TW201331383A - 具優異耐延遲破壞特性之高強度熔融鍍鋅鋼板及其製造方法 - Google Patents
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Abstract
本發明係於母材鋼板之表面形成熔融鍍鋅層或合金化熔融鍍鋅層。該母材鋼板具有以體積分率計40~90%之肥粒鐵相與5%以下之殘留沃斯田鐵相，且未再結晶肥粒鐵於肥粒鐵相全體中所佔之比例以體積分率計係50%以下，並且，肥粒鐵相的結晶粒在軋延方向中的平均粒徑除以板寬度方向中之平均粒徑後所得的值(即粒徑比)係0.75~1.33，分散成島狀之硬質組織在軋延方向中之平均長度除以板寬度方向中之平均長度後所得的值(即長度比)係0.75~1.33，且夾雜物的平均縱橫比係5.0以下。
Description
本發明係有關於一種以抗拉最大強度900MPa左右以上之高強度鋼板作為母材，並於其表面形成有熔融鍍鋅層的熔融鍍鋅鋼板，特別是，有關於具優異耐延遲破壞特性且同時具優異耐延遲破壞特性之異向性的高強度熔融鍍鋅鋼板、及其製造方法。
近年來，關於使用於汽車或營造機械、其他建築．土木構造體等之各種零件或構造物的鋼板，對於高強度化之要求日益高漲。於如此之背景下，抗拉最大強度900MPa以上之高強度鋼板係變成主要作為汽車之保險槓或車門防撞桿(impact beam)等補強材料使用。又，因多於屋外使用該等用途之鋼板，故通常要求優異之耐蝕性。
如此需要耐蝕性之用途的鋼板，正廣泛使用於母材鋼板表面施行有熔融鍍鋅之熔融鍍鋅鋼板。又，最近亦逐漸廣泛地使用於熔融鍍鋅後，藉將鍍敷層加熱至Zn之熔點以上之溫度，自母材鋼板中擴散Fe至鍍敷層中，以進行將鍍敷層變成以Zn-Fe合金作為主體的層之合金化處理的合金化熔融鍍鋅鋼板。
然而，於汽車等使用高強度鋼板時，需解決產生延遲破壞之問題。
延遲破壞係指於加工或組合構件時雖未產生破裂或破壞，但於高應力作用之狀況下使用構件時，於外觀上幾未隨著塑性變形，而突然地產生脆性地破裂等現象。眾所周知的是延遲破壞與由鋼板外部環境進入鋼板之氫有密切的關係。換言之，一般而言，延遲破壞被視為起因於由外部環境進入後於鋼中擴散之氫的脆化現象。
已知鋼板強度係對延遲破壞影響大之因子。這是因為越為高強度之鋼板，於作用有高應力之環境下使用的可能性越高之故。換言之，一般於使用低強度材料作為高應力作用之構件時，材料將立刻塑性變形而斷裂，故不會產生延遲破壞。另一方面，高強度材料因不易產生塑性變形或斷裂，故多於高應力作用之環境中使用。又，如汽車零件地於施行成形加工後使用之鋼材，將因加工而產生殘留應力。鋼板強度越高則該殘留應力越大。因此，因外部負載造成的應力，對鋼板施加大之殘留應力，因此，容易產生延遲破壞。結果，越為高強度材料，產生延遲破壞之疑慮越高。
另一方面，薄鋼板，例如，於板厚3.0mm左右以下之薄鋼板中，耐延遲破壞特性具異向性係眾所周知。換言之，藉由鋼板之製造製程中的加工方向(一般係最終冷軋延中之軋延方向、或與其正交之軋延寬度方向)，有於耐延遲破壞特性產生差異的情形。該傾向於薄板上係特別顯著。於是，於使用高強度薄鋼板作為高應力作用之構件時，係採取用以確保安全的對策。換言之，採取了下述對策，
進行有設計成即使於耐延遲破壞特性最差之方向上仍不會產生延遲破壞、或考量到構件所適合的鋼板，使耐延遲破壞特性朝差之方向的加工變得輕微等。然而，如此之對策中，有於利用鋼板時有顯著之限制的問題。
因此，薄鋼板本身之特性，不僅需提升耐延遲破壞特性，亦強烈期望開發耐延遲破壞特性之異向性小的薄鋼板。
又，關於薄鋼板之異向性的習知技術，有以下之技術。首先，降低延性之異向性以提升鋼板特性的方法，有專利文獻1所揭示之技術。又，降低彎曲性及韌性之異向性以提升鋼板特性的方法，有專利文獻2所揭示之技術。然而，於專利文獻1、2中均未記載關於耐延遲破壞特性，亦未揭示用以解決耐延遲破壞特性之異向性的方法。
又，專利文獻3中，記載了一種耐延遲破壞特性優異，且抗拉強度及延性之異向性小的鋼板。但，未記載關於耐延遲破壞特性之異向性，亦未揭示用以減少耐延遲破壞特性之異向性的方法。
此外，用以提升鋼板之耐延遲破壞特性的方法，於專利文獻4、專利文獻5中記載了以變韌鐵、變韌肥粒鐵、麻田散鐵、回火麻田散鐵等硬質組織作為鋼板之主相，以提升耐延遲破壞特性的鋼板。又，專利文獻6中記載了一種除了以回火麻田散鐵作為鋼板之主相，更藉於回火麻田散鐵中分散微細之碳化物，以提升耐延遲破壞特性的鋼板。
然而，利用該等專利文獻4~6之技術的鋼板，因均以硬質且延性差之組織作為主相，鋼板全體之延性均差，故不
適用於施行嚴苛之成形加工後使用的用途。
專利文獻7中，揭示了一種藉於自鋼板之表面起10μm以內的表層分散氧化物，以該氧化物捕獲氫，以提升鋼板之耐延遲破壞特性。又，專利文獻8中記載了以肥粒鐵作為鋼板之主相，於鋼板中分散作為硬質組織之麻田散鐵，並藉由Ti、Nb、V等微細析出物將該麻田散鐵的區塊大小微細化，以提升耐延遲破壞特性之鋼板。此外，專利文獻9中記載了除了如上述之區塊大小的微細化，並藉於鋼板之表層形成厚度0.5μm以上的脫碳層，以提升耐延遲破壞特性之鋼板。
該等專利文獻7~9中，雖記載了強度、延性以及提升耐延遲破壞特性，但完全未考量到耐延遲破壞特性之異向性。
專利文獻1：日本專利特開2005-256020號公報
專利文獻2：日本專利特開2010-156016號公報
專利文獻3：日本專利特開2010-168651號公報
專利文獻4：專利第3247907號公報
專利文獻5：日本專利特開第4317384號公報
專利文獻6：專利第4712882號公報
專利文獻7：日本專利特開2007-211279號公報
專利文獻8：日本專利特開2011-111671號公報
專利文獻9：日本專利特開2011-111675號公報
非專利文獻1：林邦夫、及其他4名、「薄鋼板中之耐氫脆化特性評價法」、Materia(日本金屬學會會報)、2005年3月20日、44(3)、p.254-256
非專利文獻2：社團法人日本鐵鋼協會生產技術部門表面處理鋼板部會編，「熔融鍍鋅鋼板手冊」、社團法人日本鐵鋼協會，1991年1月，p.53-55
如前述，例如，具900MPa左右以上之高強度的鋼板，特別是，使用厚度3.0mm左右以下之薄鋼板作為高負載作用的構件時，耐延遲破壞特性之異向性將成為問題。然而，以往雖考量到降低耐延遲破壞特性以外之延性等機械特性的異向性、或提升耐延遲破壞特性本身之方法，但未特別考量到降低耐延遲破壞特性之異向性係為實情。因此，如前述般地於使用於負載大之構件時，於安全上若欲確實且穩定地防止延遲破壞的產生，則需於設計上或加工上進行限制。並且，如此之問題，於高強度鋼板表面形成有用以提升耐蝕性之熔融鍍鋅層的熔融鍍鋅鋼板，甚至是合金化有該鍍敷層之合金化熔融鍍鋅鋼板方面，亦是必然會發生的事情。
本發明係以以上之情事作為背景而產生者，係提供一種於追求確保延性與強度並提升耐延遲破壞特性的同時，降低有其耐延遲破壞特性之異向性、特別是與板面(軋延面)
平行之面內中的耐延遲破壞特性之異向性(面內異向性)的熔融鍍鋅鋼板，並以提供其製造方法作為目的。
本發明人等為找出不損及母材鋼板之延性或強度，而可提升耐延遲破壞特性，並降低其耐延遲破壞特性之面內異向性的方法，反覆經歷各種實驗、檢討。結果，發現，不僅適當地調整母材鋼板之成分組成，藉由適當地調整鋼組織，同時適當地調整特定之相或組織、夾雜物的形狀，並將母材表面層作成適當地分散有氧化物之脫碳層，可解決前述課題的新穎之觀察所得知識，又，發現為此所需之製造製程，而完成本發明。
因此，本發明之要旨係如以下所述。
(1)一種具優異耐延遲破壞特性之高強度熔融鍍鋅鋼板，其特徵在於具有母材鋼板及形成於前述母材鋼板表面之熔融鍍鋅層，且該母材鋼板係由以質量%計含有下述成分且剩餘部分由Fe及不可避免之不純物構成的鋼所構成者：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%及N：0.0001~0.0100%；且，自前述母材鋼板表面起算，以前述母材鋼板之板厚的1/4厚度之位置為中心，在1/8厚度~3/8厚度之範圍中，使前述母材鋼板之組織成為：以體積分率計具有40~90%之肥粒鐵相且殘留沃斯田鐵相以體積分率計係5%以下，且在前述肥粒鐵相全體中，未再結晶肥粒鐵所佔之比例以體積分率計係50%以下
之組織；前述母材鋼板中，令前述肥粒鐵相的結晶粒於軋延方向中的平均粒徑除以板寬度方向中之平均粒徑的值(即粒徑比)為0.75~1.33，在前述肥粒鐵相中分散成島狀之硬質組織的軋延方向中之平均長度除以板寬度方向中之平均長度的值(即長度比)為0.75~1.33，且前述母材鋼板所含之夾雜物的平均縱橫比係1.0~5.0；前述母材鋼板之表面層係製成0.01~10.0μm厚度的脫碳層，並且，該脫碳層中之氧化物平均粒徑係30~500nm，且該脫碳層中之氧化物平均密度係1.0×1012個/m2~1.0×1016個/m2之範圍內。
(2)如前述(1)記載之具優異耐延遲破壞特性之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中前述母材鋼板以質量%計更含有選自Cr：0.01~2.00%、Ni：0.01~2.00%、Cu：0.01~2.00%、Mo：0.01~2.00%、B：0.0001~0.0100%、W：0.01~2.00%中之1種或2種以上成分。
(3)如前述(1)記載之具優異耐延遲破壞特性之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中前述母材鋼板以質量%計更含有選自Ti：0.001~0.150%、Nb：0.001~0.100%、V：0.001~0.300%中之1種或2種以上成分。
(4)如前述(1)記載之具優異耐延遲破壞特性之高級度熔融鍍鋅鋼板，其中前述母材鋼板更含有選自Ca、Ce、Mg、Zr、La、REM中之1種或2種以上成分，且合計為0.0001~0.0100質量%。
(5)如前述(1)記載之具優異耐延遲破壞特性之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中前述母材鋼板中在全伸長為3~7%
之範圍內的平均加工硬化指數(n值)為0.060以上。
(6)如前述(1)記載之具優異耐延遲破壞特性之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中前述母材鋼板在軋延方向上之極限擴散性氫量除以板寬度方向上之極限擴散性氫量的值係在0.5~1.5之範圍內。
(7)如前述(1)記載之具優異耐延遲破壞特性之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中前述母材鋼板中，自表面起算1/4厚度之位置的BCC鐵之X射線隨機強度比係4.0以下。
(8)如前述(1)記載之具優異耐延遲破壞特性之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中前述熔融鍍鋅層係經合金化處理者。
