TWI460307B - 加工性優良的高張力熱浸鍍鋅鋼板及其製造方法 - Google Patents

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Description

加工性優良的高張力熱浸鍍鋅鋼板及其製造方法
本發明是有關於一種適合於汽車用零件等的素材，且兼具拉伸強度(TS)：980MPa以上的高強度與優良的加工性的高張力熱浸鍍鋅鋼板及其製造方法。
最近，就保護地球環境的觀點而言，為了削減CO2排出量，要求謀求汽車車體的輕量化，改善汽車的耗油量。另外，為了確保碰撞時的乘客的安全，亦要求強化汽車車體，提昇汽車車體的碰撞安全性。如此，為了同時滿足汽車車體的輕量化與安全性提昇，有效的是將汽車的零件用素材高強度化，並藉由在剛性不成為問題的範圍內減少板厚來謀求輕量化。因此，近年來，將高張力鋼板積極地用於汽車零件，在汽車業界中，例如存在使用拉伸強度(TS)為780MPa級的高張力熱軋鋼板作為車盤零件用素材的傾向。進而，最近在汽車用鋼板方面推進進一步的高強度化，且正在研究拉伸強度為780MPa級以上，進而為980MPa級以上的鋼板的應用。
另一方面，將鋼板作為素材的汽車零件的大部分是藉由壓製加工或去毛刺加工等而成形，因此要求汽車零件用鋼板具有優良的加工性。另外，汽車零件暴露在腐蝕環境下的情況較多，因此亦要求汽車零件用鋼板具有優良的耐蝕性。尤其，由於車盤零件具有複雜的形狀，且暴露在嚴酷的腐蝕環境下，因此在作為車盤零件用素材的熱軋鋼板 中，正尋求一種強度與加工性、以及耐蝕性受到重視，伸展性及延伸凸緣性等加工性優良的高張力熱軋鋼板(電鍍鋼板)。另外，在骨架零件用素材中，進而要求作為加工性的彎曲特性優良。
但是，一般而言鋼鐵材料的加工性伴隨高強度化而下降，高張力熱軋鋼板(電鍍鋼板)的加工性遠差於通常的軟鋼板。因此，在將高張力熱軋鋼板(電鍍鋼板)應用於車盤零件等方面，必需開發兼具強度與加工性的高張力熱軋鋼板(電鍍鋼板)，目前為止已進行了各種研究。
作為確保優良的加工性並謀求鋼板的高強度化的技術，例如在專利文獻1中，提出有關於如下的拉伸強度為590MPa以上的加工性優良的高張力鋼板的技術，該高張力鋼板的特徵在於：實質上為鐵氧體單相組織，且平均粒徑未滿10nm的含有Ti及Mo的碳化物分散析出。然而，在專利文獻1所提出的技術中，由於利用昂貴的Mo，因此具有導致製造成本高的問題。
另外，在專利文獻2中，提出有關於具有880MPa以上的強度與0.80以上的降伏比(yield ratio)，並具有如下的鋼組織的高強度熱軋鋼板的技術，該鋼組織以質量計含有C：0.08%~0.20%，Si：0.001%以上、未滿0.2%，Mn：超過1.0%、3.0%以下，Al：0.001%~0.5%，V：超過0.1%、0.5%以下，Ti：0.05%以上、未滿0.2%，以及Nb：0.005%~0.5%，且滿足(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的3式，殘部包含Fe及不可避免的雜質，且含有70體積%以上的平均粒徑為5μm以下、硬度為250Hv以上的鐵氧體。
然而，在專利文獻2所提出的技術中，未對延伸凸緣性進行研究，存在當欲確保780MPa以上的拉伸強度時，未必可獲得充分的延伸凸緣性的問題。
另外，在專利文獻3中，提出有關於如下的熱軋鋼板的技術，該熱軋鋼板的特徵在於：具有以質量計含有C：0.0002%~0.25%、Si：0.003%~3.0%、Mn：0.003%~3.0%及Al：0.002%~2.0%，殘部包含Fe及不可避免的雜質，且不可避免的雜質中的P為0.15%以下，S為0.05%以下，N為0.01%以下的成分組成，以面積比例計金屬組織的70%以上為鐵氧體相，其平均結晶粒徑為20μm以下，縱橫比為3以下，鐵氧體粒界的70%以上包含高角度晶界，由高角度晶界所形成的鐵氧體相之中，最大徑為30μm以下，最小徑為5nm以上的析出物的面積比例為金屬組織的2%以下，除鐵氧體相與析出物以外的殘部相之中，面積比例最大的第二相的平均結晶粒徑為20μm以下，最接近的第二相間存在鐵氧體相的高角度晶界。另外，在專利文獻3中記載有藉由使C含量變得非常少，且減少作為沃斯田鐵穩定化元素的Mn的含量，而使金屬組織變成鐵氧體單相組織。
然而，當使C含量變得非常少時，對於析出強化具有效果的Ti、Nb等的碳化物的析出量減少，因此當製成加 工性優良的鐵氧體單相組織鋼板時，無法表現出780MPa以上的強度。因此，在專利文獻3所提出的技術中，存在無法製造實質上作為鐵氧體單相組織的確保伸展性及延伸凸緣性等加工性，且拉伸強度為780MPa以上的鋼板的問題。
另外，在專利文獻4中，提出有關於如下的加工後的延伸凸緣特性及塗裝後的耐蝕性優良的高強度鋼板的技術，該高強度鋼板的特徵在於包括：以mass%計含有C：0.02%以上、0.20%以下，Si：0.3%以下，Mn：0.5%以上、2.5%以下，P：0.06%以下，S：0.01%以下，Al：0.1%以下，Ti：0.05%以上、0.25%以下，V：0.05%以上、0.25%以下，殘部包含Fe及不可避免的雜質的成分組成；以及實質上為鐵氧體單相組織，且在上述鐵氧體單相組織中，大小未滿20nm的析出物中所含有的Ti為200mass ppm以上、1750mass ppm以下，V為150mass ppm以上、1750mass ppm以下，固溶V為200mass ppm以上、未滿1750mass ppm的組織。
