CN102906295A - 加工性优良的高张力热镀锌钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供兼具强度和加工性(伸长率以及延伸凸缘性)的高张力热镀锌钢板及其制造方法。得到如下拉伸强度为980MPa以上且加工性优良的高张力热镀锌钢板，在热轧钢板的表面具有热镀锌被膜或合金化热镀锌被膜，所述热轧钢板具有如下组成：以质量%计，以C、Ti、V、S 以及N满足Ti≥0.10+(N/14×48+S/32×48)以及0.8≤(Ti/48+V/51)/(C/12)≤1.2(C、Ti、V、S、N：各元素的含量(质量%))的方式含有C：0.07%以上且0.13%以下、Si：0.3%以下、Mn：0.5%以上且2.0%以下、P：0.025%以下、S：0.005%以下、N：0.0060%以下、Al：0.06%以下、Ti：0.10%以上且0.14%以下、V：0.15%以上且0.30%以下，并且，固溶V：0.04%以上且0.1%以下，固溶Ti：0.05%以下，余量由Fe及不可避免的杂质构成；并且具有铁素体相相对于组织整体的面积率为97%以上的基体，以及含有Ti以及V且平均粒径小于10nm的微小碳化物分散析出、该微小碳化物相对于组织整体的体积率为0.007以上的组织。

Description

加工性优良的高张力热镀锌钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及适用于汽车用部件等的原材的、兼具有拉伸强度(TS)为980MPa以上的高强度、和优良的加工性的高张力热镀锌钢板及其制造方法。
背景技术
最近，从保护地球环境的观点出发，为了削减CO2排出量，要求实现汽车车身的轻量化，改善汽车的燃料效率。另外，为了确保撞击时乘员的安全，还要求强化汽车车身，提高汽车车身的撞击安全性。这样，为了同时满足汽车车身的轻量化和提高安全性，有效的是通过使汽车的部件用原材高强度化，在刚性不会成为问题的范围内减小板厚，由此实现轻量化。因此，近年来，高张力钢板被积极用于汽车部件，在汽车领域中有如下趋势，例如作为行走部件用原材，使用拉伸强度(TS)为780MPa级的高张力热轧钢板。而且，最近，对于汽车用钢板，正推进进一步的高强度化，正在研究拉伸强度为780MPa级以上、进一步为980MPa级以上的钢板的应用。
另一方面，由于以钢板作为原材的汽车部件多数通过冲压加工或去毛刺加工等成形，因此要求汽车部件用钢板具有优良的加工性。另外，多数情况下汽车部件暴露在腐蚀环境下，因此，对汽车部件用钢板还要求具有优良的耐腐蚀性。特别是由于行走部件具有复杂的形状，并且暴露在苛刻的腐蚀环境下，因此，对于作为行走部件用原材的热轧钢板而言，强度、加工性、以及耐腐蚀性受到重视，要求伸长率和延伸凸缘性等加工性优良的高张力热镀锌钢板(镀层钢板)。另外，对于骨架部件用原材而言，作为加工性还要求具有优良的弯曲特性。
但是，通常钢铁材料随着高强度化而加工性降低，高张力热镀锌钢板(镀覆钢板)的加工性与通常的软钢板相比差得多。因此，在将高张力热镀锌钢板(镀覆钢板)应用于行走部件等的方面，需要开发兼具强度和加工性的高张力热镀锌钢板(镀覆钢板)，目前为止已经进行了多种研究。
作为确保优良的加工性并且实现钢板的高强度化的技术，例如，专利文献1中提出了一种涉及拉伸强度为590MPa以上的加工性优良的高张力钢板的技术，所述钢板的特征在于，实质上为铁素体单相组织，并且平均粒径小于10nm的包含Ti以及Mo的碳化物分散析出。但是，对于专利文献1中提出的技术而言，由于利用了昂贵的Mo，因此具有导致制造成本高这样的问题。
另外，专利文献2中提出了一种涉及具有880MPa以上的强度和屈服比为0.80以上的高强度热轧钢板的技术，所述钢板以质量计含有C：0.08~0.20%、Si：0.001%以上且小于0.2%、Mn：超过1.0%且3.0%以下，Al：0.001~0.5%、V：超过0.1%且0.5%以下，Ti：0.05%以上且小于0.2%以及Nb：0.005~0.5%，并且满足(式1)(Ti/48+Nb/93)×C/12≤4.5×10-5、(式2)0.5≤(V/51+Ti/48+Nb/93)/(C/12)≤1.5、(式3)V+Ti×2+Nb×1.4+C×2+Mn×0.1≥0.80这三个式子，余量由Fe及不可避免的杂质构成，并且具有如下钢组织，含有70体积%以上的平均粒径5μm以下、且硬度为250Hv以上的铁素体。
但是，对于专利文献2中提出的技术而言，并未对延伸凸缘性进行研究，在要确保780MPa以上的拉伸强度的情况下，具有未必能够得到充分的延伸凸缘性这样的问题。
另外，专利文献3中提出了一种涉及热轧钢板的技术，所述钢板的特征在于，具有如下成分组成，以质量%计，含有C：0.0002~0.25%、Si：0.003~3.0%、Mn：0.003~3.0%以及Al：0.002~2.0%，余量由Fe及不可避免的杂质构成，不可避免的杂质中的P为0.15%以下，S为0.05%以下，N为0.01%以下，并且，以面积比例计，金属组织的70%以上为铁素体相，其平均结晶粒径为20μm以下，长径比为3以下，铁素体晶界的70%以上由大角度晶界构成，在由大角度晶界形成的铁素体相中，最大直径为30μm以下、最小直径为5nm以上的析出物的面积比例为金属组织的2%以下，在除去铁素体相和析出物的余相中，面积比例最大的第二相的平均结晶粒径为20μm以下，在最近的第二相之间存在铁素体相的大角度晶界。此外，专利文献3中记载了，通过使C含量非常少，并且减少作为奥氏体稳定化元素的Mn的含量，使金属组织为铁素体单相组织。
但是，在使C含量非常少的情况下，对析出强化有效的Ti、Nb等的碳化物的析出量减少，因此，在形成加工性优良的铁素体单相组织钢板的情况下，无法显示出780MPa以上的强度。因此，对于专利文献3中提出的技术而言，具有无法制造实质上成为铁素体单相组织从而确保伸长率以及延伸凸缘性等加工性、并且拉伸强度为780MPa以上的钢板这样的问题。