(9)一種具優異耐延遲破壞特性之高強度熔融鍍鋅鋼板的製造方法，其特徵在於具有：熱軋延步驟，係將以質量%計含有C：0.075~0.400%、Si：0.01~2.00%、Mn：0.80~3.50%、P：0.0001~0.100%、S：0.0001~0.0100%、Al：0.001~2.00%、O：0.0001~0.0100%、N：0.0001~0.0100%且剩餘部分由Fe及不可避免的不純物所構成之扁鋼胚加熱至1080℃以上後開始熱軋延，且令從熱軋延開始至熱軋延結束之全道次(pass)數(-)為N、第i號道次中的軋延溫度(℃)為TPi、第i號道次中之軋縮率(-)為ri，以其等會滿足下述式(A)之方式施行熱軋延，並於前述母材鋼板之溫度為850~980℃之範圍內的溫度時結束熱軋延；一次冷卻步驟，係令前述熱軋延結束後至冷卻開始之經過時間為1.0秒以上，使業經前述熱軋延之母材鋼板以5℃/秒以上且50℃/秒以下的冷
卻速度進行一次冷卻，並於前述母材鋼板之溫度為500~650℃之範圍內的溫度時，停止該一次冷卻；二次冷卻步驟，係緊接著前述一次冷卻步驟，以前述母材鋼板之溫度從停止前述一次冷卻時之溫度轉變成400℃之經過時間長達1小時以上之方式，使前述母材鋼板緩冷卻以進行二次冷卻；冷軋延步驟，係於前述二次冷卻後，以30~75%之合計軋縮率來冷軋延前述母材鋼板；退火步驟，係於前述冷軋延後，以600~750℃之範圍內的平均升溫速度為20℃/sec以下之方式，使業經前述冷軋延之前述母材鋼板升溫而加熱至750℃以上之溫度，接著以750~650℃範圍內之平均冷卻速度為1.0~15.0℃/秒之方式，使業經前述加熱之前述母材鋼板冷卻；及，鍍敷步驟，係於前述退火步驟後之前述母材鋼板表面施行熔融鍍鋅。
(10)如前述(9)記載之具優異耐延遲破壞特性之高強度熔融鍍鋅鋼板的製造方法，其係藉由具有預熱帶、還原帶及鍍敷帶之連續退火鍍敷生產線來連續施行前述退火步驟及前述鍍敷步驟；且，將前述預熱帶中之至少一部分作為空氣比係0.7~1.2的氧化處理區，並於該氧化處理區中使氧化物生成於前述冷軋延後之前述母材鋼板的表層
部，而該空氣比係將加熱用燃燒器中所使用之空氣與燃燒氣體的混合氣體(即是單位體積之混合氣體所含之空氣體積)除以理論上使單位體積之該混合氣體所含之燃燒氣體完全燃燒所需的空氣體積後所得之值；接著，於水蒸氣分壓除以氫分壓之值[即分壓比P(H2O)/P(H2)]為0.0001~2.0之前述還原帶中使前述氧化物還原後，於前述鍍敷帶中，使業已通過前述還原帶之前述母材鋼板在進入鍍敷浴時之鋼板溫度為430~490℃的條件下，浸漬於鍍敷浴溫度為450~470℃且鍍敷浴中之有效Al量為0.01~0.18質量%的熔融鍍鋅浴中，藉此於該母材鋼板之表面施行熔融鍍鋅。
(11)如前述(9)記載之具優異耐延遲破壞特性之高強度熔融鍍鋅鋼板的製造方法，其於前述鍍敷步驟後更具有：用以使前述熔融鍍鋅之層合金化的合金化處理步驟。
依據本發明，作為使用有高強度鋼板作為母材之熔融鍍鋅鋼板，可得到不損及延性及強度、具優異耐延遲破壞特性，且即使為薄板耐延遲破壞特性之異向性仍少的高強度熔融鍍鋅鋼板。因此，於將本發明之高強度熔融鍍鋅鋼板作為薄板並作為高負載作用之構件使用時，仍可確保高安全性，且設計上或加工上所受到限制的疑慮少，故可提高設計或加工之自由度，擴大高強度熔融鍍鋅鋼板的適用範圍。
以下，詳細地說明本發明之一實施形態。
本實施形態之高強度熔融鍍鋅鋼板，基本上係以具有預定之成分組成且經適當地調整鋼組織的高強度鋼板作為母材，並於該作為母材之鋼板表面形成有熔融鍍鋅層者。另，母材鋼板表面之熔融鍍鋅層亦可係熔融鍍鋅後經合金化處理者(合金化熔融鍍鋅層)。此處，並未特別限定本實施形態之高強度熔融鍍鋅鋼板與作為其母材之鋼板的厚度，但一般而言，耐延遲破壞特性之異向性容易發生於板厚薄的鋼板，故本發明之效果於母材鋼板厚度薄時變大。因此，本發明適用於母材鋼板係薄板的情形。具體而言，高強度熔融鍍鋅鋼板之板厚以0.6~5.0mm為佳。換言之，高強度熔融鍍鋅鋼板之板厚小於0.6mm時不易保持平坦的板之形狀。另一方面，高強度熔融鍍鋅鋼板之板厚大於5.0mm時，將不易均等地冷卻鋼板內部。又，母材鋼板之板厚以3.0mm以下為佳，更以2.0mm以下較佳。
於本實施形態中，藉由以下之(a)~(f)，實現確保延性(成形加工性)及強度，並充分地提升耐延遲破壞特性的同時，可確實地降低耐延遲破壞特性之異向性的高強度熔融鍍鋅鋼板。
(a)母材鋼板之鋼組織的微觀組織係以軟質之肥粒鐵相作為主體。
(b)將佔據於該肥粒鐵相之未再結晶肥粒鐵限制為少量，同時限制殘留沃斯田鐵相為少量。
(c)規定該肥粒鐵層中之結晶粒的軋延方向之粒徑除以
板寬度方向之粒徑的值，即粒徑比於適當之範圍。
(d)規定島狀之硬質組織(主要由變韌鐵、變韌肥粒鐵、麻田散鐵及回火麻田散鐵等硬質相之集合體所構成之島狀的組織)的軋延方向中之長度除以板寬度方向中之長度的值，即長度比於適當之範圍。
(e)規定夾雜物(主要係Mn硫化物及/或包含Mn硫化物之粗大複合夾雜物)之平均縱橫比於適當之範圍內。
(f)將母材鋼板之表面層作為較厚的脫碳層，並微細且高密度地分散該脫碳層中之氧化物(主要含有Si及/或Mn之氧化物)。
接著，說明該等條件之限定理由。
首先，說明作為本發明之高強度熔融鍍鋅鋼板的母材所使用之鋼板的成分組成之限定理由。另，以下之記載中，於未特別否定時，「%」係表示質量%。
C係用以提高鋼板之強度所含有。然而，C含量大於0.400質量%時，鋼板之熔接性將變得不充分。由確保熔接性之觀點來看，C之含量以0.300質量%以下為佳，以0.250質量%以下較佳。另一方面，C之含量小於0.075質量%時，鋼板之強度下降，不易確保900MPa以上之抗拉最大強度。為更加提高鋼板之強度，C之含量以0.085質量%以上為佳，以0.100質量%以上較佳。
Si係抑制鋼板中之鐵系碳化物的生成，提高鋼板之強
度與成形性的元素。然而，Si之含量大於2.00質量%時，鋼板脆化，延性劣化，有不易冷軋延的可能。由確保延性之觀點來看，Si之含量以1.80質量%以下為佳，以1.50質量%以下較佳。另一方面，Si之含量小於0.01質量%時，將不易於脫碳層中充分地分散氧化物。由該觀點來看，Si之下限值以0.20質量%以上為佳，以0.50質量%以上較佳。
Mn係用以提高鋼板之強度所添加。然而，Mn之含量大於3.50質量%時，鋼板之板厚中央部將產生粗大之Mn濃化部。結果，容易產生扁鋼胚之脆化，亦容易產生經鑄造之扁鋼胚破裂等問題。又，Mn之含量大於3.50質量%時，熔接性亦劣化。因此，Mn之含量需設為3.50質量%以下。由確保熔接性之觀點來看，Mn之含量以3.00質量%以下為佳以2.70質量%以下較佳。另一方面，Mn之含量小於0.80質量%時，因退火後之冷卻中形成大量之軟質的組織，故不易確保900MPa以上之抗拉最大強度。因此，Mn之含量需設為0.80質量%以上。為更加提高鋼板之強度，Mn之含量以1.00質量%以上為佳，以1.30質量%以上較佳。
P有於鋼板之板厚中央部偏析的傾向，將使熔接部脆化。P之含量大於0.100質量%時，因熔接部將大幅地脆化，故將P之含量的上限設為0.100質量%。又，由該觀點來看，P之含量以0.030質量%以下較佳。另一方面，將P之含量設為小於0.0001質量%時，將導致製造成本之大幅增加，故將
0.0001質量%設為下限值。另，P之含量以0.0010質量%以上較佳。
S將對熔接性及鑄造時與熱軋時之製造性造成不良影響。因此，將S之含量的上限值設為0.0100質量%以下。又，S因與Mn結合而形成粗大之MnS，使鋼板之延性或延伸凸緣性下降，故以將S之含量設為0.0050質量%以下為佳，以設為0.0030質量%以下較佳。另一方面，將S之含量設為小於0.0001質量%時，將導致製造成本之大幅增加，故將0.0001質量%作為下限值。另，S之含量以0.0005質量%以上為佳，更以0.0010質量%以上較佳。
Al將抑制鐵系碳化物之生成，並提高鋼板之強度及成形性。然而，Al之含量大於2.00質量%時，因熔接性惡化，故將Al之含量的上限設為2.00質量%。又，由該觀點來看，Al之含量以設為1.50質量%以下為佳，以設為1.20質量%以下較佳。另一方面，不需特別限定Al之含量的下限即可發揮本發明之效果。但，Al係於原料中微量地存在之不可避免的不純物，其含量小於0.001質量%時，將導致製造成本之大幅增加。因此，將Al之含量設為0.001質量%以上。又，Al係有效地作為脫氧材之元素，故為得較充分之脫氧效果時，以將Al之含量設為0.010質量%以上為佳。
N將形成粗大之氮化物，使鋼板之延性及延伸凸緣性劣
化，故需抑制其添加量。N之含量大於0.0100質量%時，該傾向將變得顯著，故將N之含量的上限設為0.0100質量%。又，N將成為熔接時產生氣孔之原因，故其含量以少為佳。不需特別限定N之含量的下限即可發揮本發明之效果，N之含量小於0.0001質量%時，將導致製造成本之大幅增加，故設為0.0001質量%以上。
O將形成氧化物，使鋼板之延性及延伸凸緣性劣化，故需抑制其含量。O之含量大於0.0100質量%時，因鋼板之延伸凸緣性的劣化變得顯著，故將O之含量的上限設為0.0100質量%。並且，O之含量以0.0070質量%以下為佳，以0.0050質量%以下較佳。不需特別限定O之含量的下限即可發揮本發明之效果，O之含量小於0.0001質量%時，將導致製造成本之大幅增加，故將0.0001質量%作為O之含量的下限。又，由製造成本來看，O之含量以0.0003質量%以上為佳，以0.0005質量%以上較佳。
其他，本實施形態之合金化熔融鍍鋅鋼板之母材鋼板中，亦可視需要，添加選自於Cr、Ni、Cu、Mo、B、W中之一種或2種以上的元素。該等元素之添加理由係如下述。
Cr係抑制高溫下之相變態，有效地使鋼板高強度化的元素。藉此，亦可於扁鋼胚添加Cr，取代C及/或Mn之一部分。Cr之含量大於2.00質量%時，熱軋延步驟下之扁鋼胚的
加工性受損，生產性下降，故將Cr之含量設為2.00質量%以下。不需特別限定Cr之含量的下限即可發揮本發明之效果，但為充分地得到藉由添加Cr所得的鋼板之高強度化的效果，Cr之含量以0.01質量%以上為佳。
Ni係抑制高溫下之相變態，有效地使鋼板高強度化的元素。藉此，亦可於扁鋼胚添加Ni，取代C及/或Mn之一部分。Ni之含量大於2.00質量%時，因鋼板之熔接性受損，故將Ni之含量設為2.00質量%以下。不需特別限定Ni之含量的下限即可發揮本發明之效果，但為充分地得到藉由添加Ni所得的鋼板之高強度化的效果，Ni之含量以0.01質量%以上為佳。
Cu係作為微細之粒子存在於鋼中，以提高鋼板之強度的元素。藉此，亦可於扁鋼胚添加Cu，取代C及/或Mn之一部分。Cu之含量大於2.00質量%時，因鋼板之熔接性受損，故將Cu之含量設為2.00質量%以下。不需特別限定Cu之含量的下限即可發揮本發明之效果，但為充分地得到藉由添加Cu所得的鋼板之高強度化的效果，Cu之含量以0.01質量%以上為佳。
Mo係抑制高溫下之相變態，有效地使鋼板高強度化的元素。藉此，亦可於扁鋼胚添加Mo，取代C及/或Mn之一部分。Mo之含量大於2.00質量%時，熱軋延步驟下之扁鋼胚