在專利文獻4所記載的技術中，藉由將鋼板中所含有的析出物微細化(大小未滿20nm)來謀求鋼板的高強度化。另外，在專利文獻4所記載的技術中，使用含有Ti-V的析出物作為可將鋼板中所含有的析出物維持在微細的狀態的析出物，進而，將鋼板中所含有的固溶V量設定成所期望的範圍，藉此謀求加工後的延伸凸緣特性的提昇。而且，根據專利文獻4所記載的技術，可獲得加工後的延伸 凸緣性及塗裝後的耐蝕性優良，拉伸強度為780MPa以上的高強度熱軋鋼板。另外，所獲得的熱軋鋼板作為形成有熱浸鍍鋅皮膜或合金化熱浸鍍鋅皮膜的熱浸鍍鋅鋼板的基板亦合適。
先前技術文獻
專利文獻
專利文獻1：日本專利第3591502號公報
專利文獻2：日本專利特開2006-161112號公報
專利文獻3：日本專利第3821036號公報
專利文獻4：日本專利特開2009-052139號公報
根據專利文獻4中所提出的技術，可製造加工性(伸展性及延伸凸緣性)優良、且具有達到780MPa級程度為止的強度的熱軋鋼板。然而，在專利文獻4所記載的技術中，將析出物的大小設定為未滿20nm，但如專利文獻1中所述般，析出強化是將更微細的粒徑未滿10nm的程度的析出物作為強化機構的主體，若僅規定為未滿20nm的程度的大小，則析出強化能力容易變得不穩定。因此，在專利文獻4所提出的技術中，存在難以在維持優良的加工性的狀態下確實地確保980MPa級以上的強度的問題。另外，尤其若欲獲得980MPa級以上的強度，則存在鋼板特性的均勻性容易變得不充分，尤其在鋼板的寬度方向上容易產生特性(強度等)的不均，而無法在鋼板寬度方向端部獲得的充分的特性的問題。
即，為了對大量生產的汽車零件穩定地供給其素材，必需工業化地大量生產熱軋鋼板，但在專利文獻4所提出的技術中，存在難以穩定且確實地供給980MPa級以上的熱軋鋼板的問題。另外，在專利文獻4所提出的技術中，有時無法在鋼板寬度方向端部獲得充分的特性，因此亦可能產生良率降低的問題。
另外，在熱浸鍍鋅鋼板中，屢次觀察到由內部氧化層所引起的缺陷，且使電鍍皮膜的密接性下降被視作問題。若熱軋鋼板與熔融鋅的濡濕性較差，則有時會產生電鍍不良，電鍍皮膜的密接性是重要的問題。然而，在專利文獻4所提出的技術中，未對用於獲得熱浸鍍鋅性優良的熱軋鋼板的具體方法進行研究。在專利文獻4所提出的技術中，未對用於獲得熱浸鍍鋅皮膜(或者合金化熱浸鍍鋅皮膜)形成後的表面品質良好，且具有所期望的機械特性(強度、伸展性及延伸凸緣性)，而且遍及整個鋼板寬度方向具有均勻的特性的高張力熱浸鍍鋅鋼板的具體方法進行研究，而作為課題殘留。
本發明的目的在於提供一種有利地解決上述先前技術所具有的問題，作為汽車零件用較合適，拉伸強度(TS)：980MPa以上，且具有亦可用作壓製時的剖面形狀複雜的車盤零件用等的素材，另外，亦可用作骨架零件用等的素材的優良的加工性(伸展性、延伸凸緣性、或者進而彎曲特性)，而且表面品質亦良好的高張力熱浸鍍鋅鋼板及其製造方法。
為了解決上述課題，本發明者等人對熱浸鍍鋅鋼板的高強度化與加工性(伸展性、延伸凸緣性、或者進而彎曲特性)、以及成為熱浸鍍鋅鋼板的基板的熱軋鋼板的熱浸鍍鋅性，進而在工業化地大量生產熱浸鍍鋅鋼板方面給生產性所帶來的各種主要因素進行了努力研究。其結果，獲得了如下的發現。
1)若將鋼板組織設定為差排密度低且加工性優良的鐵氧體單相組織，進而使微細碳化物分散析出來進行析出強化，則熱浸鍍鋅鋼板的伸展性不會太下降，且強度得到提昇。
2)為了獲得加工性優良且具有拉伸強度(TS)：980MPa以上的高強度的熱浸鍍鋅鋼板，必需使對於析出強化有效的平均粒徑未滿10nm的微細碳化物以所期望的體積率分散析出。
3)作為有助於析出強化的微細碳化物，就確保強度等的觀點而言，有效的是含有Ti-V的碳化物。
4)為了使未滿10nm的Ti-V系微細碳化物以所期望的體積率分散析出，必需確保成為析出核的形成Ti碳化物的Ti量，為了相對於成為素材的鋼中的N、S含量含有規定量以上的Ti(Ti≧0.10+(N/14×48+S/32×48))，且使Ti-V系微細碳化物穩定地析出，必需以使成為素材的鋼中的C、Ti、V含量滿足規定的關係(0.8≦(Ti/48+V/51)/(C/12)≦1.2)的方式進行控制。
5)若熱浸鍍鋅鋼板中存在規定量的固溶V，則延伸凸 緣性得到提昇。
6)若熱浸鍍鋅鋼板中大量地存在規定量以上的固溶Ti，則拉伸強度不達目標。
7)為了使熱浸鍍鋅鋼板組織的基質實質上變成鐵氧體單相，且如上述般使未滿10nm的Ti-V系微細碳化物以所期望的體積率分散析出，重要的是將熱軋板的捲取溫度及於熱浸鍍鋅處理前所進行的連續退火處理的退火溫度控制在所期望的溫度範圍內。
8)在先前技術中所看到的熱軋鋼板寬度方向端部的特性的劣化的起因如下：於熱軋後的冷卻中寬度方向端部變成過冷卻狀態，Ti-V系微細碳化物未充分地分散析出。
9)將熱軋板的捲取溫度設定成比適合於Ti-V系微細碳化物的析出的捲取溫度低，藉此抑制熱軋板的內部氧化層，提昇熱浸鍍鋅性。
10)若將熱軋板的捲取溫度設定得較低，則尤其在熱軋板寬度方向端部，Ti-V系微細碳化物的析出變得不充分，但藉由使上述碳化物於熱浸鍍鋅處理前的連續退火處理時析出，可獲得未滿10nm的Ti-V系微細碳化物以所期望的體積率分散析出的熱浸鍍鋅鋼板。
11)於連續退火處理時析出的Ti-V系微細碳化物具有分散析出至鐵氧體相內的析出形態。
12)以相對於成為熱浸鍍鋅鋼板的素材的鋼中的N、S含量含有規定量以上的Ti(Ti≧0.10+(N/14×48+S/32×48))，且成為熱浸鍍鋅鋼板的素材的鋼中的C、Ti、 V含量滿足規定的關係(0.8≦(Ti/48+V/51)/(C/12)≦1.2)的方式進行控制，並將熱軋板的捲取溫度及於熱浸鍍鋅處理前所進行的連續退火處理的退火溫度控制在所期望的溫度範圍內，藉此即便於寬度方向端部，亦可使Ti-V系微細碳化物變成所期望的分散析出狀態，從而亦可於熱浸鍍鋅鋼板的寬度方向端部獲得良好的特性。另外，可獲得內部氧化層的形成得到抑制，具有優良的表面品質的高張力熱浸鍍鋅鋼板。