另外，专利文献4中提出了一种涉及加工后的延伸凸缘特性以及涂装后耐腐蚀性优良的高强度钢板的技术，所述钢板的特征在于，具有如下成分组成，以质量%计，含有C：0.02%以上且0.20%以下、Si：0.3%以下、Mn：0.5%以上且2.5%以下、P：0.06%以下、S：0.01%以下、Al：0.1%以下、Ti：0.05%以上且0.25%以下、V：0.05%以上且0.25%以下，余量由Fe及不可避免的杂质构成，并且具有如下组织，实质上为铁素体单相组织，上述铁素体单相组织中，在尺寸小于20nm的析出物中含有的Ti为200质量ppm以上且1750质量ppm以下，V为150质量ppm以上且1750质量ppm以下，固溶V为200质量ppm以上且小于1750质量ppm。
对于专利文献4中记载的技术而言，通过使钢板中含有的析出物微小化(尺寸小于20nm)，实现钢板的高强度化。另外，对于专利文献4中记载的技术而言，通过使钢板中含有的析出物为能够维持微小的状态的析出物，使用包含Ti-V的析出物，并且将钢板中含有的固溶V量设定在期望的范围内，实现加工后的延伸凸缘特性的提高。而且，根据专利文献4中记载的技术，能够得到加工后的延伸凸缘性以及涂装后耐腐蚀性优良、并且拉伸强度为780MPa以上的高强度热镀锌钢板。此外，所得到的热轧钢板也适合作为形成有热镀锌被膜或合金化热镀锌被膜的热镀锌钢板的基板。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：专利第3591502号公报
专利文献2：日本特开2006-161112号公报
专利文献3：日本专利第3821036号公报
专利文献4：日本特开2009-052139号公报
发明内容
发明所要解决的问题
根据专利文献4中提出的技术，能够制造加工性(伸长率以及延伸凸缘性)优良、并且具有约780MPa级的强度的热轧钢板。但是，对于专利文献4中记载的技术而言，关于析出物的尺寸，使其小于20nm，但如专利文献1所述，析出强化以更加微小的、粒径约小于10nm的析出物为强化机制的主体，仅规定为约小于20nm的尺寸，析出强化能力容易变得不稳定。因此，对于专利文献4中提出的技术而言，具有难以在维持优良的加工性的状态下可靠地确保980MPa级以上的强度这样的问题。另外，特别是在要得到980MPa级以上的强度时，钢板特性的均匀性容易变得不充分，特别是在钢板的宽度方向上容易产生特性(强度等)的偏差，具有在钢板宽度方向端部无法得到充分的特性这样的问题。
即，对于大量生产的汽车部件，为了稳定地供给其原材，需要在工业上大量生产热轧钢板，但对于专利文献4中提出的技术而言，具有难以稳定并且可靠地供给980MPa级以上的热轧钢板这样的问题。此外，对于专利文献4中提出的技术而言，有时在钢板宽度方向端部无法得到充分的特性，因此，也会引起成品率降低这样的问题。
另外，热镀锌钢板中，常常观察到由内部氧化层引起的缺陷，将降低镀覆被膜的密合性视为问题。热轧钢板与熔融锌的润湿性差时，有时出现镀覆不良，镀覆被膜的密合性为重要的问题。但是，专利文献4中提出的技术中，并未对用于得到热镀锌性优良的热轧钢板的具体方法进行研究。专利文献4中提出的技术中，并未对用于得到如下高张力热镀锌钢板的具体方法进行研究，仍作为问题遗留，其中，所述高张力热镀锌钢板的热镀锌被膜(或合金化热镀锌被膜)形成后的表面品质良好，并且具有期望的机械特性(强度、伸长率以及延伸凸缘性)，并且在钢板宽度方向整个范围内具有均匀的特性。
本发明有利地解决了上述现有技术存在的问题，其目的在于，提供适合用作汽车部件的拉伸强度(TS)为980MPa以上、并且作为冲压时的截面形状复杂的行走部件用等的原材、或者作为骨架部件用等的原材均能适用的、具有优良的加工性(伸长率、延伸凸缘性、或进一步的弯曲特性)并且表面品质也良好的高张力热镀锌钢板及其制造方法。
用于解决问题的方法
为了解决上述问题，本发明人对于热镀锌钢板的高强度化和加工性(伸长率、延伸凸缘性、或进一步的弯曲特性)、以及作为热镀锌钢板的基板的热轧钢板的热镀锌性、进而在工业上大量生产热镀锌钢板的方面影响生产率的各种要素进行了深入的研究。结果得到如下见解。
1)使钢板组织为位错密度低的加工性优良的铁素体单相组织，并且使微小碳化物分散析出来进行析出强化时，热镀锌钢板的强度提高而伸长率并不怎么降低。
2)为了得到加工性优良、并且具有拉伸强度(TS)为980MPa以上的高强度的热镀锌钢板，需要使对析出强化有效的平均粒径小于10nm的微小碳化物以期望的体积率分散析出。
3)作为有助于析出强化的微小碳化物，从确保强度等观点出发，包含Ti-V的碳化物是有效的。
4)为了使小于10nm的Ti-V系微小碳化物以期望的体积率分散析出，需要确保形成作为析出核的Ti碳化物的Ti量，为了含有相对于作为原材的钢中的N、S含量的预定量以上的Ti(Ti≥0.10+(N/14×48+S/32×48))，并且使Ti-V系微小碳化物稳定地析出，需要以作为原材的钢中的C、Ti、V含量满足预定的关系(0.8≤(Ti/48+V/51)/(C/12)≤1.2)的方式进行控制。
5)在热镀锌钢板中存在预定量的固溶V时，延伸凸缘性提高。
6)在热镀锌钢板中大量存在预定量以上的固溶Ti时，拉伸强度没有达到目标。
7)为了使热镀锌钢板组织的基体实质上为铁素体单相，并且使如上所述的小于10nm的Ti-V系微小碳化物以期望的体积率分散析出，重要的是将热轧板的卷取温度以及热镀锌处理前进行的连续退火处理的退火温度控制在期望的温度范围内。
8)现有技术中可见的热轧钢板宽度方向端部的特性的劣化的起因在于，在热轧后的冷却中宽度方向端部达到过冷却状态，Ti-V系微小碳化物没有充分地分散析出。
9)通过将热轧板的卷取温度设定为低于适合Ti-V系微小碳化物的析出的卷取温度，抑制热轧板的内部氧化层，热镀锌性提高。
10)如果将热轧板的卷取温度设定得低时，特别是在热轧板宽度方向端部Ti-V系微小碳化物的析出变得不充分，但通过在热镀锌处理前的连续退火处理时使上述碳化物析出，能够得到小于10nm的Ti-V系微小碳化物以期望的体积率分散析出的热镀锌钢板。