的加工性受損，生產性下降，故將Mo之含量設為2.00質量%以下。不需特別限定Mo之含量的下限即可發揮本發明之效果，但為充分地得到藉由添加Mo所得的鋼板之高強度化的效果，Mo之含量以0.01質量%以上為佳。
W係抑制高溫下之相變態，有效地使鋼板高強度化的元素。藉此，亦可添加於扁鋼胚，取代C及/或Mn之一部分。W之含量大於2.00質量%時，熱軋延步驟下之扁鋼胚的加工性受損，生產性下降，故W之含量以2.00質量%以下為佳。不需特別限定W之含量的下限即可發揮本發明之效果，但為充分地得到藉由W所得的鋼板之高強度化，W之含量以0.01質量%以上為佳。
B係抑制高溫下之相變態，有效地使鋼板高強度化的元素。藉此，亦可於扁鋼胚添加B，取代C及/或Mn之一部分。B之含量大於0.0100質量%時，熱軋延步驟下之扁鋼胚的加工性受損，生產性下降，故將B之含量設為0.0100質量%以下。由生產性之觀點來看，B之含量以0.0050質量%以下較佳，以0.0030質量%以下更佳。不需特別限定B之含量的下限即可發揮本發明之效果，但為充分地得到藉由添加B所得的鋼板之高強度化的效果，B之含量以0.0001質量%以上為佳。為更加提升鋼板之高強度化，B之含量以0.0003質量%以上較佳，以0.0005質量%以上更佳。
又，本實施形態之合金化熔融鍍鋅鋼板之母材鋼
板中，亦可視需要，添加選自於Ti、Nb、V中之一種或2種以上的元素。該等元素之添加理由係如下述。
Ti係藉由強化析出物、利用抑制肥粒鐵結晶粒之成長的強化細粒及經由抑制再結晶之差排強化，幫助提升鋼板之強度的元素。但，Ti之含量大於0.150質量%時，碳氮化物之析出變多，鋼板之成形性將劣化，故將Ti之含量設為0.150質量%以下。由確保鋼板之成形性的觀點來看，不需特別限定Ti之含量以0.100質量%以下較佳，以0.070質量%以下更佳。Ti之含量的下限即可發揮本發明之效果，但為充分地得到藉由添加Ti所得的鋼板之強度提升效果，Ti之含量以0.001質量%以上為佳。為更加使鋼板高強度化，Ti之含量以0.010質量%以上較佳，以0.015質量%以上更佳。
Nb係藉由強化析出物、利用抑制肥粒鐵結晶粒之成長的強化細粒及經由抑制再結晶之差排強化，幫助提升鋼板之強度的元素。但，Nb之含量大於0.100質量%時，碳氮化物之析出變多，鋼板之成形性將劣化，故將Nb之含量設為0.100質量%以下。由確保鋼板之成形性的觀點來看，Nb之含量以0.050質量%以下較佳。不需特別限定Nb之含量的下限即可發揮本發明之效果，但為充分地得到藉由添加Nb所得的鋼板之強度提升效果，Nb之含量以0.001質量%以上為佳。為更加使鋼板高強度化，Nb之含量以0.010質量%以上更佳。
V係藉由強化析出物、利用抑制肥粒鐵結晶粒之成長的強化細粒及經由抑制再結晶之差排強化，幫助提升鋼板之強度的元素。但，V之含量大於0.300質量%時，碳氮化物之析出變多，鋼板之成形性將劣化，故將V之含量設為0.300質量%以下。由確保鋼板之成形性的觀點來看，V之含量以0.200質量%以下較佳，以0.150質量%以下更佳。不需特別限定V之含量的下限即可發揮本發明之效果，但為充分地得到藉由添加V所得的鋼板之強度提升效果，V之含量以0.001質量%以上為佳。
此外，本實施形態之合金化熔融鍍鋅鋼板中的母材鋼板，亦可添加合計0.0001~0.0100質量%之Ca、Ce、Mg、Zr、La、REM之1種或2種以上，作為其他元素。該等元素之添加理由係如下述。
Ca、Ce、Mg、Zr、Hf、REM係有效改善鋼板之成形性的元素，可於扁鋼胚中添加1種或2種以上。但，Ca、Ce、Mg、Zr、La、及REM之1種或2種以上之含量的合計大於0.0100質量%時，反倒有損及鋼板之延性的疑慮。因此，各元素之含量的合計以0.0100質量%以下為佳。不需特別限定Ca、Ce、Mg、Zr、Hf、及REM之1種或2種以上之含量的下限即可發揮本發明之效果，但為充分地得到改善鋼板之成形性的效果，各元素之含量的合計以0.0001質量%以上為佳。由鋼板之成形性的觀點來看，Ca、Ce、Mg、Zr、Hf、及REM之1種或2種以上之含量的合計以0.0005%質量以上
較佳，以0.0010%質量以上更佳。
另，REM係Rare Earth Metal(稀土金屬)之簡稱，指屬於鑭系列的元素。於本實施形態中，REM或Ce大多以稀土金屬合金添加，亦有複合地含有La或Ce以外之鑭系列的元素之情形。不可避免的不純物方面，即使包含該等La或Ce以外之鑭系列的元素，仍可發揮本發明之效果。又，即使添加有金屬La或Ce，仍可發揮本發明之效果。
母材鋼板中之以上各元素以外的剩餘部分可為Fe及不可避免的不純物。另，均可含有小於前述下限值之微量的前述Cr、Ni、Cu、Mo、W、B、Ti、Nb、V，作為不純物。又，亦可含有小於其合計量之前述下限值的極微量之Ca、Ce、Mg、Zr、La、REM，作為不純物。
接著，說明作為本實施形態之高強度熔融鍍鋅鋼板之母材使用的高強度鋼板之組織。
作為本實施形態之高強度熔融鍍鋅鋼板之母材使用的高強度鋼板，其微觀組織，係以自鋼板之表面起，鋼板之板厚的1/4厚度之位置作為中心的1/8厚度~3/8厚度之範圍中，包含以體積分率計，40~90%之肥粒鐵相，且規定殘留沃斯田鐵以體積分率計係5%以下的組織。並且，針對肥粒鐵相，將未再結晶肥粒鐵在肥粒鐵相全體中所佔之比例限制成以體積分率計係50%以下者。
此處，規定以自鋼板之表面起，鋼板之板厚的1/4厚度之位置作為中心的1/8厚度~3/8厚度之範圍的組織，係因該範圍之組織可作為去除了鋼板之表層部的脫碳層的鋼
板全體之組織者。換言之，若於該範圍形成如前述之組織，即可判斷去除鋼板之表層部的脫碳層之鋼板全體係如前述之組織。
如上述地，作成包含大量之肥粒鐵的組織，同時，將該肥粒鐵相所含之未再結晶肥粒鐵的比例以體積分率計規定為50%以下，且規定殘留沃斯田鐵為少量，藉此，可實現良好之延性，並提升耐延遲破壞特性的高強度鋼板。又，於以下說明該等組織條件之限定理由。
肥粒鐵係有效地提升鋼板之延性的組織，於鋼板組織中以體積分率計需含有40~90%。肥粒鐵之體積分率小於40%時，有無法充分地得到鋼板之延性的疑慮。鋼板組織所含之肥粒鐵的體積分率，由鋼板之延性的觀點來看，以45%以上為佳，以50%以上更佳。另一方面，肥粒鐵係軟質之組織，故其體積分率大於90%時，有無法充分地得到鋼板之強度的疑慮。為充分地提高鋼板之強度，鋼板組織所含之肥粒鐵的體積分率以85%以下為佳，以75%以下更佳。
殘留沃斯田鐵因於加工中將變態成極硬質之麻田散鐵，躍進地提高加工硬化能，故係有效地提升鋼板之強度及延性的組織，亦可包含於鋼板中。但，自殘留沃斯田鐵變態之極硬質之麻田散鐵，將因氫之進入而顯著地促進鋼板之延遲破壞，故使耐延遲破壞特性劣化。因此，將殘留沃斯田鐵之體積分率的上限設為5.0%以下。又，由該觀點
來看，以將殘留沃斯田鐵之體積分率設為3.0%以下為佳，亦可設為0%。
此處，可如以下地測定殘留沃斯田鐵之體積分率。
換言之，於以自母材鋼板之表面起母材鋼板之板厚的1/4厚度之位置中的面，並平行於母材鋼板之板面的面作為觀察面，進行X射線解析。並且，由該結果算出相對於殘留沃斯田鐵之觀察面的面積分率。本實施形態中，將該面積分率作為以自母材鋼板之表面起，母材鋼板之板厚之1/4厚度的位置作為中心之1/8厚度~3/8厚度中的殘留沃斯田鐵之體積分率。另，觀察面若與母材鋼板之板面平行，即可於1/8厚度~3/8厚度之任意位置設定。
肥粒鐵中，有於退火步驟中經產生再結晶之再結晶肥粒鐵、未產生再結晶地殘留有冷軋延後之結晶方位的未再結晶肥粒鐵、及於退火步驟中暫時逆變態成沃斯田鐵後，相變態為肥粒鐵之變態肥粒鐵等3種。
該等中，未再結晶肥粒鐵因冷軋延結晶方位偏向，鋼板之異向性提高，故不佳。由該觀點來看，將未再結晶肥粒鐵於肥粒鐵全體中所佔之比例，以體積分率計設為小於50%。又，未再結晶肥粒鐵之內部存在有大量之差排及/或差排下部組織，故大量地存在未再結晶肥粒鐵，將成為鋼板之延性下降的原因。由該觀點來看，需降低鋼板中之未再結晶肥粒鐵的體積分率，未再結晶肥粒鐵在肥粒鐵全體中所佔之體積分率以小於30%為佳，以小於15%更
佳。未再結晶肥粒鐵之體積分率越低越佳，亦可為0%。
此處，可如以下地測定未再結晶肥粒鐵之體積分率。
換言之，未再結晶肥粒鐵因內部存在大量之差排及/或差排下部組織，故具有於一個結晶粒內結晶方位變化的特徵。又，肥粒鐵以外，藉由鐵之BCC結晶所構成的變韌鐵、變韌肥粒鐵、麻田散鐵及回火麻田散鐵亦與未再結晶肥粒鐵相同，於內部具有大量之差排及/或差排下部組織，故同樣地具有於一個結晶粒內結晶方位變化的特徵。另一方面，再結晶肥粒鐵及變態肥粒鐵之結晶粒內未存在1.0°以上的方位差。
藉由該特徵，未再結晶肥粒鐵與其以外之肥粒鐵於進行FE-SEM觀察測定有組織分率的視野中，可進行使用有EBSD(電子背向散射繞射：Electron Bach-Scattering Diffraction)法之高分解能結晶方位解析來區別。具體而言，首先，將於自母材鋼板之表面起母材鋼板之板厚的1/4厚度之位置中的面，並平行於母材鋼板之板面的面作成鏡面，使用EBSD法以0.5μm作為測定間距進行高分解能結晶方位解析。接著，於各測定點求出與第2接近測定點之結晶方位差，將結晶方位差為5.0°以上之點作為判斷為屬於相異之結晶粒的點並無視，求出與判斷為剩餘之相同結晶粒內的結晶方位差為5.0°以下之第2接近測定點群的結晶方位差之平均值。並且，判斷該平均值小於1.0°之點為再結晶肥粒鐵或變態肥粒鐵，可求出該等之面積分率。並且，藉由比
較利用FE-SEM觀察求出的肥粒鐵全體之面積分率與再結晶肥粒鐵及變態肥粒鐵之面積分率，可求得未再結晶肥粒鐵之面積分率、及肥粒鐵全體中未再結晶肥粒鐵所佔之比例。本實施形態中，將如此求出的未再結晶肥粒鐵之面積分率作為未再結晶肥粒鐵之體積分率。
上述之肥粒鐵相(包含未再結晶肥粒鐵)及殘留沃斯田鐵相以外之鋼組織，通常係包含變韌鐵、變韌肥粒鐵、及麻田散鐵(回火麻田散鐵或新生麻田散鐵)，且亦包含波來鐵或粗大之雪明碳鐵。並未特別限定該等組織之比例，以視目的地控制為佳。例如，對鋼板追求高之降伏比(=降伏應力/抗拉強度)時，以將變韌鐵、變韌肥粒鐵、麻田散鐵、回火麻田散鐵、及波來鐵等之比例(體積分率)設為合計40%以上為佳。另一方面，於追求更加提升鋼板之延性時，以將變韌鐵、變韌肥粒鐵、麻田散鐵、回火麻田散鐵、及波來鐵等之比例(體積分率)設為合計40%以下為佳。
另外，如前述，並未特別限定肥粒鐵相(包含未再結晶肥粒鐵)及殘留沃斯田鐵相以外之鋼組織的各別比例，但各別之較佳範圍及理由係如下述。
新生麻田散鐵係提高抗拉強度之組織。新生麻田散鐵之比例以體積分率計大於40%時，鋼板之延性將大幅地劣化。因此，於母材鋼板中亦可包含以體積分率計以40%作為上限的新生麻田散鐵。為充分地提高鋼板之抗拉強度，
以將新生麻田散鐵之體積分率設為4%以上為佳。另一方面，新生麻田散鐵將成為破壞之起點，使溫韌性劣化，故以將新生麻田散鐵的體積分率設為20%以下為佳，以15%以下較佳，以12%以下更佳。
回火麻田散鐵係提高鋼板之抗拉強度的組織，且因不易成為鋼板之破壞起點，故亦可於鋼板組織中含有以體積分率計50%以下。回火麻田散鐵之體積分率大於50%時，因鋼板之延性大幅地劣化，故不佳。
