっき浴に浸漬した後、室温まで冷却する間にベイナイト変態処理を施した。一方、実験例１０、２２、４２、１０２及び１０７において、鋼板をめっき浴に浸漬し、合金化処理を行った後、室温まで冷却する間にベイナイト変態処理を施した。これら以外の実験例では、第一冷却工程の後、鋼板をめっき浴に浸漬する前にベイナイト変態処理を施した。
なおまた、表中に記載の第三冷却工程とは、７４０〜５００℃の範囲での冷却工程であり、ベイナイト変態処理とは、めっき浴へ浸漬した後に３００〜４７０℃の範囲内の温度にて停留させる処理であり、第四冷却工程とは、停留後の冷却過程において、１５０℃以下の温度域まで冷却する工程である。
めっき工程後において、一部の鋼板には、マルテンサイトを焼戻すことを目的として再加熱処理（焼戻し工程）を行い、更に一部の鋼板には、表８〜１４に示す圧下率にて調質圧延を行った。
なお、表８〜１４中に示す鋼種ＧＩは鋼板表面に溶融亜鉛めっきを施した溶融亜鉛めっき鋼板、ＧＡは溶融亜鉛めっきを施した後に合金化処理した合金化溶融亜鉛めっき鋼板を示す。

なお、表８〜１４におけるＡｃ_３は以下の実験式を基に計算した。
Ａｃ_３［℃］＝９１０−２０３√Ｃ＋４４．７Ｓｉ−３０Ｍｎ＋２００Ａｌ−２０Ｎｉ−１０Ｃｒ

以上のようにして得られた実験例１〜１３７の溶融亜鉛めっき鋼板（又は合金化溶融亜鉛めっき鋼板）において、表面から板厚１／４を中心とする１／８厚〜表面から板厚１／４を中心とする３／８厚の範囲におけるミクロ組織を観察し体積分率を測定した。その結果を、表１５〜表１８に示す。

ミクロ組織分率のうち、残留オーステナイト量はＸ線回折によって測定し、他は、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を切り出し、鏡面に研磨した断面をナイタールエッチングし、電界放射型走査型電子顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ：Field Emission Scanning Electron Microscope）を用いて観察して求めた。
また、ＥＤＸを用いて、合金化亜鉛めっき層の１／２厚さにおける鉄の含有量を測定した。その結果を、表１５〜表１８に示す。

また、残留オーステナイト中の固溶炭素量は、残留オーステナイトの面積分率の測定と同じ条件でＸ線回折試験を行い、残留オーステナイトの格子状数ａを求め、上記式（２）を用いて求めた。
また、残留オーステナイトのＦＣＣ鉄のＸ線ランダム強度比を、Ｘ線回折によって測定した。
残留オーステナイトの結晶粒の圧延方向に対する平均粒径をｄ（ＲＤ）、及び板幅方向に対する平均粒径をｄ（ＴＤ）を求め、この両者からなるパラメーター、ｄ（ＲＤ）／ｄ（ＴＤ）を算出した。なお、残留オーステナイトの結晶粒は、１／４厚さにおける板面に平行な面を鏡面に仕上げ、ＦＥ−ＳＥＭ（Field Emission Scanning Electron Microscopy）を用い、ＥＢＳＤ（Electron Bach‐Scattering Diffraction）法による高分解能結晶方位解析を行い、評価した。測定ステップを０．１μｍとし、ＦＣＣ鉄の回折パターンを示す点が１０点以上集合し、且つ互いの結晶方位差が１０°未満である領域を残留オーステナイトの結晶粒とした。粒径は、ランダムに選んだ３０〜３００個の残留オーステナイト結晶粒において圧延方向と板幅方向における粒径をそれぞれ測定した。

また、圧延方向に平行な板厚断面を鏡面に仕上げ、ＦＥ−ＳＥＭを用いて観察することによって脱炭層厚みを測定した。なお、１つの鋼板について、３箇所以上脱炭層厚み測定し、その平均値を脱炭層厚みとした。
更に、圧延方向に平行な板厚断面を鏡面に仕上げ、ＦＥ−ＳＥＭを用いて７μｍ２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、酸化物の密度を算出した。また、ランダムに選んだ１００〜１０００個の酸化物の円相当径を平均することにより酸化物の平均粒子径を算出した。