11)在连续退火处理时析出的Ti-V系微小碳化物，具有在铁素体相内分散析出的析出形态。
12)通过含有相对于作为热镀锌钢板的原材的钢中的N、S含量为预定量以上的Ti(Ti≥0.10+(N/14×48+S/32×48))，并且以使作为热镀锌钢板的原材的钢中的C、Ti、V含量满足预定的关系(0.8≤(Ti/48+V/51)/(C/12)≤1.2)的方式进行控制，并且将热轧板的卷取温度以及热镀锌处理前进行的连续退火处理的退火温度控制在期望的温度范围内，由此，即使在宽度方向端部也能够使Ti-V系微小碳化物达到期望的分散析出状态，即使在热镀锌钢板的宽度方向端部也能够得到良好的特性。此外，内部氧化层的形成得以抑制，能够得到具有优良的表面品质的高张力热镀锌钢板。
13)除了上述以外，通过进一步使钢中的固溶Ti与固溶V的合计达到预定量以上，弯曲特性提高。另外，通过控制热轧中的精轧后的冷却速度，能够将钢中的固溶Ti与固溶V的合计控制为预定量以上。
本发明是基于上述见解而完成的，其要点如下。
(1)一种拉伸强度为980MPa以上的加工性优良的高张力热镀锌钢板，其特征在于，在热轧钢板的表面具有热镀锌被膜或合金化热镀锌被膜，
所述热轧钢板具有如下组成：以质量%计，以C、Ti、V、S以及N满足下述(1)式以及(2)式的方式含有C：0.07%以上且0.13%以下、Si：0.3%以下、Mn：0.5%以上且2.0%以下、P：0.025%以下、S：0.005%以下、N：0.0060%以下、Al：0.06%以下、Ti：0.10%以上且0.14%以下、V：0.15%以上且0.30%以下，并且，固溶V：0.04%以上且0.1%以下，固溶Ti：0.05%以下，余量由Fe及不可避免的杂质构成；
并且具有铁素体相相对于组织整体的面积率为97%以上的基体，以及含有Ti以及V且平均粒径小于10nm的微小碳化物分散析出、且该微小碳化物相对于组织整体的体积率为0.007以上的组织。
Ti≥0.10+(N/14×48+S/32×48)…(1)
0.8≤(Ti/48+V/51)/(C/12)≤1.2…(2)
(C、Ti、V、S、N：各元素的含量(质量%))
(2)(1)中的加工性优良的高张力热镀锌钢板，其特征在于，上述固溶V与上述固溶Ti的合计以质量%计为0.07%以上。
(3)(1)或(2)中的加工性优良的高张力热镀锌钢板，其特征在于，在上述组成的基础上，以质量%计，还含有Cr：1%以下、B：0.003%以下中的一种或两种。
(4)(1)至(3)中任一项的加工性优良的高张力热镀锌钢板，其特征在于，在上述组成的基础上，以质量%计，还含有合计0.01%以下的Nb、Mo中的一种或两种。
(5)一种加工性优良的高张力热镀锌钢板的制造方法，对钢原材实施包括粗轧和精轧的热轧，精轧结束后，进行冷却，卷取，得到热轧板，对该热轧板依次实施连续退火处理、热镀锌处理或者进一步的合金化处理，制造热镀锌钢板，所述制造方法的特征在于，
使上述钢原材的组成如下，以质量%计，含有C：0.07%以上且0.13%以下、Si：0.3%以下、Mn：0.5%以上且2.0%以下、P：0.025%以下、S：0.005%以下、N：0.0060%以下、Al：0.06%以下、Ti：0.10%以上且0.14%以下、V：0.15%以上且0.30%以下，并且，以满足下述(1)式以及(2)式的方式含有C、Ti、V、S以及N，余量由Fe及不可避免的杂质构成，
使上述精轧的精轧结束温度为880℃以上，使上述卷取的卷取温度为480℃以上且低于580℃，使所述连续退火处理的退火温度为750℃以下。
Ti≥0.10+(N/14×48+S/32×48)…(1)
0.8≤(Ti/48+V/51)/(C/12)≤1.2…(2)
(C、Ti、V、S、N：各元素的含量(质量%))
(6)(5)中的高张力热镀锌钢板的制造方法，其特征在于，上述冷却的平均冷却速度为20℃/s以上。
(7)(5)或(6)中的高张力热镀锌钢板的制造方法，其特征在于，在上述组成的基础上，以质量%计，还含有Cr：1%以下、B：0.003%以下中的一种或两种。
(8)(5)至(7)中任一项的高张力热镀锌钢板的制造方法，其特征在于，在上述组成的基础上，以质量%计，还含有合计0.01%以下的Nb、Mo中的一种或两种。
发明效果
根据本发明，能够在工业上稳定地生产适用于汽车用钢板等的、拉伸强度(TS)为980MPa以上、并且能够用作截面形状复杂的行走部件等的原材的具有优良的加工性(伸长率、延伸凸缘性、或进一步的弯曲特性)并且表面品质良好的高张力热镀锌钢板，在产业上发挥显著的效果。
具体实施方式
以下，对本发明详细地进行说明。
首先，对本发明钢板的组织的限定理由进行说明。
本发明的热镀锌钢板是在热轧钢板的表面形成有热镀锌被膜或合金化热镀锌被膜的钢板，其中，所述热轧钢板具有铁素体相相对于组织整体的面积率为97%以上的基体，以及含有Ti以及V且平均粒径小于10nm的微小碳化物分散析出、且该微小碳化物相对于组织整体的体积率为0.007以上的组织。
铁素体相：相对于组织整体的面积率为97%以上
本发明中，在确保热镀锌钢板的加工性(伸长率以及延伸凸缘性)的方面，需要形成铁素体相。为了提高热镀锌钢板的伸长率以及延伸凸缘性，有效的是使热镀锌钢板的组织为位错密度低的延展性优良的铁素体相。特别是为了提高延伸凸缘性，优选使热镀锌钢板的组织为铁素体单相，但即使在并非完全的铁素体单相的情况下，只要是实质上为铁素体单相、即以相对于组织整体的面积率计为97%以上为铁素体相，则充分发挥上述效果。因此，使铁素体相相对于组织整体的面积率为97%以上。
需要说明的是，本发明的热镀锌钢板中，作为铁素体相以外的组织，可以列举：渗碳体、珠光体相、贝氏体相、马氏体相、残留奥氏体相等，只要它们的合计相对于组织整体的面积率为约3%以下则可被允许。
包含Ti、V的微小碳化物
对于包含Ti和V的碳化物而言，形成平均粒径极小的微小碳化物的倾向强。因此，通过使微小碳化物在热镀锌钢板中分散析出而实现热镀锌钢板的高强度化的本发明中，作为分散析出的微小碳化物，使其为包含Ti和V的微小碳化物。