變韌肥粒鐵及/或變韌鐵係有助於鋼板之強度與延性之均衡的優異組織，亦可於鋼板組織中含有以體積分率計60%以下。又，變韌肥粒鐵及變韌鐵係具有軟質之肥粒鐵與硬質之麻田散鐵中間的強度、及回火麻田散鐵與殘留沃斯田鐵中間之強度的微觀組織。因此，於以鋼板之高度化為目的，活用該等組織時，亦可藉由存在於鋼板中，有降低鋼板內部之局部的硬度差，抑制破壞產生的效果，由低溫韌性之觀點來看為佳。為充分地得到該效果，變韌肥粒鐵及/或變韌鐵之體積分率以10%以上為佳，以15%以上較佳。另一方面，變韌肥粒鐵及/或變韌鐵之體積分率大於60%時，因鋼板之延性劣化，故不佳。由確保鋼板之延性的觀點來看，變韌肥粒鐵及/或變韌鐵之體積分率以50%以下為佳，以45%以下較佳。
其他，於本實施形態作為母材的高強度鋼板之鋼
板組織中，亦可包含波來鐵及/或粗大之雪明碳鐵等前述以外之組織。但，高強度鋼板之鋼板組織中若波來鐵及/或粗大之雪明碳鐵多，鋼板之彎曲性將劣化。因此，鋼板組織所含之波來鐵及/或粗大之雪明碳鐵的體積分率之合計以6%以下為佳，以4%以下較佳。
本實施形態中作為母材使用之高強度鋼板之鋼板組織所含之各組織的體積分率可藉由例如，以下所示之方法測定。
以於母材鋼板之1/4厚度中之面，並平行於母材鋼板之板面的作為觀察面，進行X射線解析，由該結果算出殘留沃斯田鐵之面積分率，藉此可作為殘留沃斯田鐵之體積分率。
此處，可如以下地得到各組織，即肥粒鐵、變韌肥粒鐵、變韌鐵、回火麻田散鐵及新生麻田散鐵之體積分率。
首先，以平行於母材鋼板之軋延方向且垂直於板面之截面作為觀察面，擷取試料。接著，研磨觀察面後，進行硝太蝕劑蝕刻。之後，以場致發射掃描電子顯微鏡(FE-SEM：Field Emission Scanning Electron Microscope)觀察以自母材鋼板之表面起母材鋼板之板厚的1/4厚度之位置作為中心的1/8厚度~3/8厚度之範圍，測定各組織的面積分率，藉此，可作為各組織之體積分率。
此外，於本實施形態中作為母材使用的鋼板，為降低耐延遲破壞特性之異向性，可如以下之(a)~(c)地作成。
(a)將與鋼板之板面(軋延面)平行的面內中之肥粒鐵相的結晶粒於軋延方向之粒徑除以板寬度方向(與軋延方向
正交之方向)之粒徑的值，即粒徑比(=軋延方向之粒徑÷板寬度方向之粒徑)調整至0.75~1.33之範圍內。
(b)將與鋼板之板面(軋延面)平行的面內中島狀地分散之硬質組織(硬質相)的軋延方向之長度除以板寬度方向之長度的值，即長度比(=軋延方向之長度÷板寬度方向之長度)調整至0.75~1.33之範圍內。
(c)將與鋼板之板面(軋延面)平行之面內中的夾雜物之平均縱橫比調整至5.0以下。以下，說明該等之限定理由及測定方法。
肥粒鐵結晶粒若於平行於板面(軋延面)之面朝特定方向伸長，將有助於耐延遲破壞特性的面內異向性。將肥粒鐵相之結晶粒的軋延方向中之平均粒徑設為d(RD)、板寬度方向中之平均粒徑設為d(TD)。d(RD)/d(TD)低於0.75時，鋼板之軋延方向的耐延遲破壞特性相對於板寬度方向將變低。因此，將肥粒鐵相之結晶粒的軋延方向之粒徑與板寬度方向之粒徑的比，即d(RD)/d(TD)設為0.75以上。另，d(RD)/d(TD)以0.80以上為佳，以0.85以上較佳。同樣地，d(RD)/d(TD)大於1.33時，鋼板之軋延方向的耐延遲破壞特性相對於板寬度方向將變低。因此，將1.33作為d(RD)/d(TD)之上限。另，d(RD)/d(TD)以1.25以下為佳，以1.18以下較佳。
另，此處，可如以下地進行肥粒鐵相之結晶粒的
各方向之粒徑。
換言之，藉由硝太蝕劑腐蝕自母材鋼板之表面起母材鋼板之板厚的1/4厚度之面，並平行於母材鋼板之板面的面，以FE-SEM觀察該面。於觀察時對隨機選出之100~1000個之肥粒鐵相的結晶粒，分別測定軋延方向與板寬度方向之粒徑。
硬質組織係於平行於鋼板之板面(軋延面)的面中，複數之結晶粒聚集，呈島狀地存在。該島狀之硬質組織若於與鋼板之板面(軋延面)平行之面內中的特定方向伸長，將助長鋼板中之耐延遲破壞特性的面內異向性。與鋼板之板面(軋延面)平行的面內中將島狀硬質組織之軋延方向的平均長度作為L(RD)、板寬度方向的平均長度作為L(TD)。L(RD)/L(TD)低於0.75時，鋼板之軋延方向的耐延遲破壞特性相對於板寬度方向將變低，故將硬質組織之軋延方向的長度除以板寬度方向的長度之值，即L(RD)/L(TD)之值作為0.75以上。
另外，L(RD)/L(TD)以0.80以上為佳，以0.85以上較佳。同樣地，L(RD)/L(TD)大於1.33時，鋼板之板寬度方向的耐延遲破壞特性相對於軋延方向將變低，故以1.33作為上限。L(RD)/L(TD)以1.25以下為佳，以1.18以下較佳。
另外，此處，島狀之硬質組織係指主要由變韌鐵、變韌肥粒鐵、麻田散鐵及回火麻田散鐵等硬質相之集
合體所構成的島狀組織，換言之，係由較肥粒鐵硬質之相所構成的複數結晶粒集合，成為島狀，並分散於由肥粒鐵相所構成的母相中之組織之意。
可如以下地進行島狀之硬質組織的長度之比的測定。
換言之，首先，將於自母材鋼板之表面起母材鋼板之板厚的1/4厚度中之面，並平行於母材鋼板之板面的面作成鏡面，使用EBSD法以0.5μm作為測定間距進行高分解能結晶方位解析。接著，求得各測定點中與第2接近測定點之結晶方位差，並僅挑出判斷為相同結晶粒內之結晶方位差為5.0°以下的點，求得與該點群之結晶方位差的平均值。並且，將該平均值為1.0°以上之點製圖。結晶方位差之平均為1.0°以上的點，除了硬質組織以外，於未再結晶肥粒鐵的情形中亦有。因此，結晶方位之解析後，以硝太蝕劑腐蝕與解析結晶方位後相同的視野，並以FE-SEM觀察，求得肥粒鐵之分散狀態。並且，藉由比較肥粒鐵之分散狀態與解析結晶方位的結果，可僅挑出硬質組織。由如此所得之島狀的硬質組織隨機地選出30~300個之島狀的硬質組織中，測定母材鋼板之軋延方向與板寬度方向中的長度，求得該比。
於經伸長之粗大Mn硫化物及/或包含Mn硫化物的粗大之複合夾雜物，鋼板之耐延遲破壞特性將顯著地劣化。夾雜物之平均縱橫比大於5.0時，因未能充分地得到鋼板之耐延遲破壞特性，故需將母材鋼板所含之夾雜物的平均縱橫
比設為5.0以下。由確保鋼板之耐延遲破壞特性的觀點來看，夾雜物之平均縱橫比以4.0以下為佳，以3.0以下較佳。夾雜物之縱橫比越小越佳，以1.0作為夾雜物的縱橫比之下限。另，此處，夾雜物之縱橫比係指於使夾雜物之二維形狀接近橢圓時，橢圓之長徑除以短徑的值(=長徑÷短徑)之意。
又，前述粗大之夾雜物若為於特定方向選擇性地伸長的形態，將顯著的提高鋼板中之耐延遲破壞特性之異向性。與鋼板之板面(軋延面)平行的面內中，將夾雜物的軋延方向之平均長度作為D(RD)、板寬度方向中之平均長度作為D(TD)。D(RD)/D(TD)低於0.50時，鋼板之軋延方向的耐延遲破壞特性相對於板寬度方向將變差。另一方面，D(RD)/D(TD)大於2.00時，鋼板之板寬度方向的耐延遲破壞特性相對於軋延方向將變差。為降低鋼板中之耐延遲破壞特性之異向性，D(RD)/D(TD)以於0.5~2.0的範圍內為佳。D(RD)/D(TD)之下限以0.60以上為佳，以0.70以上較佳。D(RD)/D(TD)之上限以1.67以下為佳，以1.43以下較佳。
可如以下地求得夾雜物之平均縱橫比。
換言之，將平行於母材鋼板之軋延方向且垂直於板面的截面作為觀察面，並作成鏡面。之後，使用FE-SEM，於1/8厚度~7/8厚度之範圍觀察10~100個粒徑為2μm以上的夾雜物，並求得分別之縱橫比。並且，將該等之平均值作為平均縱橫比。此外，於垂直於母材鋼板之軋延方向且垂直於板面的截面亦進行相同之觀察，得到平均縱橫比。2個平均縱橫比中，將較大者作為該鋼板中之夾雜物的平均縱橫比。
又，可如以下地求得夾雜物之軋延方向的長度D(RD)。
換言之，將平行於母材鋼板之軋延方向且垂直於板面的截面作為觀察面，並作成鏡面。之後，使用FE-SEM，於1/8厚度~7/8厚度之範圍觀察10~100個粒徑2μm以上的夾雜物。並且，分別測定經觀察之夾雜物沿著軋延方向的長度，將其平均值作為夾雜物之軋延方向的長度D(RD)。
同樣地，於垂直於鋼板之軋延方向且垂直於板面的截面中，得到夾雜物之板寬度方向的夾雜物之長度D(TD)。
另外，於觀察夾雜物時，係使用於FE-SEM一併設有能量分散型X射線分光器進行夾雜物之組成分析，確認夾雜物之全部或一部分係Mn硫化物，進行觀察。
此外，於母材鋼板中，若鋼組織的結晶方位之偏向的程度越高，將越助長鋼板中耐延遲破壞特性之異向性。換言之，肥粒鐵及硬質組織(變韌鐵、變韌肥粒鐵、麻田散鐵及回火麻田散鐵)的結晶方位若偏向1或2以上之特定方向，將助長鋼板中耐延遲破壞特性之異向性。因此，本實施形態中，係藉由自母材鋼板之表面起母材鋼板之板厚的1/4厚度之位置的BCC鐵(鋼組織中具有體心立方晶格之構造的組織之相)之X射線隨機強度比設定該等組織的偏向度。具體而言，以限制X射線隨機強度比為4.0以下為佳。該理由係如下述。
前述組織全係由鐵之BCC結晶(體心立方晶格之結晶)
所構成。因此，藉由以X射線繞射法測定鐵之BCC結晶的集合組織，可評價組織之偏向的程度。BCC鐵之X射線隨機強度比係由藉X射線繞射所測定的{110}、{100}、{211}、{310}極圖中，表示以複數極圖為根據以級數展開法計算之3次元集合組織的結晶方位分布函數(Orientation Distribution Function：以下稱ODF)求得。另，X射線隨機強度比係於相同條件下藉由X射線繞射法等測定未具朝特定方位之累積的標準試料之X射線強度與被測材料之X射線強度，並將所得的被測材料之X射線強度除以標準試料之X射線強度的數值。
如以下地進行X射線繞射用試料之製作。藉由機械研磨或化學研磨等研磨鋼板至板厚方向上的預定位置，並視需要藉由電解研磨或化學研磨去除應變，同時，將自母材鋼板之表面起母材鋼板之板厚的1/4厚度之位置的面調整成測定面。另，欲使測定面正確地為1/4厚度之位置係為困難。因此，製作試料以作為目標之位置(自母材鋼板之表面起母材鋼板之板厚的1/4厚度之位置)作為中心，使板厚之3%範圍內成為測定面。又，於不易以X射線繞射進行測定時，亦可藉由EBSD法進行統計上充分之數的測定。
為充分地降低耐延遲破壞特性之異向性，求出前述結晶方位分布函數(ODF)中Euler空間的 2=0°、45°、60°之各截面中的峰值強度，藉由其最大值，評價組織變更之程度。為充分地降低鋼板中之耐延遲破壞特性的異向性，該峰值強度以4.0以下為佳。鋼板中之耐延遲破壞特性之異
向性的降低，以該峰值強度越低越佳，以3.5以下較佳，以3.0以下更佳。該峰值強度之下限並未特別追求，但小於1.5於工業上係非常困難，故以1.5以上為佳。
於本實施形態中，為防止因由鋼板之表面進入的氫產生延遲破壞，係控制母材鋼板之表層部(表面層)的微觀組織。具體而言，為防止作為母材鋼板之表層部起點的延遲破壞，係將母材鋼板之表層部作為硬質組織少的脫碳層，且於該脫碳層中高密度地分散作為氫之陷阱位置(trap site)作用的微細之氧化物。本實施形態中，如此地，藉由防止氫自母材鋼板之表層部朝內部擴散，可提升鋼板之耐延遲破壞特性。換言之，係如以下(a)~(c)地作成。
(a)將母材鋼板之表面層作為0.01~10.0μm厚度的脫碳層。