13)除上述以外，進而將鋼中的固溶Ti與固溶V的合計設定為規定量以上，藉此彎曲特性得到提昇。另外，藉由控制熱軋中的精軋後的冷卻速度，可將鋼中的固溶Ti與固溶V的合計控制在規定量以上。
本發明是基於上述發現而完成的發明，其主旨如下。
(1)一種加工性優良的高張力熱浸鍍鋅鋼板，其拉伸強度為980MPa以上，其特徵在於：在如下的熱軋鋼板的表面具有熱浸鍍鋅皮膜或合金化熱浸鍍鋅皮膜，該熱軋鋼板包括：以質量%計，並以使C、Ti、V、S及N滿足下述(1)式及(2)式的方式含有C：0.07%以上、0.13%以下，Si：0.3%以下，Mn：0.5%以上、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、0.14%以下，V：0.15%以上、0.30%以下，且固溶V：0.04%以上、0.1%以下，固溶Ti：0.05%以下，殘部包含Fe及不可避免的雜質的組成；鐵氧體相的相對於整個組織的面積率為97%以上 的基質；以及含有Ti及V且平均粒徑未滿10nm的微細碳化物分散析出，且該微細碳化物的相對於整個組織的體積率為0.007以上的組織，
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(質量%))。
(2)如(1)所述之加工性優良的高張力熱浸鍍鋅鋼板，其中上述固溶V與上述固溶Ti的合計以質量%計為0.07%以上。
(3)如(1)或(2)所述之加工性優良的高張力熱浸鍍鋅鋼板，其中除上述組成以外，以質量%計更包括Cr：1%以下、B：0.003%以下中的一種或兩種。
(4)如(1)至(3)中任一項所述之加工性優良的高張力熱浸鍍鋅鋼板，其中除上述組成以外，以質量%計更包括合計為0.01%以下的Nb、Mo中的一種或兩種。
(5)一種加工性優良的高張力熱浸鍍鋅鋼板的製造方法，其特徵在於：於對鋼素材實施包含粗軋與精軋的熱軋，並在精軋結束後進行冷卻、捲取而製成熱軋板，然後對該熱軋板依次實施連續退火處理、熱浸鍍鋅處理，或者進而實施合金化處理來製造熱浸鍍鋅鋼板時，使上述鋼素材變成以質量%計含有C：0.07%以上、0.13%以下，Si：0.3% 以下，Mn：0.5%以上、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、0.14%以下，V：0.15%以上、0.30%以下，且以滿足下述(1)式及(2)式的方式含有C、Ti、V、S及N，殘部包含Fe及不可避免的雜質的組成，使上述精軋的精軋結束溫度變成880℃以上，使上述捲取的捲取溫度變成480℃以上、未滿580℃，且使上述連續退火處理的退火溫度變成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(質量%))。
(6)如(5)所述之高張力熱浸鍍鋅鋼板的製造方法，其中上述冷卻的平均冷卻速度為20℃/s以上。
(7)如(5)或(6)所述之高張力熱浸鍍鋅鋼板的製造方法，其中除上述組成以外，以質量%計更包括Cr：1%以下、B：0.003%以下中的一種或兩種。
(8)如(5)至(7)中任一項所述之高張力熱浸鍍鋅鋼板的製造方法，其中除上述組成以外，以質量%計更包括合計為0.01%以下的Nb、Mo中的一種或兩種。
根據本發明，可工業化地穩定生產適合於汽車用鋼板等，拉伸強度(TS)：980MPa以上，具有亦可用作剖面 形狀複雜的車盤零件等的素材的優良的加工性(伸展性、延伸凸緣性、或者進而彎曲特性)，且表面品質良好的高張力熱軋鋼板，而在產業上取得特別的效果。
以下，對本發明進行詳細說明。
首先，對本發明鋼板的組織的限定理由進行說明。
本發明的熱浸鍍鋅鋼板是在如下的熱軋鋼板的表面形成熱浸鍍鋅皮膜或合金化熱浸鍍鋅皮膜而成的鋼板，該熱軋鋼板包括：鐵氧體相以相對於整個組織的面積率計為97%以上的基質；以及含有Ti及V且平均粒徑未滿10nm的微細碳化物分散析出，且該微細碳化物以相對於整個組織的體積率計為0.007以上的組織。
鐵氧體相：以相對於整個組織的面積率計為97%以上
在本發明中，於確保熱浸鍍鋅鋼板的加工性(伸展性及延伸凸緣性)方面，必需形成鐵氧體相。當要提昇熱浸鍍鋅鋼板的伸展性及延伸凸緣性時，有效的是使熱浸鍍鋅鋼板的組織變成差排密度低且延展性優良的鐵氧體相。尤其，當要提昇延伸凸緣性時，較佳為使熱浸鍍鋅鋼板的組織變成鐵氧體單相，即便在不是完全的鐵氧體單相的情況下，若實質上為鐵氧體單相，即以相對於整個組織的面積率計97%以上為鐵氧體相，則亦充分地發揮上述效果。因此，將鐵氧體相的相對於整個組織的面積率設定為97%以上。
再者，在本發明的熱浸鍍鋅鋼板中，作為鐵氧體相以 外的組織，可列舉：雪明碳鐵、波來鐵相、變韌鐵相、麻田散鐵相、殘留沃斯田鐵相等，若該些的合計以相對於整個組織的面積率計為3%左右以下，則被容許。
含有Ti、V的微細碳化物
含有Ti及V的碳化物成為平均粒徑極其小的微細碳化物的傾向強。因此，在藉由使微細碳化物於熱浸鍍鋅鋼板中分散析出來謀求熱浸鍍鋅鋼板的高強度化的本發明中，設定含有Ti及V的微細碳化物作為進行分散析出的微細碳化物。
當謀求鋼板的高強度化時，先前的主流是使用不含V的Ti碳化物。相對於此，在本發明中，以使用含有Ti與V的碳化物為特徵。
由於Ti的碳化物形成傾向強，因此在不含V的情況下，Ti碳化物容易粗大化，對於鋼板的高強度化的貢獻度降低。因此，為了對鋼板賦予所期望的強度(拉伸強度：980MPa以上)，必需添加更多的Ti來形成Ti碳化物。另一方面，若過多地添加Ti，則擔憂加工性(伸展性及延伸凸緣性)下降，而無法獲得亦可用作剖面形狀複雜的車盤零件等的素材的優良的加工性。