在实现钢板的高强度化的情况下，以往主要使用不含有V的Ti碳化物。相对于此，本发明的特征在于，使用包含Ti和V的碳化物。
由于Ti的形成碳化物的倾向较强，因此，在不含有V的情况下，Ti碳化物容易粗大化，对钢板的高强度化的贡献降低。因此，为了对钢板赋予期望的强度(拉伸强度为980MPa以上)，需要添加更多的Ti来形成Ti碳化物。另一方面，过量添加Ti时，加工性(伸长率以及延伸凸缘性)有可能降低，将无法得到能够用作截面形状复杂的行走部件等的原材的优良的加工性。
另外，如后所述，在制造作为本发明的热镀锌钢板的基板的热轧钢板时，需要在热轧前溶解钢原材中的碳化物。在此，在仅通过Ti碳化物对热镀锌钢板赋予期望的强度(拉伸强度为980MPa以上)的情况下，为了使确保期望的强度所必需的Ti碳化物全部溶解，必须使热轧前的钢坯加热温度为1300℃以上的高温。该钢坯加热温度是超过通常的热轧前的钢坯加热温度的温度，需要特殊的设备，难以通过目前的生产设备进行制造。
因此，本发明中，作为分散析出的碳化物，使用包含Ti和V的复合碳化物。V的碳化物形成倾向比Ti低，因此，在抑制碳化物的粗大化方面有效。另外，Ti与V的组合是对降低碳化物的溶解温度极有效的组合，因此，通过使用包含Ti和V的复合碳化物，碳化物的溶解温度与Ti单独碳化物的溶解温度相比大幅降低。即，如果使用包含Ti和V的复合碳化物作为分散析出的碳化物，则即使在为了对热镀锌钢板赋予期望的强度(拉伸强度为980MPa以上)而使大量的碳化物分散析出的情况下，在通常的热轧前的钢坯加热温度下碳化物也溶解，因此，在生产方面极为有利。
需要说明的是，本发明中，包含Ti和V的微小碳化物，并非指组织中含有各自单独的碳化物，而是指在一个微小碳化物中包含Ti和V两者的复合碳化物。
微小碳化物的平均粒径：小于10nm
在对热镀锌钢板赋予期望的强度(拉伸强度为980MPa以上)的方面，微小碳化物的平均粒径极重要，本发明中，使包含Ti和V的微小碳化物的平均粒径小于10nm。在基体中微小碳化物析出时，该微小碳化物作为相对于对钢板施加变形时产生的位错的移动的阻力发挥作用，从而热镀锌钢板被强化，而使微小碳化物的平均粒径小于10nm时，上述的作用变得更加显著。因此，使包含Ti和V的微小碳化物的平均粒径小于10nm。更优选为5nm以下。
微小碳化物相对于组织整体的体积率：0.007以上
在对热镀锌钢板赋予期望的强度(拉伸强度为980MPa以上)的方面，包含Ti和V的微小碳化物的分散析出状态也极重要，本发明中，以包含Ti和V且平均粒径小于10nm的微小碳化物相对于组织整体的组织百分率以体积率计达到0.007以上的方式使其分散析出。该组织百分率小于0.007的情况下，即使包含Ti和V的微小碳化物的平均粒径小于10nm，也难以可靠地确保期望的热镀锌钢板强度(拉伸强度为980MPa以上)。因此，使上述组织百分率为0.007以上。优选为0.008以上。
需要说明的是，本发明中，作为包含Ti和V的微小碳化物的析出形态，除了作为主要的析出形态的列状析出之外，即使混合存在无规析出的微小碳化物，对特性也不会产生任何影响，不论析出的形态如何，合并各种析出形态，称为分散析出。
接着，对本发明热镀锌钢板的成分组成的限定理由进行说明。需要说明的是，表示以下的成分组成的%只要没有特别说明，则是指质量%。
C：0.07%以上且0.13%以下
C是在形成微小碳化物、强化热镀锌钢板的方面必须的元素。C含量小于0.07%时，不能确保期望的组织百分率的微小碳化物，无法得到980MPa以上的拉伸强度。另一方面，C含量超过0.13%时，产生点焊变困难等障碍。因此，使C含量为0.07%以上且0.13%以下。优选为0.08%以上且0.12%以下。
Si：0.3%以下
Si含量超过0.3%时，促进来自铁素体相的C析出，在晶界容易析出粗大的Fe碳化物，延伸凸缘性降低。此外，Si含量超过0.3%时，热轧工序中的轧制负荷增大，轧制材料的形状变得不良。因此，使Si含量为0.3%以下。优选为0.15%以下，更优选为0.05%以下。
Mn：0.5%以上且2.0%以下
Mn是固溶强化元素，是对高强度化有效的元素。从使热镀锌钢板强化的观点出发，优选使Mn含量为0.5%以上，但Mn含量超过2.0%时，偏析变得显著，并且形成铁素体相以外的相、即硬质相，延伸凸缘性降低。因此，使Mn含量为0.5%以上且2.0%以下。优选为1.0%以上且2.0%以下。
P：0.025%以下
P含量超过0.025%时，偏析变得显著，延伸凸缘性降低。因此，使P含量为0.025%以下。优选为0.02%以下。
S：0.005%以下
S是使热加工性(热轧性)降低的元素，除了提高钢坯的热裂敏感性之外，在钢中以MnS的形式存在，使热镀锌钢板的加工性(延伸凸缘性)劣化。因此，本发明中优选尽量降低S，设为0.005%以下。优选为0.003%以下。
N：0.0060%以下
N是本发明中有害的元素，优选尽量降低。特别是N含量超过0.0060%时，在钢中生成粗大的氮化物，从而导致延伸凸缘性降低。因此，使N含量为0.0060%以下。
Al：0.06%以下
Al是作为脱氧剂起作用的元素。为了得到这样的效果，优选含有0.001%以上，含有超过0.06%时，使伸长率以及延伸凸缘性降低。因此，使Al含量为0.06%以下。
Ti：0.10%以上且0.14%以下
Ti是本发明中重要的元素之一。Ti是通过与V形成复合碳化物来确保优良的伸长率以及延伸凸缘性、并且有助于钢板的高强度化的元素。Ti含量小于0.10%时，无法确保期望的热镀锌钢板强度(拉伸强度为980MPa以上)。另一方面，Ti含量超过0.14%时，具有延伸凸缘性降低的倾向。此外，在制造作为热镀锌钢板的基板的热轧钢板时，如果不使热轧前的钢坯加热温度为1300℃以上的高温，则碳化物不溶解的可能性提高。因此，即使超过0.14%含有Ti，所析出的微小碳化物的组织百分率饱和，无法得到与含量相称的效果。因此，使Ti含量为0.10%以上且0.14%以下。
V：0.15%以上且0.30%以下