(b)將脫碳層中之氧化物的平均粒徑作成500nm以下。
(c)將脫碳層中之氧化物的平均密度設為1.0×1012個/m2~1.0×1016個/m2之範圍內。
該等限定理由係如下述。
母材鋼板藉於其表層部具有充分之厚度的脫碳層(硬質組織少之層)，可抑制以其表層部作為起點之延遲破壞。脫碳層之厚度小於0.01μm時，因無法抑制母材鋼板之表層部的延遲破壞，故將脫碳層之厚度設為0.01μm以上。為充分地提升鋼板之耐延遲破壞特性，以將脫碳層之厚度設為0.10μm以上為佳，以0.30μm以上較佳。另一方面，過
厚之脫碳層將使鋼板之抗拉強度或疲勞強度下降。由該觀點來看，係將脫碳層之厚度設為10.0μm以下。由疲勞強度之觀點來看，脫碳層之厚度以9.0μm以下為佳，以8.0μm以下較佳。
另外，脫碳層係自鋼板內部之基質鐵的最表面連續之領域，係指硬質組織之體積分率為母材鋼板之厚度的1/4厚度之位置(基質鐵之部位)中硬質組織之體積分率的一半以下之領域。又，此處所指之硬質組織係指由較肥粒鐵硬質之相所構成的組織，即主要由變韌鐵、變韌肥粒鐵、麻田散鐵、回火麻田散鐵、及殘留沃斯田鐵等相所構成的組織。
又，如以下地規定脫碳層之厚度。即，使用FE-SEM觀察將平行於鋼板之軋延方向且垂直於板面之截面作成鏡面後的測定面，於1個鋼板中，測定3處以上之脫碳層的厚度，並以其平均值作為脫碳層之厚度。
分散於鋼板之脫碳層中並存在的氧化物(主要係包含Si及/或Mn之氧化物)之密度及粒徑亦對鋼板之耐延遲破壞特性有很大的影響。換言之，分散於鋼板之脫碳層中的結晶粒內及/或結晶粒界之氧化物將作為來自外部之氫的陷阱位置產生機能，抑制氫進入至鋼板內部，故有助於提升鋼板之耐延遲破壞特性。氧化物之密度越高亦可抑制氫之進入，故將氧化物之密度設為1.0×1012個/m2以上。為更充分地抑制氫進入至鋼板內部，氧化物之密度以3.0×1012個/m2
以上為佳，以5.0×1012個/m2以上較佳。另一方面，氧化物之密度大於1.0×1016個/m2時，氧化物間之距離將變得過小，以輕度之加工即可破壞鋼板之表層部，亦將破壞其外側的鍍敷層。因此，將氧化物之密度設為1.0×1016個/m2以下。為顯示鋼板之表層部充分的成形性，氧化物之密度以5.0×1015個/m2以下為佳，以1.0×1015個/m2以下較佳。
又，分散於母材鋼板之表層部(脫碳層)的氧化物越微細則越有效作為氫之陷阱位置。因此，將氧化物之平均粒子徑設為500nm以下。為更有效地抑制氫之擴散，以將氧化物之平均粒子徑設為300nm以下為佳，以100nm以下較佳。氧化物之平均粒子徑的下限並未特別設置，但為使平均粒子徑小於30nm，則需嚴格地控制母材鋼板之製造製程中的處理環境氣體及溫度，於實用上變得困難。因此，以將氧化物之平均粒子徑設為30nm以上為佳。
另外，母材鋼板之表層部(脫碳層)中的氧化物，係使用FE-SEM觀察將平行於鋼板之軋延方向且垂直於板面之截面作成鏡面後的測定面。氧化物之密度係觀察脫碳層之7μm2部分後計算氧化物的個數、或使用計算至1000個氧化物所需之觀察面積求得。此處，觀察面積係指氧化物之觀察部分的二維形狀之面積。又，氧化物之平均粒子徑係平均隨機選出的100~1000個之氧化物的圓等效直徑求得。此處，圓等效直徑係指將氧化物之觀察部分作為二維形狀的長軸直徑與短軸直徑之積的平方根之意。
母材鋼板之加工性的評價方面，使用加工硬化指數(n值)係為有效，本實施形態之高強度熔融鍍鋅鋼板中的母材鋼板之n值以0.060以上為佳。母材鋼板之n值小於0.060時，鋼板之加工性劣化，於嚴苛的成形加工中，有於鋼板產生斷裂的疑慮。
耐延遲破壞特性主要係因自外部進入之氫於鋼板內部擴散，而引起氫脆化者。因此，耐延遲破壞特性之異向性的指標，特別是，面內異向性之指標，可使用與母材鋼板之板面(軋延面)平行的面內中之軋延方向上極限擴散性氫量H(RD)除以同樣地與母材鋼板之板面(軋延面)平行的面內中之板寬度方向上的極限擴散性氫量H(TD)的值，即比H(RD)/H(TD)。本實施形態之高強度熔融鍍鋅鋼板中，母材鋼板之前述比H(RD)/H(TD)的值以於0.5~2.0之範圍內為佳，以於0.5~1.5之範圍內較佳。前述比H(RD)/H(TD)之值小於0.5、或大於2.0時，鋼板中之耐延遲破壞特性的面內異向性大，於作為對鋼板附加大之負載的構件使用時，為確保安全性，設計上或加工上之限制將變大。
另，此處極限擴散性氫量係指強制地使氫自鋼板表面進入(充氣)內部，於鋼板附加負載(應力)後產生破壞時鋼板內的氫量(反過來說係未因氫脆化產生破壞的極限之氫量)之意。並且，與母材鋼板之板面(軋延面)平行的面內中之軋延方向上的極限擴散性氫量係指，對鋼板於軋延方向附加負載時的極限擴散性氫量之意。與母材鋼板之板面
(軋延面)平行之面內中的板寬度方向上之極限擴散性氫量係指，對鋼板於板寬度方向附加負載時的極限擴散性氫量之意。
用以評價耐延遲破壞特性之異向性的極限擴散性氫量之測定方法，係參考非專利文獻1，可使用如以下之方法。後述之實施例的鋼板亦藉由該手法，測定母材鋼板之軋延方向、板寬度方向的極限擴散性氫量。
換言之，首先，由鋼板切出分別以軋延方向、板寬度方向作為縱向的試驗片，並將試驗片預加工成U字狀。並且，於試驗片之U字狀加工部賦與抗拉強度之0.6倍的應力後，於0.3%硫氰酸銨溶液中，以0.05mA/cm2之電流密度藉由陰極電解施行充氫，藉由利用氣相層析法之升溫分析測定斷裂後試驗片中的氫量。將如此所測定之軋延方向的試驗片、板寬度方向的試驗片之各氫量，分別作為軋延方向之極限擴散性氫量、板寬度方向之極限擴散性氫量。
又，鋼板之耐延遲破壞特性本身的評價，係將與前述同樣地準備之2方向的U字狀試驗片浸漬於鹽酸，判斷24小時以內一個以上之試驗片斷裂的情形係耐延遲破壞特性差。
本實施形態之高強度熔融鍍鋅鋼板係於如前述之母材鋼板的脫碳層上形成有熔融鍍鋅層者。並未特別限定熔融鍍鋅層之附著量，但由鋼板之耐蝕性的觀點來看，以20g/m2以上為佳，由經濟性之觀點來看，以150g/m2以下為佳。
並且，該熔融鍍鋅層亦可為Zn-Fe合金主體之合
金化層(合金化熔融鍍鋅層)。Zn-Fe合金主體之合金化層(合金化熔融鍍鋅層)係藉由熔融鍍鋅於母材鋼板之表面形成Zn鍍敷層後，再加熱至Zn之熔點以上的溫度，進行使母材鋼板中之Fe擴散於鍍敷層中的合金化處理所形成。此時，合金化熔融鍍鋅層中Fe之平均含量以8.0~12.0質量%的範圍內為佳。又，熔融鍍鋅層除了Zn、Fe以外，亦可含有少量之Pb、Sb、Si、Sn、Mg、Mn、Ni、Cr、Co、Ca、Cu、Li、Ti、Be、Bi、Sr、I、Cs、REM的1種或2種以上，仍無損本發明之效果。又，藉由該量亦有改善鋼板之耐蝕性或加工性等較佳的情形。
接著，說明製造本實施形態之高強度熔融鍍鋅鋼板的方法之一例。
首先，利用連續鑄造、或薄扁鋼胚鑄造機等通常方法鑄造具有依據前述母材鋼板規定之化學成分(組成)的扁鋼胚，並熱軋延該扁鋼胚。另，本實施形態之高強度熔融鍍鋅鋼板的製造方法亦可使用如於鑄造後立刻進行熱軋延之連續鑄造-直接軋延(CC-DR)的製程。
將所得之扁鋼胚加熱至用以熱軋延的1080℃以上，以1180℃以上之溫度為佳。為抑制因鑄造引起的結晶方位之異向性，扁鋼胚的加熱溫度需設為1080℃以上，以設為1180℃以上為佳。此外，由如此之觀點來看，扁鋼胚加熱溫度以設為1200℃以上較佳。並未特別限定扁鋼胚加熱溫度之
上限，但大於1300℃的加熱需投入大量之能量，故扁鋼胚加熱溫度以設為1300℃以下為佳。
加熱扁鋼胚後，進行熱軋延。於熱中進行軋延時，高溫下夾雜物之硬度變低。因此，於高溫下過度地施行軋縮時，夾雜物將於單向伸長，鋼板之耐延遲破壞特性劣化，且該異向性亦變大。為避免其發生，係於滿足下述式1之範圍進行熱軋延。另，於式1中，熱軋延的N係表示軋延之全道次數。又，Σ中係相對於熱軋延中第i號之道次的式，i係表示道次之號碼(i=1~N)、TPi係表示第i號之道次中的軋延溫度(℃)、ri係表示第i號之道次中的軋縮率(-)。道次之號碼i的值係時間越早之道次越小的值。
式1係用以評價利用軋延之夾雜物的伸長程度之式。式1之值越小，表示夾雜物係等向地伸長，而無害化。式1之指數項係與鋼板之鐵部與夾雜物之間的應變分配有關之項。該指數項之值越大，表示夾雜物中將越容易產生應變，夾雜物容易朝單向伸長。式1之{1/(1543-TPi)-1.00×10-3}的項係與夾雜物之柔軟度相關的項。該項之值越大，表示夾雜物越柔軟，越容易朝單向伸長。
因此，本實施形態中控制各道次中的軋縮量及軋延溫度，使式1之值為1.00以下。藉此，因可防止夾雜物過度伸長，故可得充分良好之鋼板中的耐延遲破壞特性，並防止耐延遲破壞特性之異向性的增大。為確實地抑制夾雜物之伸長，以將式1之值設為0.90以下為佳，更以0.80以下較佳。
另一方面，若式1之值低於0.10，將於低溫域下進行過度軋延，於鋼板中之沃斯田鐵的集合組織產生強之異向性。若於沃斯田鐵產生強之異向性，不僅冷卻後之熱軋線圈、冷軋及退火後之鋼板中的各種變態組織亦將承接強之異向性，而產生鋼板中的耐延遲破壞特性之異向性。由該觀點來看，式1之值需設為0.10以上。為降低鋼板中的耐延遲破壞特性之異向性，以將式1之值設為0.20以上為佳，以0.30以上更佳。
熱軋延結束溫度係850~980℃，以於850~950℃之範圍內為佳。熱軋延結束溫度小於850℃時，將於沃斯田鐵產生強之異向性，增強製品板的集合組織，助長鋼板中的耐延遲破壞特性之異向性。另一方面，熱軋延結束溫度大於980℃時，限制式1之值為1.00以下係為困難，結果，夾雜物將於單向伸長，而助長鋼板中的耐延遲破壞特性之異向性。
於熱軋延結束後急速冷卻熱軋鋼板，並捲取成線圈。至開始該急速冷卻(一次冷卻)之時間、及急速冷卻(一次冷卻)的條件因將對鋼板之異向性造成影響，故需適當地控制該等。換言之，將自熱軋延結束後至冷卻開始之經過時間
設為1.0秒以上，並以5℃/秒以上50℃/秒以下之冷卻速度冷卻(一次冷卻)，於500~650℃範圍內的溫度下停止該一次冷卻。該等之限定理由係如下述。
換言之，於熱軋延後，鋼板中之沃斯田鐵的集合組織藉由加工具有強之異向性。為降低該異向性，於熱軋延結束後至開始一次冷卻之間，需進行沃斯田鐵的再結晶。由該觀點來看，需規定自熱軋延結束至開始冷卻之時間為1.0秒以上。為更加促進沃斯田鐵之再結晶，以設為1.5秒以上為佳，以設為2.0秒以上較佳。該時間之上限並未特別設定，但為於經過大於20秒之長時間後開始冷卻，熱軋延後需充分用以滯留鋼板的空間，設備需大幅地大型化，於成本上不佳。因此，該時間以20秒以下為佳。由成本之觀點來看，以15秒以下更佳。
熱軋延結束後，為將熱軋鋼板捲成線圈，係如前述地急速冷卻(一次冷卻)熱軋鋼板至適當之溫度。具體而言，係以50℃/秒以下(以5℃/秒以上為佳)之冷卻速度冷卻(一次冷卻)熱軋鋼板，並於500~650℃範圍內的溫度下停止該一次冷卻。
若該一次冷卻之冷卻速度過大，熱軋線圈中的各種變態組織之異向性將變強，故將軋延結束後之一次冷卻中的平均冷卻速度設為50℃/秒以下。此處，平均冷卻速度係作為對象之區間(此處係一次冷卻步驟)開始時的溫度與結束時的溫度之差的絕對值除以該區間之所需時間的值。一次