次に、ＢＨ量を測定することにより焼付硬化性の評価試験を行った。
先ず、上記の製法により得られた各鋼板よりＪＩＳ５号試験片を作製し、２％の引張予ひずみを付加したのち、１７０℃×２０ｍｉｎ保持の条件で塗装焼付け相当の熱処理を施し、焼付硬化量（ＢＨ）量を測定した。なお、圧延方向に対するＢＨ量を△ＢＨ（ＲＤ）、板幅方向に対するＢＨ量を△ＢＨ（ＴＤ）とし、本評価では、それぞれのＢＨ量が６５ＭＰａに満たないものをＮＧと判断した。更に、△ＢＨ（ＲＤ）／△ＢＨ（ＴＤ）が０．８〜１．２の範囲内を合格とした。

次に、実験例１〜１０９の溶融亜鉛めっき鋼板（又は合金化溶融亜鉛めっき鋼板）からＪＩＳ Ｚ ２２０１に準拠した引張試験片を採取し、引張試験をＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して行い、降伏応力、引張強度、全伸びを測定した。

鋼板表面の外観は、不めっきの発生状況を目視判断することにより行った。「×」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。
また、圧縮応力が加わる加工時の、めっき密着性を評価するため、６０°Ｖ曲げ試験後、曲げ部内側にテープを貼り、テープを引き剥がした。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た。「×」は剥離幅が７．０ｍｍ以上であり、実用上許容しえない鋼板であり、「○」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。
以上の試験結果、評価結果を表１５〜表１８に示す。

なお、表１〜１８において、下線を付した数値及び記号は本発明範囲外を示す。この場合、実験例１２４は化学成分に関して、Ｓｉの含有量が大きく、冷間圧延工程において鋼板が破断し、試験を中断した例である。
実験例１２５の合金化溶融亜鉛めっき鋼板はＳｉの含有量が小さく、十分な量の残留オーステナイトが得られず、めっき層の合金化処理中に鉄系炭化物が多量に生成したため、強度及び延性が劣化した例である。
実験例１２６は化学成分に関して、Ｍｎの含有量が大きく、鋳造完了後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。
実験例１２７は化学成分に関して、Ａｌの含有量が大きく、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。
実験例１２８は平均冷却速度１０〜６０℃／秒（[００７７]参照）に関して、合金化溶融亜鉛めっき鋼板は熱間圧延後の冷却速度が小さく、焼鈍後の残留オーステナイトが伸長し、焼付硬化性の異方性が増大した例である。
実験例１２９は合金化溶融亜鉛めっき鋼板は熱間圧延後の冷却速度が大きく、焼鈍後の残留オーステナイトの集合組織が強まり、焼付硬化性の異方性が増大した例である。
実験例１３０は焼鈍工程における加熱工程６５０〜７５０℃での加熱速度２０℃／秒以下（[００８２]参照）に関して、合金化溶融亜鉛めっき鋼板は焼鈍工程における加熱工程６５０〜７５０℃での加熱速度が大きく、焼鈍後の残留オーステナイトの異方性が強まり、焼付硬化性の異方性が増大した例である。
実験例１３１は焼鈍工程における第１冷却工程７４０〜５００℃での冷却速度１．０℃／秒以上（[００８７]参照）に関して、合金化溶融亜鉛めっき鋼板は焼鈍工程における第１冷却工程７４０〜５００℃での冷却速度が小さく、フェライト分率が過度に高まり、焼付硬化性が劣化した例である。
実験例１３２は焼鈍工程における第２冷却工程での冷却速度０．５℃／秒以上（[００９１]参照）に関して、合金化溶融亜鉛めっき鋼板は焼鈍工程における第２冷却工程での冷却速度が小さく、多量の粗大な炭化物が生じて残留オーステナイト分率が低下し、強度および焼付硬化性が劣化した例である。
実験例１３３はめっき工程における空気比０．７〜１．２（[００８４]参照）に関して、合金化溶融亜鉛めっき鋼板はめっき工程の予熱帯における空気比が小さく、表層の脱炭層の厚みが不十分となり、めっき密着性が劣化した例である。
実験例１３４は合金化溶融亜鉛めっき鋼板はめっき工程の予熱帯における空気比が大きく、表層の脱炭層の厚みが過度に大きくなった例であり、疲労強度が著しく劣位であり実用に耐えないものとなった。
実験例１３５はめっき工程における還元帯雰囲気の分圧比０．０００１〜２．００（[００８６]参照）に関して、合金化溶融亜鉛めっき鋼板はめっき工程の還元帯の雰囲気が本発明の範囲を逸脱しており、表層の脱炭層中の酸化物が少なく、めっき剥離試験において脱炭層と母材の界面を起点とした割れが発生し、外観が悪化したため、めっき密着性が劣位と評価された例である。
実験例１３６は合金化溶融亜鉛めっき鋼板はめっき工程の還元帯の雰囲気が本発明の範囲を逸脱しており、表層の脱炭層が過剰に成長した例であり、疲労強度が著しく劣位であり実用に耐えないものとなった。
実験例１３７はめっき工程における有効Al量０．０１〜０．１８ｗｔ％（[００８８]参照）に関して、合金化溶融亜鉛めっき鋼板はめっき浴の有効Ａｌ濃度が高い例であり、焼鈍工程直後の検査で外観品位が著しく劣位であったため、以降のミクロ組織観察及び特性評価試験を中止した。