V是本发明中重要的元素之一。如上所述，V是通过与Ti形成复合碳化物来确保优良的伸长率以及延伸凸缘性、并且使热镀锌钢板强化的元素。V含量小于0.15%时，无法确保期望的钢板强度(拉伸强度为980MPa以上)。另一方面，V含量超过0.30%时，中心偏析变得显著，导致伸长率和韧性降低。因此，使V含量为0.15%以上且0.30%以下。
本发明的热镀锌钢板以在上述范围内并且满足(1)、(2)式的方式含有C、N、S、Ti、V。
Ti≥0.10+(N/14×48+S/32×48)…(1)
0.8≤(Ti/48+V/51)/(C/12)≤1.2…(2)
(C、Ti、V、S、N：各元素的含量(质量%))
上述(1)式以及(2)式是为了使包含Ti和V的微小碳化物达到上述期望的析出状态而应该满足的要素，是本发明中极重要的指标。
Ti≥0.10+(N/14×48+S/32×48)…(1)
如上所述，本发明中在热镀锌钢板中使包含Ti和V的微小碳化物分散析出，对于该微小碳化物而言，通过热轧前的加热，溶解钢原材中的碳化物，在之后的热轧、热轧后的冷却、卷取以及连续退火处理时析出。此外，上述微小碳化物通过首先Ti作为核而析出并且V复合地析出而形成。因此，为了使上述微小碳化物以使其尺寸为平均粒径小于10nm的方式稳定地析出，并且以其相对于最终得到的热镀锌钢板的组织整体的体积率达到0.007以上的方式分散析出，需要充分地确保作为析出核的Ti量。
因此，以满足(1)式Ti≥0.10+(N/14×48+S/32×48)的方式对Ti、N、S含量进行控制。由此，能够充分地确保作为微小碳化物的析出核的Ti量，使上述微小碳化物以使其尺寸为平均粒径小于10nm的方式稳定地析出，并且以使其在最终得到的热镀锌钢板的组织整体中所占的比例以体积率计达到0.007以上的方式分散析出。本发明中，以满足(1)式Ti≥0.10+(N/14×48+S/32×48)的方式对作为热镀锌钢板的原材的钢中的Ti、N、S含量进行控制。
0.8≤(Ti/48+V/51)/(C/12)≤1.2…(2)
本发明中，将钢中的Ti、V含量与C含量的比率控制在适当范围内也很重要。这就是说，钢中的C含量相对于Ti、V含量过多时，导致热镀锌钢板中珠光体相的析出、碳化物的粗大化，对伸长率以及延伸凸缘性带来不良影响。另一方面，钢中的C含量相对于Ti、V含量过少时，无法充分地得到为了确保期望的钢板强度(拉伸强度为980MPa以上)所必须的包含Ti和V的微小碳化物。因此，本发明中，以满足(2)式0.8≤(Ti/48+V/51)/(C/12)≤1.2的方式对作为热镀锌钢板的原材的钢中的Ti、V、C含量进行控制。
固溶V：0.04%以上且0.1%以下
固溶V对热镀锌钢板的延伸凸缘性的提高有效地发挥作用。热镀锌钢板中含有的V中，固溶V的含量小于0.04%的情况下，不能充分地显示上述的效果，无法确保能够作为截面形状复杂的行走部件等的原材应用的延伸凸缘性。另一方面，固溶V的含量即使超过0.1%，上述的效果饱和，并且将无法充分地得到为了确保期望的钢板强度(拉伸强度为980MPa以上)所必须的包含Ti和V的微小碳化物。因此，热镀锌钢板中含有的V中，使固溶V量为0.04%以上且0.1%以下。需要说明的是，优选为0.04%以上且0.07%以下。更优选为0.04%以上且0.06%以下。
固溶Ti：0.05%以下
如上所述，本发明中，为了确保热镀锌钢板的延伸凸缘性，含有期望的固溶V，但对固溶Ti没有观察到这样的效果，并且存在固溶Ti，即是指作为析出的核有效地发挥作用的Ti实质上减少。因此，为了确保期望的钢板强度(拉伸强度为980MPa以上)，使固溶Ti为0.05%以下。优选为0.03%以下，更优选为0.02%以下。
固溶V与固溶Ti的合计：0.07%以上
通过将铁素体相中固溶的V与Ti的合计量设定在预定的范围内，晶界被强化，弯曲特性提高。因此，优选在上述固溶V、固溶Ti的范围内并且将固溶V与固溶Ti的合计量调节至0.07%以上。固溶V与固溶Ti的合计量少至小于0.07%时，无法得到上述期望的效果。另一方面，固溶V与固溶Ti的合计量过量时，包含Ti和V的微小碳化物的析出可能变得不充分。因此，使固溶V(0.04%以上且0.1%以下)与固溶Ti(0.05%以下)的合计量为0.15%以下。从所含有的V、Ti的有效利用的观点出发，优选将固溶V与固溶Ti的合计量设为0.10%以下。
以上为本发明中的基本组成，但在基本组成的基础上，还可以含有Cr：1%以下、B：0.003%以下中的一种或两种。Cr、B均是具有使钢的强度增加的作用的元素，可以根据需要选择含有。
Cr：1%以下
Cr是在固溶状态下强化铁素体相的方面有效地发挥作用的元素。为了得到这样的效果，优选含有0.05%以上，但超过1%含有时，其效果饱和，不经济。因此，优选使Cr含量为1%以下。
B：0.003%以下
B是在使钢的Ar3相变点降低的方面有效的元素，可以用于在热轧中的冷却过程中调节铁素体相的组织整体的面积率来有效利用。但是，超过0.003%含有时，效果饱和。因此，优选使B含量为0.003%以下。需要说明的是，在有效利用B的情况下，为了得到上述效果，优选将B含量设定为0.0005%以上。
此外，在上述基本组成的基础上，以质量%计，还可以含有合计0.01%以下的Nb、Mo中的一种或两种。Nb以及Mo与Ti以及V一起复合析出而形成复合碳化物，有助于得到期望的强度，因此，可以根据需要含有。为了得到这样的效果，优选含有合计0.005%以上的Nb以及Mo。但是，过量含有时，具有伸长率变差的倾向，因此，优选使Nb、Mo中的一种或两种的合计量为0.01%以下。
本发明的钢板中，上述以外的成分为Fe及不可避免的杂质。需要说明的是，作为不可避免的杂质，可以列举O、Cu、Sn、Ni、Ca、Co、As等。这些允许含有0.1%以下，优选为0.03%以下。
接着，对本发明的热镀锌钢板的制造方法进行说明。
对钢原材实施包括粗轧和精轧的热轧，精轧结束后，进行冷却，卷取，得到热轧板，对该热轧板依次实施连续退火处理、热镀锌处理或者进一步的合金化处理，得到热镀锌钢板。此时，其特征在于，使精轧的精轧结束温度为880℃以上，使卷取温度为480℃以上且低于580℃，使上述连续退火处理的退火温度为750℃以下。另外，优选使热轧后的冷却的平均冷却速度为20℃/s以上。