另外，如後述般，當製造成為本發明的熱浸鍍鋅鋼板的基板的熱軋鋼板時，必需在熱軋前使鋼素材中的碳化物溶解。此處，當僅利用Ti碳化物對熱浸鍍鋅鋼板賦予所期望的強度(拉伸強度：980MPa以上)時，為了將在確保所期望的強度方面成為必需的Ti碳化物全部溶解，必需將 熱軋前的鋼坯加熱溫度設定為1300℃以上的高溫。該鋼坯加熱溫度是超過一般的熱軋前的鋼坯加熱溫度的溫度，需要特殊的設備，而難以利用目前的生產設備來製造。
因此，在本發明中，使用含有Ti及V的複合碳化物作為進行分散析出的碳化物。V因碳化物形成傾向比Ti低，故在抑制碳化物的粗大化方面有效。另外，Ti與V的組合是在使碳化物的溶解溫度下降時極其有效的組合，因此藉由使用含有Ti及V的複合碳化物，碳化物的溶解溫度與Ti單一碳化物的溶解溫度相比，大幅度地下降。即，若使用含有Ti及V的複合碳化物作為進行分散析出的碳化物，則即便在為了對熱浸鍍鋅鋼板賦予所期望的強度(拉伸強度：980MPa以上)而使大量的碳化物分散析出的情況下，由於碳化物在一般的熱軋前的鋼坯加熱溫度下溶解，因此在生產方面上亦極其有利。
再者，在本發明中，所謂含有Ti及V的微細碳化物，是指一個微細碳化物中含有Ti與V兩者的複合碳化物，而非組織中分別含有單一的碳化物。
微細碳化物的平均粒徑：未滿10nm
在對熱浸鍍鋅鋼板賦予所期望的強度(拉伸強度：980MPa以上)方面，微細碳化物的平均粒徑極其重要，在本發明中，將含有Ti及V的微細碳化物的平均粒徑設定為未滿10nm。若微細碳化物析出至基質中，則該微細碳化物作為對於鋼板變形時所產生的差排的移動的阻力而發揮作用，藉此強化熱浸鍍鋅鋼板，但若將微細碳化物的平均 粒徑設定為未滿10nm，則上述作用變得更顯著。因此，將含有Ti及V的微細碳化物的平均粒徑設定為未滿10nm。更佳為5nm以下。
微細碳化物的相對於整個組織的體積率：0.007以上
在對熱浸鍍鋅鋼板賦予所期望的強度(拉伸強度：980MPa以上)方面，含有Ti及V的微細碳化物的分散析出狀態亦極其重要，在本發明中，以使含有Ti及V且平均粒徑未滿10nm的微細碳化物的相對於整個組織的組織分率以體積率計成為0.007以上的方式，使微細碳化物分散析出。當該組織分率未滿0.007時，即使含有Ti及V的微細碳化物的平均粒徑未滿10nm，亦難以確實地確保所期望的熱浸鍍鋅鋼板強度(拉伸強度：980MPa以上)。因此，將上述組織分率設定為0.007以上。較佳為0.008以上。
再者，在本發明中，作為含有Ti及V的微細碳化物的析出形態，除作為主要的析出形態的列狀析出以外，即便無規地析出的微細碳化物混合存在，亦不會對特性造成任何影響，而設定為不論析出的形態，將各種析出形態一併稱為分散析出。
其次，對本發明熱浸鍍鋅鋼板的成分組成的限定理由進行說明。再者，只要事先無特別說明，則以下的表示成分組成的%是指質量%。
C：0.07%以上、0.13%以下
C是在形成微細碳化物，強化熱浸鍍鋅鋼板方面所必需的元素。若C含量未滿0.07%，則無法確保所期望的組 織分率的微細碳化物，而無法獲得980MPa以上的拉伸強度。另一方面，若C含量超過0.13%，則帶來點焊變得困難等障礙。因此，將C含量設定為0.07%以上、0.13%以下。較佳為0.08%以上、0.12%以下。
Si：0.3%以下
若Si含量超過0.3%，則促進自鐵氧體相的C析出，粗大的Fe碳化物容易析出至粒界，延伸凸緣性下降。另外，若Si含量超過0.3%，則軋製負荷增大，軋材的形狀變得不良。因此，將Si含量設定為0.3%以下。較佳為0.15%以下，較理想的是0.05%以下。
Mn：0.5%以上、2.0%以下
Mn是固溶強化元素，且為對於高強度化有效的元素。就強化熱浸鍍鋅鋼板的觀點而言，較佳為將Mn含量設定為0.5%以上，但若Mn含量超過2.0%，則偏析變得顯著，且形成鐵氧體相以外的相，即硬質相，延伸凸緣性下降。因此，將Mn含量設定為0.5%以上、2.0%以下。較佳為1.0%以上、2.0%以下。
P：0.025%以下
若P含量超過0.025%，則偏析變得顯著，延伸凸緣性下降。因此，將P含量設定為0.025%以下。較佳為0.02%以下。
S：0.005%以下
S是使熱加工性(熱軋性)下降的元素，除提高鋼坯的熱裂感受性以外，作為MnS存在於鋼中而使熱軋鋼板的 加工性(延伸凸緣性)劣化。因此，在本發明中，較佳為極力減少S，而將其設定為0.005%以下。較佳為0.003%以下。
N：0.0060%以下
N在本發明中是有害的元素，較佳為極力減少。尤其，若N含量超過0.0060%，則因鋼中生成粗大的氮化物，故延伸凸緣性下降。因此，將N含量設定為0.0060%以下。
Al：0.06%以下
Al是用作脫氧劑的元素。為了獲得此種效果，較理想的是含有0.001%以上的Al，但含有超過0.06%的Al會使伸展性及延伸凸緣性下降。因此，將Al含量設定為0.06%以下。
Ti：0.10%以上、0.14%以下
Ti是本發明中重要的元素之一。Ti是藉由與V形成複合碳化物，而確保優良的伸展性及延伸凸緣性，並有助於鋼板的高強度化的元素。若Ti含量未滿0.10%，則無法確保所期望的熱浸鍍鋅鋼板強度(拉伸強度：980MPa以上)。另一方面，若Ti含量超過0.14%，則存在延伸凸緣性下降的傾向。另外，當製造成為熱浸鍍鋅鋼板的基板的熱軋鋼板時，若不將熱軋前的鋼坯加熱溫度設定為1300℃以上的高溫，則碳化物不溶解的可能性變高。因此，即便含有超過0.14%的Ti，所析出的微細碳化物的組織分率亦飽和，而無法獲得與含量相稱的效果。因此，將Ti含量設定為0.10%以上、0.14%以下。
V：0.15%以上、0.30%以下
V是本發明中重要的元素之一。如上所述，V是藉由與Ti形成複合碳化物，而確保優良的伸展性及延伸凸緣性，並強化熱浸鍍鋅鋼板的元素。若V含量未滿0.15%，則無法確保所期望的鋼板強度(拉伸強度：980MPa以上)。另一方面，若V含量超過0.30%，則中心偏析變得顯著，引起伸展性或韌性的下降。因此，將V含量設定為0.15%以上、0.30%以下。