冷卻之平均冷卻速度越小，熱軋線圈中之異向性越弱，故以42℃/秒以下為佳，以35℃/秒以下較佳。並未特別限定一次冷卻中之平均冷卻速度的下限，但以小於5℃/秒之冷卻速度至捲取溫度，為充分地冷卻係需更大的設備，於成本上不佳。因此，一次冷卻之平均冷卻速度以5℃/秒以上為佳，更以10℃/秒以上較佳。
一次冷卻中之冷卻停止溫度將對將熱軋鋼板捲取成線圈的步驟中之組織變態造成影響。換言之，於將熱軋鋼板捲取成線圈的步驟(相當於二次冷卻)中，藉於熱軋鋼板內生成波來鐵及/或長徑大於1μm的粗大之雪明碳鐵，於冷軋延後之退火步驟中，將隨機化各種變態組織的集合組織及形態，可降低異向性。為生成波來鐵及/或粗大之雪明碳鐵，熱軋延後之一次冷卻的冷卻停止溫度係設為500℃以上。為充分地降低鋼板之異向性，一次冷卻的冷卻停止溫度以530℃以上為佳，以550℃以上較佳。另一方面，若一次冷卻之冷卻停止溫度過高，鋼板之表層部的鏽皮層將變得過厚，而損及表面品質，故需將一次冷卻之冷卻停止溫度設為650℃以下。由該觀點來看，一次冷卻之冷卻停止溫度以630℃以下為佳。
如前述，於接著將經一次冷卻之熱軋鋼板作為線圈地捲取地捲取的步驟中，進行緩冷卻(二次冷卻步驟)，使自一次冷卻停止至400℃之經過時間為1小時以上。換言之，為充分地生成波來鐵及/或粗大之雪明碳鐵，以降低鋼板中的
耐延遲破壞特性之異向性，於一次冷卻步驟中之急速冷卻停止後，需於生成雪明碳鐵之溫度域中停留充分的時間。因此，將經一次冷卻之熱軋鋼板緩冷卻(二次冷卻)，使自一次冷卻步驟之快速冷卻停止至400℃的經過時間為1.0小時以上。該經過時間以2.0小時為佳，以3.0小時以上較佳。並未特別限定該經過時間之上限，但停留大於24.0小時時，需特殊之設備，於成本上不佳，故該經過時間以24.0小時以下為佳。另，此處，通常前述二次冷卻係與捲取步驟重疊，但前述之經過期間亦可包含至捲取後之線圈的放置期間。此外，二次冷卻步驟之緩冷卻係包含於前述經過期間內之一部分期間，滯留經一次冷卻的熱軋鋼板至一定溫度的情形。
如前述，對經捲取作為熱軋線圈之鋼板，之後施行冷軋延。
進行冷軋延，使其合計之軋縮率為30%以上75%以下。冷軋延以於複數道次進行為佳，並未限定軋延之道次數或各道次之軋縮率的分配。冷軋延之合計軋縮率小於30%時，於鋼板未累積充分之應變，之後的退火步驟中將未充分地進行再結晶，殘留加工後之組織。結果，鋼板之集合組織及肥粒鐵結晶粒之異向性變大，鋼板中產生耐延遲破壞特性之異向性。為使鋼板充分地累積應變，冷軋延之軋縮率的合計以33%以上，以36%以上更佳。另一方面，冷軋延之軋縮率的合計大於75%時，肥粒鐵之再結晶集合組織
變強，將於鋼板中產生耐延遲破壞特性之異向性。因此，以將冷軋延之軋縮率的合計設為75%以下為佳。由該觀點來看，冷軋延之軋縮率的合計以設為65%以下為佳，以設為60%以下更佳。
接著，於如上述所得之冷軋鋼板(母材鋼板)施行退火處理。該退火步驟中到達最高加熱溫度後之冷卻過程中，以加入對鋼板表面的熔融鍍鋅處理(試情況更可進行鍍敷層之合金化處理)為佳。換言之，用以實施退火步驟之設備，以使用具有預熱帶、還原帶、及鍍敷帶的連續退火鍍敷生產線為佳。因此，以下，以進行使用如此之連續退火鍍敷生產線，並於退火後之冷卻過程中加入有鍍敷相關之步驟的連續處理的情況為例，進行說明。
退火步驟係以600~750℃範圍內的平均升溫速度係20℃/sec以下地升溫，加熱至750℃以上之溫度，再以750~650℃範圍內之平均冷卻速度係1.0~15.0℃/秒地冷卻(第一冷卻)。此處，平均升溫速度係作為對象之區間(此處係預熱帶之區間)開始時的溫度與結束時的溫度之差分的絕對值除以該區間之所需時間的值。另，平均冷卻速度係如前述。
此處，連續退火鍍敷生產線中，首先，於預熱帶進行包含前述600~750℃範圍內的20℃/sec以下之平均升溫速度下之升溫的升溫過程。緊接著，於還原帶使母材鋼板之溫度到達退火的最高加熱溫度(750℃以上)。之後，於至鍍敷
帶之間的冷卻過程中，進行作為第一冷卻之前述750~650℃範圍內的1.0~15.0℃/秒之平均冷卻速度下之冷卻。
接著，說明該等之退火條件。
退火步驟中母材鋼板之升溫速度將對母材鋼板內再結晶的行為造成影響。特別是，600~750℃中之升溫速度係為重要，藉將此時的平均升溫速度設為20℃/秒以下，可充分地促進再結晶。藉此，可使集合組織、肥粒鐵結晶粒及島狀硬質組織為等向，且可減少作為使母材鋼板之延性劣化之因的未再結晶肥粒鐵。並且，為減少未再結晶肥粒鐵，提升母材鋼板之延性，600~750℃中之平均升溫速度以設為15℃/秒以下為佳，以設為12℃/秒以下較佳。並未特別限定平均升溫速度之下限，但為0.5℃/秒以下之平均升溫速度時，母材鋼板之生產性將顯著地下降，故平均升溫速度以設為0.5℃/秒以上為佳。
又，此處，退火步驟中之升溫過程係於連續退火鍍敷生產線中的預熱帶進行。將該預熱帶之至少一部分作為氧化處理區。並且，於該氧化處理區中，以進行用以於母材鋼板之表層部形成適當厚度之Fe氧化被膜的氧化處理為佳。換言之，作為藉由之後的還原帶中之加熱，於鋼板之表層部形成脫碳層的階段之前處理，以於預熱帶之至少一部分的氧化處理區中，在母材鋼板之表層部形成適當厚度之Fe氧化被膜為佳。此時，以通過氧化處理區時之鋼板溫度係400~800℃，且空氣比係0.7~1.2之條件進行預熱，空氣比係預熱燃燒器中使用之空氣與燃燒氣體的混合氣體
中，單位體積之混合氣體所含之空氣體積，除以理論上使單位體積之該混合氣體所含之燃燒氣體完全燃燒所需的空氣體積之值(=[單位體積之混合氣體所含之空氣體積]÷[理論上使單位體積之混合氣體所含之燃燒氣體完全燃燒所需的空氣體積])。藉此，於母材鋼板之表層部以形成0.01~20μm厚度的Fe氧化被膜為佳。
此處，氧化處理區中的前述空氣比大於1.2時，氧化被膜將過度成長，有脫碳層於之後的還原帶過度成長之疑慮。此外，還原帶中氧化被膜未完全還原，而於鋼板之表層部殘留氧化被膜，有鍍敷性下降的疑慮。另一方面，前述空氣比小於0.7時，於母材鋼板之表層部未能充分地生成氧化被膜。此處，預熱帶之氧化處理區中生成於母材鋼板之表層部的氧化被膜，有作為於之後的還原帶所形成之脫碳層中的包含Si及/或Mn之氧化物的供氧源之機能。因此，若氧化被膜無法於母材鋼板之表層部充分地生成，有無法得到經敘述之以高密度分散氧化物的脫碳層之疑慮。
又，於通過預熱帶之氧化處理區時的鋼板溫度小於400℃時，將無法於母材鋼板之表層部形成充分的氧化被膜。另一方面，於通過預熱帶之氧化處理區時的母材鋼板之溫度係大於800℃的高溫時，因氧化被膜將於母材鋼板之表層部過度成長，故不易將脫碳層之厚度限制於預定範圍。
退火步驟中之母材鋼板之最高加熱溫度係750℃以上，其理由係如下述。
換言之，若退火步驟中母材鋼板之最高加熱溫度低，
將有未熔的剩餘粗大之雪明碳鐵，母材鋼板之延性將顯著地劣化。為充分地固溶雪明碳鐵，確保母材鋼板之延性，母材鋼板之最高加熱溫度係750℃以上，以760℃以上為佳。並未特別限定母材鋼板之最高加熱溫度的上限，但加熱大於1000℃時，將顯著地損害鋼板表面之品質，使鍍敷之濕潤性劣化。因此，母材鋼板之最高加熱溫度以1000℃以下為佳，以950℃以下較佳。
又，連續退火鍍敷生產線內之還原帶中，以使退火步驟的母材鋼板之溫度到達最高加熱溫度為佳。還原帶中，係還原預熱帶之氧化處理區所生成的Fe氧化被膜，形成脫碳層，可將該脫碳層(表層)作成適度地分散有包含Si及/或Mn之氧化物的組織。還原帶之環境氣體，以水蒸氣分壓P(H2O)除以氫分壓P(H2)之值，即分壓比P(H2O)/P(H2)之值於0.0001~2.00範圍內的環境氣體為佳。前述分壓比P(H2O)/P(H2)小於0.0001時，包含Si及/或Mn之氧化物將僅形成於母材鋼板之最表面層，而不易於脫碳層內部適度地分散包含Si及/或Mn之氧化物。另一方面，前述分壓比P(H2O)/P(H2)大於2.00時，脫碳將過度進行，有無法將脫碳層之厚度控制在預定範圍內的疑慮。另，前述分壓比P(H2O)/P(H2)以0.001~1.50之範圍較佳，以0.002~1.20之範圍更佳。
退火步驟中由母材鋼板之最高加熱溫度的冷卻過程對於母材鋼板充分地生成肥粒鐵係為重要。因此，需使該冷卻過程中750~650℃之範圍內的冷卻(第一冷卻步驟)
之平均冷卻速度為1.0~15.0℃/秒地冷卻。換言之，750℃至650℃係於母材鋼板生成肥粒鐵的溫度域。因此，藉由將該溫度域中之第一冷卻的平均冷卻速度設為1.0℃/秒以上15℃/秒以下，可於母材鋼板生成充分量之肥粒鐵。第一冷卻之平均冷卻速度大於15℃/秒時，將無法得到充分量之肥粒鐵，母材鋼板之延性劣化。另一方面，第一冷卻之平均冷卻速度低於1.0℃/秒時，將於母材鋼板過度地生成肥粒鐵、或生成波來鐵等，而無法得到充分量之硬質組織。結果，母材鋼板之強度劣化。
此外，退火步驟之冷卻過程中，母材鋼板之溫度由650℃至為進入鍍敷浴而停止冷卻的溫度之冷卻(第二冷卻步驟)的平均冷卻速度，以3.0℃/秒以上為佳。這是因為，藉使硬質組織之變態溫度更為下降，可得結晶方位更為隨機的硬質組織。由該觀點來看，第二冷卻之平均冷卻速度以5.0℃/秒以上較佳。並未特別限定第二冷卻之平均冷卻速度的上限，但因200℃/秒以上之平均冷卻速度需特殊之冷卻設備，故以200℃/秒以下為佳。
本實施形態中，藉由熱軋步驟中熱後之軋延，即粗軋延．最後軋延、冷卻步驟、及捲取步驟中之鋼板的賦與應變與賦與溫度、及其後之冷軋延步驟及退火步驟中之鋼板之賦與應變與賦與溫度經歷，集合組織將等向化。結果，再結晶及結晶成長之速度亦等向化，肥粒鐵與硬質組織之粒徑的軋延方向與板寬度方向之比(d(RD)/d(TD))係0.75~1.33。
接著，將母材鋼板浸漬於鍍敷帶之熔融鍍鋅浴，進行熔融鍍鋅。鍍敷浴之組成係以鋅作為主體。並且，以將由鍍敷浴中之全Al量扣除全Fe量的值即有效Al量作為0.01~0.18質量%之範圍內為佳。特別是，於鍍敷後施行合金化處理時，為控制鍍敷層之合金化的進行，以將鍍敷浴中之有效Al量設為0.07~0.12質量%之範圍內為佳。
又，於未合金化鍍敷層時，鍍敷浴中之有效Al量亦可為0.18~0.30質量%的範圍。
又，鋅鍍敷浴中，即使混入Pb、Sb、Si、Sn、Mg、Mn、Ni、Cr、Co、Ca、Cu、Li、Ti、Be、Bi、Sr、I、Cs、Sr、REM之1種或3種以上仍無損本發明之效果。亦有因該量而改善耐蝕性或加工性等較佳的情形。
鍍敷浴之溫度以450℃~470℃為佳。鍍敷浴之溫度小於450℃時，鍍敷浴之黏度過高，而不易控制鍍敷層的厚度，損害鋼板之外觀。另一方面，鍍敷浴之溫度大於470℃時，將產生大量煙霧，而不易安全地製造，故鍍敷浴溫度以470℃以下為佳。又，鋼板進入鍍敷浴時之鋼板溫度低於430℃時，為使鍍敷浴之溫度穩定地於450℃以上，而需賦與鍍敷浴大量之熱量，而不實用。另一方面，鋼板進入鍍敷浴時之鋼板溫度大於490℃時，為使鍍敷浴之溫度穩定地於470℃以下，而需導入由鍍敷浴熱傳遞大量之熱量的設備，於製造成本之點來看係不佳。因此，為使鍍敷浴之浴溫穩定，鋼板進入鍍敷浴的溫度以430℃~490℃為佳。