本发明中，钢原材的熔炼方法没有特别限定，可以采用转炉、电炉等公知的熔炼方法。另外，熔炼后，由于偏析等问题优选通过连铸法得到钢坯(钢原材)，但也可以通过铸锭-开坯轧制法、薄钢坯连铸法等公知的铸造方法得到钢坯。需要说明的是，铸造后，对钢坯进行热轧时，可以在加热炉中对钢坯再加热后进行轧制，在保持预定温度以上的温度的情况下，也可以不加热钢坯而进行直送轧制。
对如上所述的得到的钢原材实施粗轧以及精轧，但本发明中，在粗轧前需要溶解钢原材中的碳化物。在含有作为碳化物形成元素的Ti以及V的本发明中，优选将钢原材的加热温度设为1150℃以上且1280℃以下。如上所述，在粗轧前的钢原材保持预定温度以上的温度而钢原材中的碳化物溶解的情况下，可以省略加热粗轧前的钢原材的工序。需要说明的是，对粗轧条件无须特别限定。
精轧结束温度：880℃以上
精轧结束温度的适当化在确保热轧钢板的伸长率以及延伸凸缘性、以及实现降低精轧的轧制载荷方面很重要。精轧结束温度低于880℃时，热轧钢板表层的晶粒成为粗大粒子，损害伸长率以及延伸凸缘性。另外，由于在未再结晶温度区进行轧制，因此，在轧制材料中引入的应变的蓄积量增大。而且，随着应变的蓄积量增大，轧制载荷显著增大，热镀锌钢板的薄化变困难。因此，使精轧结束温度为880℃以上。优选为900℃以上。需要说明的是，精轧结束温度过度提高时，晶粒变粗大，对确保期望的钢板强度(拉伸强度为980MPa以上)带来不良影响，因此，优选使精轧结束温度为1000℃以下。
卷取温度：480℃以上且低于580℃
卷取温度的适当化在抑制作为热镀锌钢板的基板的热轧钢板(热轧板)的内部氧化层、并且使最终得到的热镀锌钢板的组织在钢板宽度方向整个范围内为期望的组织方面极重要，所期望的组织为，形成铁素体相相对于组织整体的面积率为97%以上的基体，以及含有Ti和V且平均粒径小于10nm的微小碳化物分散析出、且该微小碳化物相对于组织整体的体积率为0.007以上。
卷取温度低于480℃时，容易形成过冷却状态，在轧制材料宽度方向端部，微小碳化物的析出变得不充分，将无法对最终得到的热镀锌钢板赋予期望的拉伸强度。此外，导致硬质的第二相的生成，容易使最终得到的热镀锌钢板的伸长率降低。并且，产生损害输出辊道上的移动稳定性的问题。另一方面，卷取温度达到580℃以上时，在作为热镀锌钢板的基板的热轧钢板(热轧板)中显著产生内部氧化层，热镀锌性变差。因此，使卷取温度为480℃以上且低于580℃。需要说明的是，本发明中，卷取温度为在轧制材料的宽度方向中央部测定的卷取温度、或通过模拟等计算的在轧制材料的宽度方向中央部的卷取温度。
需要说明的是，优选使精轧结束后直到卷取温度的冷却为平均冷却速度20℃/s以上的冷却。
精轧结束后，从880℃以上的温度至卷取温度的平均冷却速度小于20℃/s时，Ar3相变点容易增高，含有Ti以及V的碳化物容易粗大化。因此，容易消耗对弯曲性的提高有效的钢中的固溶V和固溶Ti。如上所述，为了使弯曲特性良好，优选使固溶V与固溶Ti的合计为0.07%以上，因此，优选将精轧结束后从880℃以上的温度至卷取温度的平均冷却速度设为20℃/s以上。更优选为30℃/s以上。需要说明的是，上述平均冷却速度的上限值没有特别规定，从防止冷却不均的观点出发，优选使上述平均冷却速度为60℃/s以下。
对于如上得到的热轧板，本发明中依次实施连续退火处理、热镀锌处理或者进一步的合金化处理，得到热镀锌钢板，在此重要的是退火温度的优化。需要说明的是，在实施连续退火处理、热镀锌处理、或者进一步的合金化处理时，从生产效率的观点出发，优选通过连续热镀锌生产线(CGL)进行。
退火温度：750℃以下
如上所述，本发明中，为了抑制作为热镀锌钢板的基板的热轧钢板(热轧板)的内部氧化层，将热轧板的卷取温度设定得较低。即，本发明中，由于将热轧板的卷取温度设定成比适合含有Ti以及V的微小碳化物的析出的卷取温度低的温度，因此在热轧板、特别是在热轧板宽度方向端部含有Ti以及V的微小碳化物的析出变得不充分。
因此，本发明中，实现连续退火处理的退火温度的优化，在连续退火处理时促进含有Ti以及V的微小碳化物的析出。为了使含有Ti以及V、且平均粒径小于10nm的微小碳化物在最终得到的热镀锌钢板中以相对于组织整体的体积率达到0.007以上的方式分散析出，使退火温度为750℃以下是合适的。提高该退火温度至超过750℃时效果饱和，因此无须提高至该温度以上。需要说明的是，优选使退火温度为700℃以下。另外，退火温度低于600℃时，上述微小碳化物的析出容易变得不充分，因此，优选使退火温度为600℃以上。
需要说明的是，在实施连续退火处理时，退火温度以外的条件没有特别限定，优选在上述退火温度保持120s以上且小于300s。另外，对于热镀锌处理条件、合金化处理条件，也没有特别限定，可以在通常公知的条件下形成热镀锌被膜或合金化热镀锌被膜。
如上，在制造拉伸强度(TS)为980MPa以上、并且具有能够用作截面形状复杂的行走部件等的原材的优良的加工性(伸长率以及延伸凸缘性)的热镀锌钢板的方面，需要使平均粒径小于10nm的微小碳化物以期望的体积率(0.007以上)在钢板宽度方向整个范围内分散析出。
但是，本发明中，相对于作为热镀锌钢板的原材的钢中的N，S含量，含有预定量以上的Ti(Ti≥0.10+(N/14×48+S/32×48))，并且作为热镀锌钢板的原材的钢中的C、Ti、V含量以满足预定的关系(0.8≤(Ti/48+V/51)/(C/12)≤1.2)的方式含有，由此，控制成平均粒径小于10nm的微小碳化物充分地分散析出的组成。