本發明的熱浸鍍鋅鋼板是在上述範圍內且以滿足(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(質量%))
上述(1)式及(2)式是為了使含有Ti及V的微細碳化物變成上述所期望的析出狀態而應滿足的必要條件，且為本發明中極其重要的指標。
Ti≧0.10+(N/14×48+S/32×48)…(1)
如上所述，在本發明中，使含有Ti及V的微細碳化物於熱浸鍍鋅鋼板中分散析出，但該微細碳化物是藉由熱 軋前的加熱而使鋼素材中的碳化物溶解，並於其後的熱軋、熱軋後的冷卻、捲取、以及連續退火處理時析出。另外，上述微細碳化物是藉由首先Ti成為核而析出，然後V複合地析出而形成。因此，為了使上述微細碳化物以其尺寸變成平均粒徑未滿10nm的方式穩定地析出，且為了使上述微細碳化物以相對於最終所獲得的熱浸鍍鋅鋼板的整個組織的體積率達到0.007以上的方式分散析出，必需充分地確保成為析出核的Ti量。
因此，以滿足(1)式Ti≧0.10+(N/14×48+S/32×48)的方式控制Ti、N、S含量。藉此，成為微細碳化物的析出的核的Ti量得以充分地確保，可使上述微細碳化物以其尺寸變成平均粒徑未滿10nm的方式穩定地析出，且可使上述微細碳化物以在最終所獲得的熱浸鍍鋅鋼板的整個組織中所佔的比例以體積率計達到0.007以上的方式分散析出。在本發明中，以滿足(1)式Ti≧0.10+(N/14×48+S/32×48)的方式控制成為熱浸鍍鋅鋼板的素材的鋼中的Ti、N、S含量。
0.8≦(Ti/48+V/51)/(C/12)≦1.2…(2)
在本發明中，將鋼中的Ti、V含量與C含量的比率控制在適當範圍內亦重要。其原因在於：若相對於鋼中的Ti、V含量，C含量過多，則會於熱浸鍍鋅鋼板中引起波來鐵相的析出、碳化物的粗大化，對伸展性及延伸凸緣性帶來 不良影響。另一方面，若相對於鋼中的Ti、V含量，C含量過少，則無法充分地獲得為了確保所期望的鋼板強度(拉伸強度：980MPa以上)而必需的含有Ti及V的微細碳化物。因此，在本發明中，以滿足(2)式0.8≦(Ti/48+V/51)/(C/12)≦1.2的方式控制成為熱浸鍍鋅鋼板的素材的鋼中的Ti、V、C含量。
固溶V：0.04%以上、0.1%以下
固溶V有效地對熱浸鍍鋅鋼板的延伸凸緣性的提昇發揮作用。當熱浸鍍鋅鋼板中所含有的V中的固溶V的含量未滿0.04%時，上述效果未充分地顯現，無法確保可用作剖面形狀複雜的車盤零件等的素材的延伸凸緣性。另一方面，即便固溶V的含量超過0.1%，上述效果亦飽和，另外，無法充分地獲得為了確保所期望的鋼板強度(拉伸強度：980MPa以上)而必需的含有Ti及V的微細碳化物。因此，將熱浸鍍鋅鋼板中所含有的V中的固溶V量設定為0.04%以上、0.1%以下。再者，較佳為0.04%以上、0.07%以下。更佳為0.04%以上、0.06%以下。
固溶Ti：0.05%以下
如上所述，在本發明中，為了確保熱浸鍍鋅鋼板的延伸凸緣性而含有所期望的固溶V，但在固溶Ti中未發現此種效果，而存在固溶Ti即意味著作為析出的核而有效地發揮作用的Ti實質上正減少。因此，為了確保所期望的鋼板強度(拉伸強度：980MPa以上)，將固溶Ti設定為0.05%以下。較佳為設定為0.03%以下，更佳為設定為0.02%以 下。
固溶V與固溶Ti的合計：0.07%以上
將固溶於鐵氧體相中的V與Ti的合計量設定為規定的範圍，藉此粒界得到強化且彎曲特性得到提昇。因此，較佳為在上述固溶V、固溶Ti的範圍內將固溶V與固溶Ti的合計量調整成0.07%以上。若固溶V與固溶Ti的合計量未滿0.07%而較少，則無法獲得上述所期望的效果。另一方面，若固溶V與固溶Ti的合計量過剩，則存在含有Ti及V的微細碳化物的析出變得不充分的可能性。因此，將固溶V(0.04%以上、0.1%以下)與固溶Ti(0.05%以下)的合計量設定為0.15%以下。就所含有的V、Ti的有效利用的觀點而言，較佳為將固溶V與固溶Ti的合計量設定為0.10%以下。
以上是本發明的基本組成，但除基本組成以外，亦可進一步含有Cr：1%以下、B：0.003%以下中的一種或兩種。Cr、B均為具有增加鋼的強度的作用的元素，可視需要而選擇性地含有。
Cr：1%以下
Cr是在以固溶狀態強化鐵氧體相方面有效地發揮作用的元素。為了獲得此種效果，較理想的是含有0.05%以上的Cr，但即便含有超過1%的Cr，其效果亦飽和，且並不經濟。因此，較佳為將Cr含量設定為1%以下。
B：0.003%以下
B是在使鋼的Ar3變態點下降方面有效的元素，可有 效地用於在熱軋中的冷卻過程中調整鐵氧體相的整個組織的面積率。然而，即便含有超過0.003%的B，效果亦飽和。因此，較佳為將B含量設定為0.003%以下。再者，當有效地利用B時，在獲得上述效果方面，較佳為將B含量設定為0.0005%以上。
另外，除上述基本組成以外，以質量%計亦可進一步含有合計為0.01%以下的Nb、Mo中的一種或兩種。Nb及Mo因與Ti及V一同複合析出而形成複合碳化物，並有助於獲得所期望的強度，故可視需要而含有。在獲得此種效果方面，較佳為含有合計為0.005%以上的Nb及Mo。但是，若過多地含有，則存在伸展性劣化的傾向，因此較佳為將Nb、Mo中的一種或兩種以合計量計設定為0.01%以下。
在本發明的熱浸鍍鋅鋼板中，上述以外的成分是Fe及不可避免的雜質。再者，作為不可避免的雜質，可列舉O、Cu、Sn、Ni、Ca、Co、As等。容許含有0.1%以下的上述不可避免的雜質，較佳為0.03%以下。
其次，對本發明的熱浸鍍鋅鋼板的製造方法進行說明。