表１〜１８に示すように、本実施例においては、優れた焼付硬化性が得られた。これに対し、比較例では、十分な引張強度、焼付硬化性を得ることができなかった。

本発明による高強度溶融亜鉛めっき鋼板及び高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、焼付硬化量を十分に確保できると共に、等方的な焼付硬化性を得ることができ、そのため強度、延性の向上に加えて、焼付硬化性を大きく向上させることができる。

[８]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％、
Ｎ：０．０００１〜０．０１００、
Ｏ：０．０００１〜０．０１００、
をそれぞれ含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる化学成分を有するスラブを、１１８０℃以上に加熱して、複数のパスにて行う熱間圧延を開始し、１０５０℃〜圧延完了温度までの範囲における熱延鋼板の温度Ｔ、板厚ｈ、及び各パス間の経過時間ｔの関係が下記式（１）を満足するような熱間圧延を行い、８８０℃以上の温度域にて圧延を完了させる熱間圧延工程と、
熱間圧延完了後から冷却開始までの経過時間を１．０秒以上とした後に冷却を開始し、
冷却速度を１０〜６０℃／秒とし、４５０℃以上でこの冷却を停止する第１冷却工程と、
第１冷却後から４００℃までの経過時間を１．０時間以上とし、その後に、合計の圧下率を３０〜７５％として冷間圧延する冷間圧延工程と、
６００〜７５０℃における平均加熱速度を２０℃／秒以下とし、最高加熱温度（Ａｃ₃−５０）℃以上で焼鈍し、７４０〜５００℃における平均冷却速度を１．０℃／秒以上として冷却し、
加熱する際に用いる空気と燃料ガスとによる混合ガスにおける単位体積の当該混合ガスに含まれる空気の体積と単位体積の当該混合ガスに含まれる燃料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との比である空気比を０．７〜１．２として鋼板の表層部に酸化物を生成させる予熱帯と、
次いで、Ｈ ₂ ＯとＨ ₂ との分圧比（Ｐ（Ｈ ₂ Ｏ）／Ｐ（Ｈ ₂ ））が０．０００１〜２．０として前記酸化物を還元する還元帯とを有する連続焼鈍工程と、
前記連続焼鈍工程後、前記鋼板を有効Ａｌ量を０．０１〜０．３０質量％とした亜鉛めっき浴に浸漬して前記鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を形成するめっき工程と、を備え、
前記亜鉛めっき浴へ浸漬する前、又は浸漬した後において、３００〜４７０℃の範囲内の温度で、２０〜１０００秒滞留させるベイナイト変態処理を行い、亜鉛めっき処理の完了から１５０℃までの平均冷却速度を０．５℃／秒以上とすることを特徴とする焼付硬化性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。

[９]前記めっき工程の後に、前記鋼板を５．００％以下の圧下率で圧延を施す調質圧延工程を備えることを特徴とする上記[８]に記載の焼付硬化性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
[１０]上記[８]に記載の製造方法により高強度溶融亜鉛めっき鋼板とした後に、４７０〜６２０℃で２〜２００秒の合金化処理を施して前記溶融亜鉛めっき層を合金化させ、めっき層の合金化処理の完了から１５０℃までの平均冷却速度を０．５℃／秒以上とすることを特徴とする焼付硬化性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
[１１]上記[８]に記載の製造方法において前記溶融亜鉛めっき層を合金化させた後に、前記鋼板を１０％未満の圧下率で圧延を施す調質圧延工程を備えることを特徴とする焼付硬化性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。