此外，本发明中，由于将热轧板的卷取温度设定为比适合含有Ti以及V的微小碳化物的析出的卷取温度低的温度，因此特别是在热轧板宽度方向端部含有Ti以及V的微小碳化物的析出变得不充分。但是，本发明中，通过控制成满足上述(1)、(2)式这样的组成，在热镀锌处理前的连续退火处理中，使含有Ti以及V的微小碳化物析出。因此，在制造作为热镀锌钢板的基板的热轧板时，即使在精轧结束后的冷却和卷取中在宽度方向端部发生过冷却，通过实施连续退火处理，在宽度方向端部也能够使平均粒径小于10nm的微小碳化物析出，在最终得到的热镀锌钢板中，在钢板宽度方向整个范围内，平均粒径小于10nm的微小碳化物以期望的体积率(0.007以上)析出，能够赋予良好的特性(拉伸强度、伸长率、延伸凸缘性)。
另外，除了上述以外，通过进一步使精轧结束后从880℃以上的温度至卷取温度的平均冷却速度为20℃/s以上，能够使热镀锌后的热轧钢板中固溶V与固溶Ti的合计量为0.07%以上。由此，得到弯曲特性良好的热镀锌钢板。
而且，本发明中，对于作为热镀锌钢板的基板的热轧板而言，由于能够抑制内部氧化层的形成，因此能够得到表面品质优良的热镀锌钢板。
实施例
(实施例1)
将表1所示的组成的钢水通过通常公知的方法进行熔炼、连铸，得到厚度250mm的钢坯(钢原材)。将这些钢坯加热至1250℃后，进行粗轧，实施设定为表2所示的精轧结束温度的精轧，在表2所示的卷取温度下卷取，得到板厚为2.3mm的热轧板。
对如上所述得到的各种热轧板，通过连续热镀锌生产线以表2所示条件的退火温度和退火温度下的保持时间，实施连续退火处理，然后，浸渍到550℃的熔融锌中，实施在表面形成热镀锌被膜的热镀锌处理，由此制造热镀锌钢板。需要说明的是，使镀层附着量为50g/m2。此外，对于一部分热轧板，在热镀锌处理后，在表2所示的条件下实施合金化处理。
表1
Figure GDA00002467733900231
(1)式：0.10+(N/14×48+S/32×48)
(2)式：(Ti/48+V/51)/(C/12)
表2
Figure GDA00002467733900241
*1：作为热镀锌钢板的基板的热轧钢板
*2：在退火温度下的保持时间(s)
从通过上述得到的热镀锌钢板采集试验片，进行组织观察、拉伸试验、扩孔试验，求出铁素体相的面积率、包含Ti和V的微小碳化物的平均粒径以及体积率、固溶V含量、固溶Ti含量、内部氧化层的有无、拉伸强度、总伸长率、扩孔率(延伸凸缘性)。试验方法如下。
(i)组织观察
从所得到的热镀锌钢板(热镀锌钢板中，热镀锌被膜以外的热轧钢板的部分)(板宽度方向中央部)采集试验片，对试验片的轧制方向截面进行机械研磨，用硝酸乙醇腐蚀后，使用通过扫描型电子显微镜(SEM)以倍率：3000倍拍摄的组织照片(SEM照片)，通过图像分析装置，求出铁素体相、铁素体相以外的组织的种类、以及它们的面积率。
此外，通过透射型电子显微镜(TEM)观察由热镀锌钢板(热镀锌钢板中，热镀锌被膜以外的热轧钢板的部分)(板宽度方向中央部)制作的薄膜，求出包含Ti和V的微小碳化物的粒径和体积率。
进而，使用10%乙酰丙酮-1%四甲基氯化铵-甲醇溶液作为电解液，通过提取残渣的化学分析，求出作为析出物的Ti、V量，从总Ti、总V中减去，计算出固溶Ti、固溶V。
关于内部氧化层，通过扫描型电子显微镜(SEM)以倍率:5000倍观察表层附近，判定内部氧化层的有无。
(ii)拉伸试验
从所得到的热镀锌钢板采集将相对于轧制方向的直角方向作为拉伸方向的JIS 5号拉伸试验片(JIS Z 2201)，进行基于JIS Z 2241的规定的拉伸试验，测定拉伸强度(TS)、总伸长率(El)。
(iii)扩孔试验
从所得到的热镀锌钢板采集试验片(尺寸：130mm×130mm)，在该试验片上通过冲孔加工形成初始直径
Figure GDA00002467733900261
的孔。使用这些试验片，实施扩孔试验。即，在该孔中插入顶角：60°的圆锥冲，对该孔进行挤压扩大，测定裂缝贯穿钢板(试验片)时的孔的直径d，通过下式计算扩孔率λ(%)。
扩孔率λ(%)={(d-d0)/d0}×100
将所得到的结果示于表3。
表3
Figure GDA00002467733900271
*3：相对于组织整体的面积率(%)
*4：包含Ti和V的微小碳化物。体积率为相对于组织整体的体积率。
*5：在热镀锌钢板中，热镀锌被膜以外的热轧钢板的部分。
本发明例均得到兼具拉伸强度TS为980MPa以上的高强度、总伸长率El为15%以上、扩孔率λ为40%以上的优良的加工性且内部氧化层得以抑制的热镀锌钢板。另一方面，在本发明的范围之外的比较例，不能确保预定的高强度，或不能确保期望的总伸长率El、扩孔率λ，或大量确认到内部氧化层。
此外，对于一部分所得到的热镀锌钢板，除了上述板宽度方向中央部以外，还从板宽度方向端部附近(边缘部)，与上述同样采集JIS 5号拉伸试验片，进行拉伸试验。对于通过拉伸试验测定的拉伸强度(TS)，将对板宽度方向中央部与板宽度方向端部附近(边缘部)进行比较后的结果示于表4。
表4
Figure GDA00002467733900291
*1：作为热镀锌钢板的基板的热轧钢板
*2：在退火温度下的保持时间(s)
*3：板宽度方向中央部
*4：板宽度方向端部附近(边缘部)
可知，对于本发明的热镀锌钢板而言，在板宽度方向端部附近(边缘部)中也得到与板宽度方向中央部同等的拉伸强度TS，在板宽度方向端部也具有良好的特性。
(实施例2)
将表5所示的组成的钢水通过通常公知的方法进行熔炼、连铸，得到厚度250mm的钢坯(钢原材)，将这些钢坯加热至1250℃后，进行粗轧，实施设定为表6所示的精轧结束温度的精轧，以表6所示的平均冷却速度(从精轧结束温度至卷取温度的平均冷却速度)进行冷却，在表6所示的卷取温度下卷取，得到板厚：2.3mm的热轧钢板。
对如上所述得到的各种热轧板，通过连续热镀锌生产线以表6所示条件的退火温度和退火温度下的保持时间实施连续退火处理，然后，浸渍到550℃的熔融锌中，实施在表面形成热镀锌被膜的热镀锌处理，由此制造热镀锌钢板。需要说明的是，使镀层附着量为50g/m2。此外，对于一部分的热轧板，在热镀锌处理后，在表6所示的条件下实施合金化处理。
表5
(1)式：0.10+(N/14×48+S/32×48)
(2)式：(Ti/48+V/51)/(C/12)
表6
*1：作为热镀锌钢板的基板的热轧钢板
*2：在退火温度下的保持时间(s)