於對鋼素材實施包含粗軋與精軋的熱軋，並在精軋結束後進行冷卻、捲取而製成熱軋板，然後對該熱軋板依次實施連續退火處理、熱浸鍍鋅處理，或者進而實施合金化處理而製成熱浸鍍鋅鋼板。此時，以使精軋的精軋結束溫度變成880℃以上，使捲取溫度變成480℃以上、未滿580℃，且使上述連續退火處理的退火溫度變成750℃以下 為特徵。另外，較佳為將熱軋後的冷卻的平均冷卻速度設定為20℃/s以上。
在本發明中，鋼素材的熔製方法並無特別限定，可採用轉爐、電爐等公知的熔製方法。另外，熔製後，因偏析等的問題，較佳為利用連續鑄造法來製成鋼坯(鋼素材)，但亦可利用造塊-分塊軋製法、薄鋼坯連鑄法等公知的鑄造方法製成鋼坯。再者，當鑄造後對鋼坯進行熱軋時，可在利用加熱爐對鋼坯進行再加熱後軋製，在保持規定溫度以上的溫度的情況下，亦可不加熱鋼坯而直接軋製。
對以上述方式所獲得的鋼素材實施粗軋及精軋，但在本發明中，必需在粗軋前使鋼素材中的碳化物溶解。在含有作為碳化物形成元素的Ti及V的本發明中，較佳為將鋼素材的加熱溫度設定為1150℃以上、1280℃以下。如上所述，在粗軋前的鋼素材保持規定溫度以上的溫度，鋼素材中的碳化物溶解的情況下，可省略對粗軋前的鋼素材進行加熱的步驟。再者，關於粗軋條件，無需特別限定。
精軋結束溫度：880℃以上
精軋結束溫度的適當化在確保熱軋鋼板的伸展性及延伸凸緣性、以及謀求精軋的軋製負荷的降低化方面變得重要。若精軋結束溫度未滿880℃，則熱軋鋼板表層的結晶粒成為粗大粒，伸展性及延伸凸緣性受損。另外，由於在未再結晶溫度域中進行軋製，因此導入至軋材中的應變的累積量增大。而且，伴隨應變的累積量增大，軋製負荷顯著增大，熱軋鋼板的薄物化變得困難，因此，將精軋結束 溫度設定為880℃以上。較佳為900℃以上。再者，若精軋結束溫度變得過高，則結晶粒粗大化且對確保所期望的鋼板強度(拉伸強度：980MPa以上)帶來不良影響，因此較理想的是將精軋結束溫度設定為1000℃以下。
捲取溫度：480℃以上、未滿580℃
捲取溫度的適當化在以下方面極其重要：抑制成為熱浸鍍鋅鋼板的基板的熱軋鋼板(熱軋板)的內部氧化層，且使最終所獲得的熱浸鍍鋅鋼板的組織遍及整個鋼板寬度方向變成所期望的組織，即，鐵氧體相以相對於整個組織的面積率計為97%以上的基質，以及含有Ti及V且平均粒徑未滿10nm的微細碳化物分散析出，該微細碳化物以相對於整個組織的體積率計為0.007以上的組織。
若捲取溫度未滿480℃，則在容易成為過冷卻狀態的軋材寬度方向端部，微細碳化物的析出變得不充分，無法對最終所獲得的熱浸鍍鋅鋼板賦予所期望的拉伸強度。另外，引起硬質的第二相的生成，而容易使最終所獲得的熱浸鍍鋅鋼板的伸展性下降。進而，產生損害輸出輥道上的移動穩定性的問題。另一方面，若捲取溫度達到580℃以上，則於成為熱浸鍍鋅鋼板的基板的熱軋鋼板(熱軋板)中顯著地產生內部氧化層，熱浸鍍鋅性劣化。因此，將捲取溫度設定為480℃以上、未滿580℃。再者，在本發明中，將捲取溫度設定為在軋材的寬度方向中央部所測定的捲取溫度、或者藉由模擬等所算出的軋材的寬度方向中央部的捲取溫度。
再者，較佳為將精軋結束後，至捲取溫度為止的冷卻設定為平均冷卻速度：20℃/s以上的冷卻。
若精軋結束後，自880℃以上的溫度至捲取溫度為止的平均冷卻速度未滿20℃/s，則Ar3變態點容易變高，含有Ti及V的碳化物容易粗大化。因此，對於彎曲性的提昇有效的鋼中的固溶V、固溶Ti容易被消耗。如上所述，為了使彎曲特性變得良好，較佳為將固溶V與固溶Ti的合計設定為0.07%以上，因此，較理想的是將精軋結束後自880℃以上的溫度至捲取溫度為止的平均冷卻速度設定為20℃/s以上。更佳為30℃/s以上。再者，上述平均冷卻速度的上限值並無特別規定，就防止冷卻不均的觀點而言，較佳為將上述平均冷卻速度設定為60℃/s以下。
在本發明中，對以上述方式所獲得的熱軋板依次實施連續退火處理、熱浸鍍鋅處理，或者進而實施合金化處理而製成熱浸鍍鋅鋼板，但此處變得重要的是退火溫度的最佳化。再者，當實施連續退火處理、熱浸鍍鋅處理，或者進而實施合金化處理時，就生產效率的觀點而言，較佳為藉由連續熱浸鍍鋅線(Continuous Galvanizing Line，CGL)來進行。
退火溫度：750℃以下
如上所述，在本發明中，為了抑制成為熱浸鍍鋅鋼板的基板的熱軋鋼板(熱軋板)的內部氧化層，將熱軋板的捲取溫度設定得較低。即，在本發明中，將熱軋板的捲取溫度設定成比適合於含有Ti及V的微細碳化物的析出的 捲取溫度更低的溫度，因此於熱軋板，尤其於熱軋板寬度方向端部，含有Ti及V的微細碳化物的析出變得不充分。
因此，在本發明中，謀求連續退火處理的退火溫度的最佳化，於連續退火處理時促進含有Ti及V的微細碳化物的析出。為了使含有Ti及V且平均粒徑未滿10nm的微細碳化物以相對於整個組織的體積率達到0.007以上的方式，於最終所獲得的熱浸鍍鋅鋼板中分散析出，將退火溫度設定為750℃以下較適當。即便將該退火溫度提高至超過750℃，效果亦飽和，因此無需將退火溫度提高至750℃以上。再者，較佳為將退火溫度設定為700℃以下。另外，若退火溫度未滿600℃，則上述微細碳化物的析出容易變得不充分，因此較佳為將退火溫度設定為600℃以上。
再者，於實施連續退火處理時，退火溫度以外的條件並無特別限定，但較佳為在上述退火溫度下保持120s以上、未滿300s。另外，熱浸鍍鋅處理條件、合金化處理條件亦並無特別限定，可藉由通常公知的條件來形成熱浸鍍鋅皮膜或合金化熱浸鍍鋅皮膜。
如上所述，在製造拉伸強度(TS)：980MPa以上，且具有亦可用作剖面形狀複雜的車盤零件等的素材的優良的加工性(伸展性及延伸凸緣性)的熱浸鍍鋅鋼板方面，必需使平均粒徑未滿10nm的微細碳化物以所期望的體積率(0.007以上)遍及整個鋼板寬度方向分散析出。