[９]前記めっき工程の後に、前記鋼板を５．００％以下の圧下率で圧延を施す調質圧延工程を備えることを特徴とする上記[８]に記載の焼付硬化性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
[１０] 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％、
Ｎ：０．０００１〜０．０１００、
Ｏ：０．０００１〜０．０１００、
をそれぞれ含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる化学成分を有するスラブを、１１８０℃以上に加熱して、複数のパスにて行う熱間圧延を開始し、１０５０℃〜圧延完了温度までの範囲における熱延鋼板の温度Ｔ、板厚ｈ、及び各パス間の経過時間ｔの関係が下記式（１）を満足するような熱間圧延を行い、８８０℃以上の温度域にて圧延を完了させる熱間圧延工程と、
熱間圧延完了後から冷却開始までの経過時間を１．０秒以上とした後に冷却を開始し、
冷却速度を１０〜６０℃／秒とし、４５０℃以上でこの冷却を停止する第１冷却工程と、
第１冷却後から４００℃までの経過時間を１．０時間以上とし、その後に、合計の圧下率を３０〜７５％として冷間圧延する冷間圧延工程と、
６００〜７５０℃における平均加熱速度を２０℃／秒以下とし、最高加熱温度（Ａｃ ₃ −５０）℃以上で焼鈍し、７４０〜５００℃における平均冷却速度を１．０℃／秒以上として冷却し、
加熱する際に用いる空気と燃料ガスとによる混合ガスにおける単位体積の当該混合ガスに含まれる空気の体積と単位体積の当該混合ガスに含まれる燃料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との比である空気比を０．７〜１．２として鋼板の表層部に酸化物を生成させる予熱帯と、
次いで、Ｈ ₂ ＯとＨ ₂ との分圧比（Ｐ（Ｈ ₂ Ｏ）／Ｐ（Ｈ ₂ ））が０．０００１〜２．０として前記酸化物を還元する還元帯とを有する連続焼鈍工程と、
前記連続焼鈍工程後、前記鋼板を有効Ａｌ量を０．０１〜０．１２質量％とした亜鉛めっき浴に浸漬して前記鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を形成するめっき工程と、
４７０〜６２０℃で２〜２００秒の合金化処理を施して前記溶融亜鉛めっき層を合金化させる合金化処理工程と、を備え、
前記亜鉛めっき浴へ浸漬する前、又は浸漬した後において、３００〜４７０℃の範囲内の温度で、２０〜１０００秒滞留させるベイナイト変態処理を行い、亜鉛めっき処理の完了から１５０℃までの平均冷却速度を０．５℃／秒以上とすることを特徴とする焼付硬化性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。

ここで、式（１）において、Ｎは熱間圧延開始から完了までの全パス数、iはパスの順番、Ｔ _i はｉ回目のパスでの圧延温度（℃）、ｈ _i はｉ回目のパスでの加工後板厚（ｍｍ）、ｔ _i はｉ回目のパスから次のパスまでの経過時間を示す。なお、ｉ＝１のときｈ ₀ ＝スラブ厚さである。また、最終パスから次のパスまでの経過時間は、最終パスから熱間圧延完了後の冷却開始時点までの経過時間とする。
[１１]上記[１０]に記載の製造方法において前記溶融亜鉛めっき層を合金化させた後に、前記鋼板を１０％未満の圧下率で圧延を施す調質圧延工程を備えることを特徴とする焼付硬化性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。

Claims (12)