此外，為提升鋼板之強度或延性等而以促進變韌鐵變態為目的，於浸漬於鍍敷浴之前或浸漬之後，亦可進行將鋼板滯留於300~470℃之範圍內的溫度中20~1000秒之處理(變韌鐵變態處理)。又，於鍍敷後進行合金化處理時，變韌鐵變態處理可於合金化處理前進行，亦可於之後進行。
但，變韌鐵變態處理將對母材鋼板中最終之殘留沃斯田鐵的比例造成影響。另一方面，本實施形態中，限制母材鋼板之殘留沃斯田鐵為少量。因此，進行變韌鐵變態處理之時點，以考量到變韌鐵處理對殘留沃斯田鐵量之影響後適當地選擇為佳。
換言之，於430℃以下(300℃以上)之溫度進行變韌鐵變態處理時，隨著變韌鐵變態之進行，大量之碳於未變態之沃斯田鐵濃化，於之後冷卻至室溫時，有殘留於母材鋼板之殘留沃斯田鐵的體積分率變大的情形。另一方面，藉由再加熱至較產生變韌鐵變態之溫度高的溫度，將減少沃斯田鐵中之固溶碳量。並且，若於母材鋼板浸漬於鍍敷浴之前的階段進行有變韌鐵變態處理，之後浸漬於鍍敷浴時藉由將鋼板再加熱至鍍敷浴之溫度，可降低未變態之沃斯田鐵中的固溶碳量，之後於冷卻至室溫時，可降低殘留於母材鋼板中之殘留沃斯田鐵的量。由如此之觀點來看，變韌鐵變態處理以於將母材鋼板浸漬於鍍敷浴之前進行為佳。此時，變韌鐵變態處理溫度若為300~470℃之範圍內，則不需限定於大於430℃之溫度域。
另一方面，於浸漬於鍍敷浴後進行變韌鐵變態處理時，為不過剩地生成殘留沃斯田鐵，以於大於430℃、470℃以下之溫度域進行變韌鐵變態處理為適當。
另外，變韌鐵變態處理溫度(300~470℃)多較母材鋼板進入鍍敷浴之溫度(通常係430~490℃)低。因此，於將母材鋼板浸漬於鍍敷浴前的階段進行變韌鐵變態處理時，以於變韌鐵變態處理後再加熱母材鋼板，之後再將母材鋼板浸漬於鍍敷浴中為佳。
浸漬於鍍敷浴後，亦可進行鍍敷層之合金化處理。合金化處理溫度小於470℃時，鍍敷層之合金化將未充分地進行。因此，合金化處理溫度以設為470℃以上為佳。又，合金化處理溫度大於620℃時，將生成粗大之雪明碳鐵，鋼板之強度顯著地下降。因此，合金化處理溫度以620℃以下為佳。由該觀點來看，合金化處理溫度以480~600℃較佳，以490~580℃更佳。
為充分地促進鍍敷層之合金化，合金化處理時間以2秒以上為佳，以5秒以上較佳。另一方面，合金化處理時間大於200秒時，鍍敷層將過度地合金化，有特性劣化的疑慮，故合金化處理時間以200秒以下為佳，以100秒以下較佳。
另外，合金化處理以將母材鋼板浸漬於鍍敷浴後立刻進行為佳，但亦可於浸漬母材鋼板後，暫時將母材鋼板之溫度降至150℃以下後，再加熱至合金化處理溫度。
熔融鍍鋅後(熔融鍍鋅後直接施行合金化處理時係合金化處理後)之冷卻過程中，若冷卻至150℃以下之溫度域時的冷卻步驟(第三冷卻步驟)中鋼板之平均冷卻速度低於0.5℃/秒，將生成粗大之雪明碳鐵，有鋼板之強度及/或延性劣化的疑慮。因此，該第三冷卻步驟中鋼板之平均冷卻速度以0.5℃/秒以上為佳，又，以1.0℃/秒以上較佳。
又，熔融鍍鋅後(熔融鍍鋅後直接施行合金化處理時係合金化處理後)之第三冷卻步驟的冷卻途中或冷卻後，亦可進行再加熱處理以回火麻田散鐵。再加熱時之加熱溫度小於200℃時，將未充分地進行回火，故以設為200℃以上為佳。又，加熱溫度大於620℃時，鋼板之強度將顯著地劣化，故加熱溫度以設為620℃以下為佳，以設為550℃以下較佳。
並且，對冷卻至室溫之高強度熔融鍍鋅鋼板，亦可施行軋縮率3.00%以下之冷軋延(矯正軋延)，以矯正其形狀。
又，亦可對藉由上述方法所得之高強度熔融鍍鋅鋼板施行磷酸系皮膜形成處理，形成由磷氧化物及/或包含磷之複合氧化物所構成的皮膜。由磷氧化物及/或包含磷複合氧化物所構成之皮膜，於加工高強度熔融鍍鋅鋼板時可作為潤滑劑產生機能，可保護形成於母材鋼板之表面的鍍敷層。
依據經以上說明之本實施形態，作為使用有高強
度鋼板作為母材之熔融鍍鋅鋼板，可得一種不損及延性及強度，具優異耐延遲破壞特性，且即使為薄板，耐延遲破壞特性之異向性(特別是與板面(軋延面)平行之面內的耐延遲破壞特性之異向性(面內異向性))的高強度熔融鍍鋅鋼板。因此，即使於將高強度熔融鍍鋅鋼板作為薄板使用於高負載作用之構件時，仍可確保高安全性，且設計上或加工上受制約的疑慮少，因此，提高設計或加工之自由度，可擴大高強度熔融鍍鋅鋼板的使用範圍。
另外，前述實施形態僅係表示於實施本發明時之具體化的例，未能解讀成藉由該等來限定本發明之技術範圍。換言之，只要不脫離本發明之技術思想、或其主要特徵，即可以各種形式實施。
以下，藉由實施例具體地說明本發明。另，以下之實施例係用以表示利用本發明之具體效果，實施例所記載之條件並未能限定本發明之技術範圍。
依據通常方法鑄造具有表1~表2所示之化學成分A~Z、AA~AG的扁鋼胚。鑄造後立刻以表3~表7之實驗例1~123所示之各條件對扁鋼胚依序進行加熱與熱軋延，再進行冷卻(一次冷卻、二次冷卻)，並將熱軋鋼板捲取成線圈。之後，對熱軋鋼板施行冷軋延，作成板厚1.4mm之冷軋鋼板。
對所得之各實驗例1~128的冷軋鋼板，使用連續退火鍍敷生產線，以表8~表12所示之各條件退火(加熱至最高加熱
溫度後，以第一冷卻、第二冷卻進行冷卻)，接著施行熔融鍍鋅，之後，冷卻至150℃以下之溫度作為第三冷卻。另，連續退火鍍敷生產線，係使用具有預熱帶、還原帶、鍍敷帶(熔融鍍鋅爐)者。
又，實驗例1~128中，一部分之例(鋼種GA)中，係於連續退火鍍敷生產線的熔融鍍鋅爐之下游側配置合金化爐，於熔融鍍鋅後進行鍍敷層的合金化處理。其以外之鋼種(鋼種GI)係作成熔融鍍鋅後未進行鍍敷層之合金化處理、或合金化處理溫度小於470℃，鍍敷層未合金化之熔融鍍鋅鋼板(GI)。
此外，實驗例1~128中，一部分之例中，緊接著退火步驟中之第二冷卻進行變韌鐵變態處理(300~470℃下之滯留處理)，之後將母材鋼板放進鍍敷帶之鍍敷爐。但，於進行有變韌鐵變態處理之例中，實驗例60中於熔融鍍鋅後實施有變韌鐵變態處理。另，進行變韌鐵變態處理後將母材鋼板放進鍍敷浴之例係緊接著變韌鐵變態處理(滯留處理)，將母材鋼板稍微再加熱後，浸漬於鍍敷浴。
又，實驗例1~128中，一部分之例係於鍍敷後(施行有合金化處理時係合金化處理後)將熔融鍍鋅鋼板(包含合金化熔融鍍鋅鋼板)冷卻至150℃以下之溫度作為第三冷卻後，實施回火步驟。
同樣地，實驗例1~128中，一部分之例係於鍍敷後(施行有合金化處理時係合金化處理後)將熔融鍍鋅鋼板(包含合金化熔融鍍鋅鋼板)冷卻至150℃以下之溫度作為第三冷
卻後，對冷卻後之熔融鍍鋅鋼板(包含合金化熔融鍍鋅鋼板)施行冷矯正軋延。
對所得之各實驗例1~128的熔融鍍鋅鋼板(包含合金化熔融鍍鋅鋼板)，分別藉由前述之方法測定母材鋼板之微觀組織(各相的體積分率、未再結晶肥粒鐵於肥粒鐵相中所佔之體積分率、肥粒鐵之軋延方向粒徑/板寬度方向粒徑的比d(RD)/d(TD)、島狀之硬質組織的軋延方向長度/板寬度方向長度之比L(RD)/L(TD)、BCC鐵之X射線隨機強度比)、母材鋼板之表層(脫碳層)的厚度、母材鋼板之表層(脫碳層)中的氧化物之密度及尺寸(平均粒子徑)。於表13~表21中顯示該等之結果。
並且，對各實驗例1~128之熔融鍍鋅鋼板進行外觀檢查、抗拉試驗、鍍敷剝離試驗，作為性能評價，並進行鹽水噴霧試驗，作為耐延遲破壞特性評價、調查軋延方向極限擴散性氫量與軋延寬度方向極限擴散性氫量的比，作為耐延遲破壞特性之異向性評價。於表13~表21中顯示該等之結果。
另外，各評價試驗之方法係如下述。
對以前述順序製作之熔融鍍鋅鋼板(包含合金化熔融鍍鋅鋼板)進行外觀檢查。此時，對於鋼板表面之外觀係以目視判斷產生未鍍敷之情況，於表13~21中以「○」、「×」表示結果。另，表13~21中所示之「×」係觀察到直徑0.5mm以上之未鍍敷，係脫離外觀上之容許範圍的鋼板，「○」係
具有其以外之實用上可容許之外觀的鋼板。
對以前述順序製作之鋼板，如非專利文獻2記載之，評價對鋼板施加壓縮應力之加工時的鍍敷密著性，進行鍍敷剝離試驗。具體而言，係使用各鋼板，依據JIS Z 2248記載之金屬材料彎曲試驗方法，進行60°V彎曲試驗製作試驗片後，於試驗片彎曲部之內側貼上透明膠帶，再剝除該透明膠帶。並且，由透明膠帶與剝離後之鍍敷層的剝離狀況評價鍍敷密著性，於表13~表21中以「○」、「×」表示結果。此處表13~21中所示之「×」係表示剝離寬度7.0mm以上，係實用上不容許之鋼板。「○」係表示具有其以外之實用上可容許的鍍敷密著性之鋼板。
加工各實驗例之鋼板，得到JIS Z 2201記載之5號試驗片。對所得之試驗片，係依據JIS Z 2241記載之試驗方法，測定抗拉強度(MPa)、全伸長(%)，又，依據JIS G 0202記載之試驗方法測定降伏強度(MPa)。又，n值(加工硬化指數)係由抗拉試驗之結果，讀取公稱應變為3%與7%之點中的公稱應力，分別將公稱應力與公稱應變換算為真應力σ3%、σ7%與真應變ε3%、ε7%，並依據下式求出。
{n=log(σ7%/σ3%)/log(ε7%/ε3%)}
但，均一伸長小於7%之鋼板，係依據前述式自公稱應變為3%之點與抗拉應力最大之點等2點求出n值(加工硬化指數)。
另外，耐延遲破壞特性及該異向性係以前述之方法測定、評價。
由表13~表21可知，母材鋼板之成分組成於本發明規定之範圍內，且母材鋼板之微觀組織滿足本發明規定之條件，且脫碳層之厚度及脫碳層中氧化物之條件係於本發明規定之範圍內的本發明之實施例(實驗例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)的熔融鍍鋅鋼板中，確認不僅藉由鹽水噴霧試驗所評價之耐延遲破壞特性優異，藉由各方向之極限擴散性氫量的比所評價之耐延遲破壞特性之異向性少，且具有高強度、高延性，且n值亦高，加工性優異，並且外觀品質良好，鍍敷層之耐剝離性亦良好。
相對於此，於任一以上之條件超出本發明規定之範圍的比較例中，前述各性能中係一個以上之性能差。
換言之，實驗例121係使用C之含量過小的母材鋼板之比較例，此時，強度係不充分。實驗例122係使用C之含量過大的母材鋼板之比較例，此時，耐延遲破壞特性差。實驗例123係使用Mn之含量過小的母材鋼板之比較例，此時，強度係不充分。
實驗例124係使用Si之含量過大的母材鋼板之比較例，係冷軋延步驟中母材鋼板斷裂，試驗中斷的例。實驗例125係使用Si之含量過小的母材鋼板之比較例，此時，脫碳層中之氧化物密度小，耐延遲破壞特性差。實驗例126
係使用Mn之含量過大的母材鋼板之比較例，係於鑄造結束後至進行熱軋延步驟之間扁鋼胚斷裂，試驗中斷的例。實施例127係使用Al之含量過大的母材鋼板之比較例，係於連續退火步驟中與前方之鋼板熔接的部位斷裂，試驗中斷之例。
前述之實驗例121~127以外的比較例中，母材鋼板之成分組成雖於本發明規定之範圍內，但其中，首先，實驗例4之熱軋延條件係超出式1規定之範圍的比較例(超出式1之上限的例)，此時，因母材鋼板中夾雜物之縱橫比變大，耐延遲破壞特性差，且耐延遲破壞特性之異向性亦變大。
又，實驗例8係對鍍敷層之合金化處理的溫度過高之比較例，此時，強度係不足，且鍍敷層的耐剝離性差。
實驗例12係母材鋼板之退火步驟的冷卻過程中之第二冷卻步驟的平均冷卻速度過小之比較例，此時，強度係不足。
實驗例16係退火步驟之還原帶中的水蒸氣分壓P(H2O)與氫分壓P(H2)之分壓比P(H2O)/P(H2)的值過小之比較例，此時，無法實質上形成脫碳層，故耐延遲破壞特性差，且外觀不良。