然而，在本發明中，以相對於成為熱浸鍍鋅鋼板的素 材的鋼中的N、S含量含有規定量以上的Ti(Ti≧0.10+(N/14×48+S/32×48))，且成為熱浸鍍鋅鋼板的素材的鋼中的C、Ti、V含量滿足規定的關係(0.8≦(Ti/48+V/51)/(C/12)≦1.2)的方式含有C、Ti、V，藉此控制成如平均粒徑未滿10nm的微細碳化物充分地分散析出的組成。
另外，在本發明中，將熱軋板的捲取溫度設定成比適合於含有Ti及V的微細碳化物的析出的捲取溫度更低的溫度，因此尤其於熱軋板寬度方向端部，含有Ti及V的微細碳化物的析出變得不充分。然而，在本發明中，藉由控制成如滿足上述(1)、(2)式的組成，而使含有Ti及V的微細碳化物於熱浸鍍鋅處理前的連續退火處理中析出。因此，當製造成為熱浸鍍鋅鋼板的基板的熱軋板時，即便於精軋結束後的冷卻．捲取中在寬度方向端部產生過冷卻，藉由實施連續退火處理，亦可使平均粒徑未滿10nm的微細碳化物於寬度方向端部析出，在最終所獲得的熱浸鍍鋅鋼板中，平均粒徑未滿10nm的微細碳化物遍及整個鋼板寬度方向以所期望的體積率(0.007以上)析出，且被賦予良好的特性(拉伸強度、伸展性、延伸凸緣性)。
另外，除上述以外，進而將精軋結束後自880℃以上的溫度至捲取溫度為止的平均冷卻速度設定為20℃/s以上，藉此於熱浸鍍鋅後的熱軋鋼板中，可使固溶V與固溶Ti以合計量計變成0.07%以上。藉此，成為彎曲特性良好的熱浸鍍鋅鋼板。
進而，在本發明中，由於成為熱浸鍍鋅鋼板的基板的 熱軋板的內部氧化層的形成得到抑制，因此可獲得表面品質優良的熱浸鍍鋅鋼板。
實例
(實例1)
利用通常公知的方法來熔製、連續鑄造表1所示的組成的熔鋼，製成壁厚為250mm的鋼坯(鋼素材)。將該些鋼坯加熱至1250℃後進行粗軋，然後實施設定為表2所示的精軋結束溫度的精軋，繼而以表2所示的捲取溫度捲取，從而製成板厚：2.3mm的熱軋板。
藉由連續熱浸鍍鋅線以表2所示的條件的退火溫度．退火溫度下的保持時間對以上述方式所獲得的各種熱軋板實施連續退火處理後，將其浸漬於550℃的熔融鋅中，並實施表面形成熱浸鍍鋅皮膜的熱浸鍍鋅處理，藉此製造熱浸鍍鋅鋼板。再者，將電鍍附著量設定為50g/m2。另外，針對一部分的熱軋板，於熱浸鍍鋅處理後以表2所示的條件實施合金化處理。
自根據上述而獲得的熱浸鍍鋅鋼板中選取試驗片，進行組織觀察、拉伸試驗、擴孔試驗，並求出鐵氧體相的面積率、含有Ti及V的微細碳化物的平均粒徑及體積率、固溶V含量、固溶Ti含量、內部氧化層的有無、拉伸強度、總伸長率、擴孔率(延伸凸緣性)。將試驗方法設定為如下。
(i)組織觀察
自所獲得的熱浸鍍鋅鋼板(熱浸鍍鋅鋼板之中，熱浸鍍鋅皮膜以外的熱軋鋼板的部分)(板寬度方向中央部)中選取試驗片，對試驗片的軋製方向剖面進行機械研磨，利用硝酸浸蝕液將其腐蝕後，藉由掃描型電子顯微鏡(Scanning Electron Microscope，SEM)以倍率：3000倍進行拍攝，使用所拍攝的組織照片(SEM照片)，並藉由圖像分析裝置而求出鐵氧體相、鐵氧體相以外的組織的種類、以及該些的面積率。
另外，利用穿透式電子顯微鏡(Transmission Electron Microscope，TEM)觀察自熱浸鍍鋅鋼板(熱浸鍍鋅鋼板之中，熱浸鍍鋅皮膜以外的熱軋鋼板的部分)(板寬度方向中央部)所製作的薄膜，求出含有Ti及V的微細碳化物的粒徑與體積率。
進而，將10%乙醯丙酮-1%氯化四甲銨-甲醇溶液用作電解液，藉由萃取殘渣的化學分析而求出成為析出物的Ti、V量，並自總量Ti、總量V減去該Ti、V量，從而算出固溶Ti、固溶V。
針對內部氧化層，藉由掃描型電子顯微鏡(SEM)以倍率：5000倍觀察表層附近，判定內部氧化層的有無。
(ii)拉伸試驗
自所獲得的熱浸鍍鋅鋼板中，選取將相對於軋製方向成直角的方向作為拉伸方向的JIS 5號拉伸試驗片(JIS Z 2201)，進行依據JIS Z 2241的規定的拉伸試驗，並測定拉伸強度(TS)、總伸長率(EI)。
(iii)擴孔試驗
自所獲得的熱浸鍍鋅鋼板中選取試驗片(大小：130mm×130mm)，藉由鑽孔加工而於該試驗片上形成初始直徑d0：10mm φ的孔。使用該些試驗片，實施擴孔試驗。即，在該孔中插入頂角：60°的圓錐形衝頭，將該孔擠壓擴大，測定龜裂貫穿鋼板(試驗片)時的孔的直徑d，並以下式算出擴孔率λ(%)。
擴孔率λ(%)={(d-d0)/d0}×100
將所獲得的結果示於表3。
本發明例均成為兼具拉伸強度TS：980MPa以上的高強度、及總伸長率EI：15%以上且擴孔率λ：40%以上的優良的加工性，而且內部氧化層得到抑制的熱浸鍍鋅鋼板。另一方面，脫離本發明的範圍的比較例無法確保規定的高強度，或者無法確保所期望的總伸長率EI、擴孔率λ，或者確認到大量的內部氧化層。
另外，針對所獲得的熱浸鍍鋅鋼板的一部分，除自上述板寬度方向中央部以外，亦自板寬度方向端部附近(邊緣部)，以與上述相同的方式選取JIS 5號拉伸試驗片進行拉伸試驗。將針對藉由拉伸試驗所測定的拉伸強度(TS)，比較板寬度方向中央部與板寬度方向端部附近(邊緣部)所得的結果示於表4。
可知在本發明的熱浸鍍鋅鋼板中，於板寬度方向端部附近(邊緣部)亦可獲得與板寬度方向中央部相同的拉伸強度TS，於板寬度方向端部亦具有良好的特性。
(實例2)
利用通常公知的方法來熔製、連續鑄造表5所示的組成的熔鋼，製成壁厚為250mm的鋼坯(鋼素材)，將該些鋼坯加熱至1250℃後進行粗軋，然後實施設定為表6所示的精軋結束溫度的精軋，並以表6所示的平均冷卻速度(自精軋結束溫度至捲取溫度為止的平均冷卻速度)進行冷卻，繼而以表6所示的捲取溫度捲取，從而製成板厚：2.3mm的熱軋鋼板。