1. 母材鋼板が、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％、
   Ｎ：０．０００１〜０．０１００、
   Ｏ：０．０００１〜０．０１００、
   をそれぞれ含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
   前記母材鋼板の組織が、体積分率で３％以上の残留オーステナイト相、５０％以下のフェライト相、及び４０％以上の硬質相を含有し、
   前記母材鋼板における表面から板厚１／４を中心とする１／８厚〜表面から板厚１／４を中心とする３／８厚の範囲において、
   平均転位密度が５×１０^１３／ｍ^２以上であり、
   前記残留オーステナイト相に含まれる固溶Ｃ量が、質量％で０．７０〜１．００％であり、
   前記残留オーステナイト相の集合組織のＦＣＣ鉄のＸ線ランダム強度比が３．０以下であり、
   前記残留オーステナイト相の圧延方向に対する粒径と板幅方向に対する粒径の比が０．７５〜１．３３であり、
   更に、前記母材鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層が形成されて、板厚０．６〜５．０ｍｍとなることを特徴とする焼付硬化性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
2. 前記硬質相が、ベイニティックフェライト相及び／又はベイナイト相、焼戻しマルテンサイト相、及びフレッシュマルテンサイト相からなることを特徴とする請求項１に記載の焼付硬化性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
3. 前記母材鋼板の表層部には、酸化物が微細に分散され、且つ厚さが０．０１〜１０．０μｍである脱炭層が形成されており、前記酸化物の平均粒子径が５００ｎｍ以下、平均密度が１．０×１０^１２個／ｍ^２以上であることを特徴とする請求項１に記載の焼付硬化性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
4. 更に、質量％で、
   Ｔｉ：０．００１〜０．１５０％、
   Ｎｂ：０．００１〜０．１００％、
   Ｖ：０．００１〜０．３００％、
   の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の焼付硬化性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
5. 更に、質量％で、
   Ｍｏ：０．０１〜２．００％、
   Ｗ：０．０１〜２．００％、
   Ｃｒ：０．０１〜２．００％、
   Ｎｉ：０．０１〜２．００％、
   Ｃｕ：０．０１〜２．００％、
   Ｂ：０．０００１〜０．０１００％、
   の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の焼付硬化性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
6. 更に、質量％で、
   Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、ＲＥＭの１種又は２種以上を合計で０．０００１〜０．０１００％含有することを特徴とする請求項１に記載の焼付硬化性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
7. 請求項１に記載の高強度鋼板の表面に形成された前記溶融亜鉛めっき層が合金化処理されていることを特徴とする焼付硬化性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
8. 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％、
   Ｎ：０．０００１〜０．０１００、
   Ｏ：０．０００１〜０．０１００、
   をそれぞれ含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる化学成分を有するスラブを、１１８０℃以上に加熱して、複数のパスにて行う熱間圧延を開始し、１０５０℃〜圧延完了温度までの範囲における熱延鋼板の温度Ｔ、板厚ｈ、及び各パス間の経過時間ｔの関係が下記式（１）を満足するような熱間圧延を行い、８８０℃以上の温度域にて圧延を完了させる熱間圧延工程と、
   熱間圧延完了後から冷却開始までの経過時間を１．０秒以上とした後に冷却を開始し、４５０℃以上でこの冷却を停止する第１冷却工程と、
   第１冷却後から４００℃までの経過時間を１．０時間以上とし、その後に、合計の圧下率を３０〜７５％として冷間圧延する冷間圧延工程と、
   最高加熱温度（Ａｃ_３−５０）℃以上で焼鈍する連続焼鈍工程と、
   前記連続焼鈍工程後、前記鋼板を亜鉛めっき浴に浸漬して前記鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を形成するめっき工程と、を備え、
   前記亜鉛めっき浴へ浸漬する前、又は浸漬した後において、３００〜４７０℃の範囲内の温度で、２０〜１０００秒滞留させるベイナイト変態処理を行うことを特徴とする焼付硬化性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
   

   

   ここで、式（１）において、Ｎは熱間圧延開始から完了までの全パス数、iはパスの順番、Ｔ_ｉはｉ回目のパスでの圧延温度（℃）、ｈ_ｉはｉ回目のパスでの加工後板厚（ｍｍ）、ｔ_ｉはｉ回目のパスから次のパスまでの経過時間を示す。なお、ｉ＝１のときｈ_０＝スラブ厚さである。また、最終パスから次のパスまでの経過時間は、最終パスから熱間圧延完了後の冷却開始時点までの経過時間とする。
9. 前記めっき工程は、加熱する際に用いる空気と燃料ガスとによる混合ガスにおける単位体積の当該混合ガスに含まれる空気の体積と単位体積の当該混合ガスに含まれる燃料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との比である空気比が０．７〜１．２とされた予熱帯において前記鋼板の表層部に酸化物を生成させ、次いで、Ｈ_２ＯとＨ_２との分圧比（Ｐ（Ｈ_２Ｏ）／Ｐ（Ｈ_２））が０．０００１〜２．０とされた還元帯において前記酸化物を還元した後、めっき浴温度を４５０〜４７０℃、めっき浴進入時の鋼板温度を４３０〜４９０℃、めっき浴中における有効Ａｌ量を０．０１〜０．１８質量％とした条件で前記鋼板を亜鉛めっき浴に浸漬することにより、前記鋼板の表面に前記溶融亜鉛めっき層を形成することを特徴とする請求項８に記載の焼付硬化性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
10. 前記めっき工程の後に、前記鋼板を５．００％以下の圧下率で圧延を施す調質圧延工程を備えることを特徴とする請求項８に記載の焼付硬化性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
11. 請求項８に記載の製造方法により高強度溶融亜鉛めっき鋼板とした後に、前記溶融亜鉛めっき層を合金化させることを特徴とする焼付硬化性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
12. 前記溶融亜鉛めっき層を合金化させた後に、前記鋼板を１０％未満の圧下率で圧延を施す調質圧延工程を備えることを特徴とする請求項１０に記載の焼付硬化性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。