从通过上述得到的热镀锌钢板(板宽度方向中央部)采集试验片，与实施例1同样地进行组织观察、拉伸试验、扩孔试验，求出铁素体相的面积率、包含Ti和V的微小碳化物的平均粒径以及体积率、固溶V含量、固溶Ti含量、内部氧化层的有无、拉伸强度、总伸长率、扩孔率(延伸凸缘性)。试样方法与实施例1相同。
并且，从通过上述得到的热镀锌钢板采集弯曲试验片，进行弯曲试验。试验条件如下。
(iv)弯曲试验
从所得到的热镀锌钢板，以试验片的长度方向相对于轧制方向成直角的方式采集30mm×150mm的弯曲试验片，通过基于JIS Z 2248的规定的90°的V形模具法(弯曲角为90°)实施弯曲试验。对三根试验片进行试验，求出没有出现裂纹的最小的弯曲半径R(mm)，计算除以板厚t(mm)的值、R/t作为钢板的极限弯曲半径。
将所得到的结果示于表7。
表7
Figure GDA00002467733900341
*3：相对于组织整体的面积率(%)
*4：包含Ti和V的微小碳化物。体积率为相对于组织整体的体积率。
*5：在热镀锌钢板中，热镀锌被膜以外的热轧钢板的部分。
本发明例均得到兼具拉伸强度TS为980MPa以上的高强度、总伸长率El为15%以上、并且扩孔率λ为40%以上的优良的加工性、并且内部氧化层得以抑制的热镀锌钢板。
而且，固溶V与固溶Ti的合计为0.07%以上的情况下，得到兼具拉伸强度TS为980MPa以上的高强度、以及在总伸长率El为15%以上且扩孔率λ为40%以上的良好的加工性的基础上极限弯曲半径R/t为0.7以下的优良的弯曲特性的加工性优良的热镀锌钢板。
另外，对于所得到的热镀锌钢板的一部分，与实施例1同样，除了上述板宽度方向中央部以外，从板宽度方向端部附近(边缘部)，与上述同样采集JIS 5号拉伸试验片，进行拉伸试验。关于通过拉伸试验测定的拉伸强度(TS)，将比较板宽度方向中央部与板宽度方向端部附近(边缘部)的结果示于表8。
表8
Figure GDA00002467733900361
*1：作为热镀锌钢板的基板的热轧钢板
*2：在退火温度下的保持时间(s)
*3：板宽度方向中央部
*4：板宽度方向端部附近(边缘部)
可知，对于本发明的热镀锌钢板而言，即使在板宽度方向端部附近(边缘部)，也得到与板宽度方向中央部同等的拉伸强度TS，在板宽度方向端部特性也优良。

Claims (8)

1.一种拉伸强度为980MPa以上的加工性优良的高张力热镀锌钢板，其特征在于，在热轧钢板的表面具有热镀锌被膜或合金化热镀锌被膜，
所述热轧钢板具有如下组成：以质量%计，以C、Ti、V、S以及N满足下述(1)式以及(2)式的方式含有C：0.07%以上且0.13%以下、Si：0.3%以下、Mn：0.5%以上且2.0%以下、P：0.025%以下、S：0.005%以下、N：0.0060%以下、Al：0.06%以下、Ti：0.10%以上且0.14%以下、V：0.15%以上且0.30%以下，并且，固溶V：0.04%以上且0.1%以下，固溶Ti：0.05%以下，余量由Fe及不可避免的杂质构成；
并且具有铁素体相相对于组织整体的面积率为97%以上的基体，以及含有Ti以及V且平均粒径小于10nm的微小碳化物分散析出、且该微小碳化物相对于组织整体的体积率为0.007以上的组织，
Ti≥0.10+(N/14×48+S/32×48)…(1)
0.8≤(Ti/48+V/51)/(C/12)≤1.2…(2)
C、Ti、V、S、N：各元素的含量(质量%)。
2.如权利要求1所述的加工性优良的高张力热镀锌钢板，其特征在于，所述固溶V与所述固溶Ti的合计以质量%计为0.07%以上。
3.如权利要求1或2所述的加工性优良的高张力热镀锌钢板，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量%计，还含有Cr：1%以下、B：0.003%以下中的一种或两种。
4.如权利要求1～3中任一项所述的加工性优良的高张力热镀锌钢板，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量%计，还含有合计0.01%以下的Nb、Mo中的一种或两种。
5.一种加工性优良的高张力热镀锌钢板的制造方法，对钢原材实施包括粗轧和精轧的热轧，精轧结束后，进行冷却，卷取，得到热轧板，对该热轧板依次实施连续退火处理、热镀锌处理或者进一步的合金化处理，制造热镀锌钢板，所述制造方法的特征在于，
使所述钢原材的组成如下，以质量%计，含有C：0.07%以上且0.13%以下、Si：0.3%以下、Mn：0.5%以上且2.0%以下、P：0.025%以下、S：0.005%以下、N：0.0060%以下、Al：0.06%以下、Ti：0.10%以上且0.14%以下、V：0.15%以上且0.30%以下，并且，以满足下述(1)式以及(2)式的方式含有C、Ti、V、S以及N，余量由Fe及不可避免的杂质构成，
使所述精轧的精轧结束温度为880℃以上，使所述卷取的卷取温度为480℃以上且低于580℃，使所述连续退火处理的退火温度为750℃以下，
Ti≥0.10+(N/14×48+S/32×48)…(1)
0.8≤(Ti/48+V/51)/(C/12)≤1.2…(2)
C、Ti、V、S、N：各元素的含量(质量%)。
6.如权利要求5所述的高张力热镀锌钢板的制造方法，其特征在于，所述冷却的平均冷却速度为20℃/s以上。
7.如权利要求5或6所述的高张力热镀锌钢板的制造方法，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量%计，还含有Cr：1%以下、B：0.003%以下中的一种或两种。
8.如权利要求5～7中任一项所述的高张力热镀锌钢板的制造方法，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量%计，还含有合计0.01%以下的Nb、Mo中的一种或两种。
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