藉由連續熱浸鍍鋅線以表6所示的條件的退火溫度、退火溫度下的保持時間對以上述方式所獲得的各種熱軋板實施連續退火處理後，將其浸漬於550℃的熔融鋅中，並實施表面形成熱浸鍍鋅皮膜的熱浸鍍鋅處理，藉此製造熱浸鍍鋅鋼板。再者，將電鍍附著量設定為50g/m2。另外，針對一部分的熱軋板，於熱浸鍍鋅處理後以表6所示的條件實施合金化處理。
自根據上述而獲得的熱浸鍍鋅鋼板(板寬度方向中央部)中選取試驗片，進行組織觀察、拉伸試驗、擴孔試驗，並求出鐵氧體相的面積率、含有Ti及V的微細碳化物的平均粒徑及體積率、固溶V含量、固溶Ti含量、內部氧化層的有無、拉伸強度、總伸長率、擴孔率(延伸凸緣性)。將試驗方法設定為與實例1相同。
另外，自根據上述而獲得的熱浸鍍鋅鋼板中選取彎曲試驗片進行彎曲試驗。將試驗條件設定為如下。
(iv)彎曲試驗
自所獲得的熱浸鍍鋅鋼板中，以使試驗片的長度方向相對於軋製方向成為直角的方式選取30mm×150mm的彎曲試驗片，並藉由依據JIS Z 2248的規定的V形塊法(V-Block Method)(彎曲角：90°)實施彎曲試驗。試驗是對3根試驗片來進行，並將不產生破損的最小的彎曲半徑R(mm)除以板厚t(mm)所得的值即R/t作為鋼板的極限彎曲半徑而算出。
將所獲得的結果示於表7。
本發明例均成為兼具拉伸強度TS：980MPa以上的高強度、及總伸長率EI：15%以上且擴孔率λ：40%以上的優良的加工性，而且內部氧化層得到抑制的熱浸鍍鋅鋼板。
進而，當固溶V與固溶Ti的合計為0.07%以上時，成為除具有拉伸強度TS：980MPa以上的高強度、及總伸長率EI：15%以上且擴孔率λ：40%以上的優良的加工性以外，兼具極限彎曲半徑R/t：0.7以下的優良的彎曲特性，加工性優良的熱浸鍍鋅鋼板。
另外，與實例1相同，針對所獲得的熱浸鍍鋅鋼板的一部分，除自上述板寬度方向中央部以外，亦自板寬度方向端部附近(邊緣部)，以與上述相同的方式選取JIS 5號拉伸試驗片進行拉伸試驗。將針對藉由拉伸試驗所測定的拉伸強度(TS)，比較板寬度方向中央部與板寬度方向端部附近(邊緣部)所得的結果示於表8。
可知在本發明的熱浸鍍鋅鋼板中，於板寬度方向端部附近(邊緣部)亦可獲得與板寬度方向中央部相同的拉伸強度TS，於板寬度方向端部特性亦優良。

Claims (10)

  1. 一種加工性優良的高張力熱浸鍍鋅鋼板，其拉伸強度為980MPa以上，其特徵在於：在熱軋鋼板的表面具有熱浸鍍鋅皮膜或合金化熱浸鍍鋅皮膜，上述熱軋鋼板包括：以質量%計，並以使C、Ti、V、S及N滿足下述(1)式及(2)式的方式含有C：0.07%以上、0.13%以下，Si：0.3%以下，Mn：0.5%以上、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、0.14%以下，V：0.15%以上、0.30%以下，且固溶V：0.04%以上、0.1%以下，固溶Ti：0.05%以下，殘部包含Fe及不可避免的雜質的組成；鐵氧體相的相對於整個組織的面積率為97%以上的基質；以及含有Ti及V且平均粒徑未滿10nm的微細碳化物分散析出，且上述微細碳化物的相對於整個組織的體積率為0.007以上的組織，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(質量%))。
  2. 如申請專利範圍第1項所述之加工性優良的高張力熱浸鍍鋅鋼板，其中上述固溶V與上述固溶Ti的合計以質量%計為0.07%以上。
  3. 如申請專利範圍第1項或第2項所述之加工性優良的高張力熱浸鍍鋅鋼板，其中除上述組成以外，以質量%計更包括Cr：1%以下、B：0.003%以下中的一種或兩種。
  4. 如申請專利範圍第1項或第2項所述之加工性優良的高張力熱浸鍍鋅鋼板，其中除上述組成以外，以質量%計更包括合計為0.01%以下的Nb、Mo中的一種或兩種。
  5. 如申請專利範圍第3項所述之加工性優良的高張力熱浸鍍鋅鋼板，其中除上述組成以外，以質量%計更包括合計為0.01%以下的Nb、Mo中的一種或兩種。
  6. 一種加工性優良的高張力熱浸鍍鋅鋼板的製造方法，其特徵在於：於對鋼素材實施包含粗軋與精軋的熱軋，並在上述精軋結束後進行冷卻、捲取而製成熱軋板，然後對上述熱軋板依次實施連續退火處理、熱浸鍍鋅處理，或者進而實施合金化處理來製造熱浸鍍鋅鋼板時，使上述鋼素材變成以質量%計含有C：0.07%以上、0.13%以下，Si：0.3%以下， Mn：0.5%以上、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、0.14%以下，V：0.15%以上、0.30%以下，且以滿足下述(1)式及(2)式的方式含有C、Ti、V、S及N，殘部包含Fe及不可避免的雜質的組成，使上述精軋的精軋結束溫度變成880℃以上，使上述捲取的捲取溫度變成480℃以上、未滿580℃，且使上述連續退火處理的退火溫度變成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(質量%))。
  7. 如申請專利範圍第6項所述之加工性優良的高張力熱浸鍍鋅鋼板的製造方法，其中上述冷卻的平均冷卻速度為20℃/s以上。
  8. 如申請專利範圍第6項或第7項所述之加工性優良的高張力熱浸鍍鋅鋼板的製造方法，其中除上述組成以外，以質量%計更包括Cr：1%以下、B：0.003%以下中的一種或兩種。
  9. 如申請專利範圍第6項或第7項所述之加工性優良的高張力熱浸鍍鋅鋼板的製造方法，其中除上述組成以 外，以質量%計更包括合計為0.01%以下的Nb、Mo中的一種或兩種。
  10. 如申請專利範圍第8項所述之加工性優良的高張力熱浸鍍鋅鋼板的製造方法，其中除上述組成以外，以質量%計更包括合計為0.01%以下的Nb、Mo中的一種或兩種。
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