實驗例20係母材鋼板之退火步驟的一次冷卻之冷卻速度過大的比較例，此時，強度係不足。
實驗例24係母材鋼板之熱軋延步驟的一次冷卻之冷卻速度過大的比較例，此時，BCC鐵之隨機強度比大，結晶粒之偏向的程度變大，故耐延遲破壞特性之異向性變大。
實驗例28係母材鋼板之退火步驟的升溫速度過大之比較例，此時，因肥粒鐵中之未再結晶肥粒鐵所佔的比例過多，n值變小，加工性差。
實驗例32係鍍敷步驟中鍍敷後之第三冷卻步驟中鋼板之平均冷卻速度過小的比較例，此時，強度係不足。
實驗例36係母材鋼板之熱軋延步驟中二次冷卻中滯留時間過短的比較例，此時母材鋼板中之島狀硬質組織於軋延方向上伸長，故耐延遲破壞特性之異向性變大。
實驗例40係母材鋼板之熱軋延步驟中一次冷卻的冷卻停止溫度過高之比較例，此時外觀不良。
實驗例44係母材鋼板之退火步驟的升溫速度過大之比較例，此時未再結晶肥粒鐵變多，且島狀之硬質組織呈朝軋延方向伸長的形狀，且結晶之偏向的程度亦變大，藉此，可知耐延遲破壞特性之異向性變大，且n值亦變小，加工性差。
實驗例48係母材鋼板之製造過程中冷軋延的軋縮率過小之比較例，此時未再結晶肥粒鐵變多，且島狀之硬質組織呈朝軋延方向伸長的形狀，且結晶之偏向的程度亦變大，藉此可知耐延遲破壞特性之異向性變大，n值變小，加工性差。
實驗例52係母材鋼板之退火步驟的預熱帶之混合氣體比過低的比較例，此時，脫碳層中氧化物變得粗大，同時其密度變得過小，故耐延遲破壞特性差。
實驗例56係母材鋼板之熱軋延步驟中熱軋延結
束後至一次冷卻開始的待機時間(停留時間)過短之比較例，此時，母材鋼板之結晶方位的偏向之程度變大，故耐延遲破壞特性之異向性亦變大。
實驗例60係熔融鍍鋅後進行有變韌鐵變態處理(滯留處理)之比較例，此時，耐延遲破壞特性差。
實驗例64係前述空氣比過高之比較例，此時，因脫碳層的厚度變得過大，導致強度不足，且造成外觀不良。
實驗例68係母材鋼板之退火步驟中最高加熱溫度過低的比較例，此時，因無法充分地產生對沃斯田鐵之逆變態，過度地殘留肥粒鐵，故強度不足，且加工性亦變差。
實驗例72係母材鋼板之退火步驟的還原帶中水蒸氣分壓P(H2O)與氫分壓P(H2)之分壓比P(H2O)/P(H2)的值過大之比較例，此時，因脫碳層過厚，導致強度係不足。
實驗例76係母材鋼板之製造時的扁鋼胚加熱溫度過低之比較例，此時，鋼板組織之異向性變大，故耐延遲破壞特性差，且耐延遲破壞特性之異向性亦變大，加工性亦變差。
實驗例80係母材鋼板之熱軋延條件超出式1規定的範圍之比較例(超出式1之上限的例)，此時，因母材鋼板中夾雜物之縱橫比變大，故耐延遲破壞特性之異向性變大。
實驗例84係母材鋼板之熱軋延步驟中二次冷卻的滯留時間過短之比較例，此時母材鋼板中之島狀硬質組織的形狀於軋延方向上伸長，且鋼組織全體之偏向的程度亦變大，故耐延遲破壞特性之異向性變大。
實驗例88係熔融鍍鋅之有效Al量過多的比較例，此時，將導致外觀不良。
實驗例92係母材鋼板之退火步驟的一次冷卻之冷卻速度過小的比較例，此時，強度係不足。
實驗例96係母材鋼板之熱軋延步驟中熱軋延結束後至一次冷卻開始的待機時間(停留時間)過短之比較例，此時，因母材鋼板之夾雜物的縱橫比變大，故耐延遲破壞特性之異向性變大。
實驗例100係熔融鍍鋅後之合金化處理的時間過長之比較例，此時，鍍敷層的耐剝離性差。
實驗例104係母材鋼板之熱軋延條件超出式1規定之範圍的比較例(小於式1之下限值的例)，此時，母材鋼板之組織的偏向之程度變大，耐延遲破壞特性之異向性變大。
實驗例108係熔融鍍鋅之有效Al量過少的比較例，此時，鍍敷層之耐剝離性變差。
實驗例112係母材鋼板之熱軋延步驟中一次冷卻的冷卻停止溫度過低之比較例，此時，鋼板組織的偏向之程度變大，且島狀硬質組織於軋延方向上伸長，故耐延遲破壞特性之異向性變大。
實驗例116係母材鋼板之熱軋延條件超出式1規定之範圍的比較例(小於式1之下限值的例)，此時，鋼板組織之偏向的程度變大，故耐延遲破壞特性之異向性變大。
實驗例120因母材鋼板之製造過程中冷軋延的軋縮率過大，鋼板組織之偏向的程度變大，故耐延遲破壞特
性之異向性亦變大。
實驗例128係因氧化處理區中前述空氣比過大，脫碳層中之氧化物的密度過高，鍍敷之密著性極度劣化，故中止抗拉試驗與耐延遲破壞的特性評價試驗之例。
本發明可較佳地使用於例如，汽車．營造機械等構造構件或補強構件等需要強度之構件中，施行有熔融鍍鋅且施行有彎曲加工等加工，且施加高負載的用途之構件，特別適用於可避免產生延遲破壞的構件。然而，本發明之適用形態並未受限於該等。
Claims (11)
- 一種具優異耐延遲破壞特性之高強度熔融鍍鋅鋼板，其特徵在於具有母材鋼板及形成於前述母材鋼板表面之熔融鍍鋅層，且該母材鋼板係由以質量%計含有下述成分且剩餘部分由Fe及不可避免的不純物構成之鋼所構成者：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%、及N：0.0001~0.0100%；並且，自前述母材鋼板表面起算，以前述母材鋼板之板厚的1/4厚度之位置為中心，在1/8厚度~3/8厚度之範圍中，使前述母材鋼板之組織成為：以體積分率計係具有40~90%之肥粒鐵相且殘留沃斯田鐵相以體積分率計係5%以下，且在前述肥粒鐵相全體中，未再結晶肥粒鐵所佔的比例以體積分率計係50%以下之組織；前述母材鋼板中，令前述肥粒鐵相之結晶粒於軋延方向中的平均粒徑除以板寬度方向中之平均粒徑的值(即粒徑比)為0.75~1.33，在前述肥粒鐵相中分散成島狀之硬質組織的軋延方向中之平均長度除以板寬度方向 中之平均長度的值(即長度比)為0.75~1.33，且前述母材鋼板所含之夾雜物的平均縱橫比係1.0~5.0；前述母材鋼板之表面層係製成0.01~10.0μm厚度的脫碳層，並且，該脫碳層中之氧化物平均粒徑係30~500nm，且該脫碳層中之氧化物平均密度係1.0×1012個/m2~1.0×1016個/m2之範圍內。
- 如申請專利範圍第1項之具優異耐延遲破壞特性之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中前述母材鋼板以質量%計更含有選自Cr：0.01~2.00%、Ni：0.01~2.00%、Cu：0.01~2.00%、Mo：0.01~2.00%、B：0.0001~0.0100%、W：0.01~2.00%中之1種或2種以上成分。
- 如申請專利範圍第1項之具優異耐延遲破壞特性之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中前述母材鋼板以質量%計更含有選自Ti：0.001~0.150%、Nb：0.001~0.100%、V：0.001~0.300%中之1種或2種以上成分。
- 如申請專利範圍第1項之具優異耐延遲破壞特性之高級度熔融鍍鋅鋼板，其中前述母材鋼板更含有選自Ca、Ce、Mg、Zr、La、REM中之1種或2種以上成分，且合計為0.0001~0.0100質量%。
- 如申請專利範圍第1項之具優異耐延遲破壞特性之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中前述母材鋼板在全伸長為3~7%之範圍內的平均加工硬化指數(n值)為0.060以上。
- 如申請專利範圍第1項之具優異耐延遲破壞特性之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中前述母材鋼板在軋延方向上之極 限擴散性氫量除以板寬度方向上之極限擴散性氫量的值係在0.5~1.5之範圍內。
- 如申請專利範圍第1項之具優異耐延遲破壞特性之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中前述母材鋼板中，自表面起算1/4厚度之位置的BCC鐵之X射線隨機強度比係4.0以下。
- 如申請專利範圍第1項之具優異耐延遲破壞特性之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中前述熔融鍍鋅層係經合金化處理者。
- 一種具優異耐延遲破壞特性之高強度熔融鍍鋅鋼板的製造方法，其特徵在於具有：熱軋延步驟，係將以質量%計含有C：0.075~0.400%、Si：0.01~2.00%、Mn：0.80~3.50%、P：0.0001~0.100%、S：0.0001~0.0100%、Al：0.001~2.00%、O：0.0001~0.0100%、N：0.0001~0.0100%且剩餘部分由Fe及不可避免的不純物所構成之扁鋼胚加熱至1080℃以上後開始熱軋延，且令自熱軋延開始至熱軋延結束之全道次數(-)為N、第i號道次中的軋延溫度(℃)為TPi、第i號道次中之軋縮率(-)為ri，而以其等會滿足下述式A之方式施行熱軋延，並於前述母材鋼板之溫度為850~980℃之範圍內的溫度時，結束熱軋延；一次冷卻步驟，係令前述熱軋延結束後至冷卻開始之經過時間為1.0秒以上，使經前述熱軋延之母材鋼板以5℃/秒以上且50℃/秒以下的冷卻速度進行一次冷卻，並於前述母材鋼板之溫度為500~650℃之範圍內的溫度時，停止該一次冷卻； 二次冷卻步驟，係緊接著前述一次冷卻步驟，以前述母材鋼板之溫度從停止前述一次冷卻時的溫度轉變成400℃之經過時間長達1小時以上的方式，使前述母材鋼板緩冷卻以進行二次冷卻；冷軋延步驟，係前述二次冷卻後，以30~75%之合計軋縮率來冷軋延前述母材鋼板；退火步驟，係於前述冷軋延後，以600~750℃之範圍內的平均升溫速度為20℃/sec以下之方式，使業經前述冷軋延之前述母材鋼板升溫而加熱至750℃以上之溫度，接著以750~650℃範圍內之平均冷卻速度為1.0~15.0℃/秒之方式，使經前述加熱之前述母材鋼板冷卻；及鍍敷步驟，係於前述退火步驟後之前述母材鋼板表面施行熔融鍍鋅；
- 如申請專利範圍第9項之具優異耐延遲破壞特性之高強度熔融鍍鋅鋼板的製造方法，其係藉由具有預熱帶、還原帶及鍍敷帶之連續退火鍍敷生產線來連續施行前述退火步驟及前述鍍敷步驟；且，將前述預熱帶中之至少一部分作為空氣比係0.7~1.2的氧化處理區，並於該氧化處理區中使氧化物 生成於前述冷軋延後之前述母材鋼板的表層部，而該空氣比係將加熱用燃燒器中所使用之空氣與燃燒氣體的混合氣體(即是單位體積之混合氣體中所含之空氣體積)除以理論上使單位體積之該混合氣體所含之燃燒氣體完全燃燒所需的空氣體積後所得之值；接著，於水蒸氣分壓除以氫分壓之值，即分壓比P(H2O)/P(H2)為0.0001~2.0的前述還原帶中使前述氧化物還原後，於前述鍍敷帶中，使業已通過前述還原帶之前述母材鋼板在進入鍍敷浴時之鋼板溫度為430~490℃的條件下，浸漬於鍍敷浴溫度為450~470℃且鍍敷浴中之有效Al量為0.01~0.18質量%的熔融鍍鋅浴中，藉此於該母材鋼板之表面施行熔融鍍鋅。
- 如申請專利範圍第9項之具優異耐延遲破壞特性之高強度熔融鍍鋅鋼板的製造方法，其於前述鍍敷步驟後更具有：用以使前述熔融鍍鋅之層合金化的合金化處理步驟。
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