(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
鋼板の化学成分がmass%で、C:0.04〜0.13、Si:≦0.7、Mn:1.3〜2.5、P≦0.05、S≦0.01、sol.Al:0.01〜0.1、N≦0.005、Nb:0.007〜0.06、V:0.003〜0.08を含有するとともに、VとNの原子当量比(14/51)(V/N)が1〜15の範囲内であり、残部が実質的に鉄からなることを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項２】
Nb系炭化物の平均粒径が0.13μｍ以下であることを特徴とする請求項１記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項３】
請求項１又は請求項２に記載された化学成分の鋼を溶製して鋳造する工程と、この鋳造されたスラブに粗圧延および仕上圧延を施し、500℃〜680℃の温度でコイルに巻き取った後、400℃まで0.01〜10℃/minの平均冷却速度で冷却する熱延工程と、冷間圧延する工程と、その後、連続溶融亜鉛めっき処理を行う工程と、を備えたことを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は高強度かつ優れた材質安定性を有する溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
従来、地球環境保全に対する自動車メーカーの取り組みの一つとして、自動車の車体を軽量化して燃費を向上させることにより、排出ガス量を低減化する試みが進められている。車体の軽量化のため、自動車部品に高強度鋼板を適用することによる適用素材の板厚の低減化が実施されている。また、自動車の衝突規制（衝突の際の安全性を向上させるための車体構造等に対する規制）が高まりつつある状況の中、車体の耐衝突性能を向上させるためから、自動車の構造部品、補強部材などへ高強度鋼板の適用検討が進められている。
【０００３】
高強度鋼板を実際の自動車部品に成形する場合には、スプリングバック、壁そりと言った形状不良が発生する。このため、降伏比（降伏強度／引張強度）の低い材料を使用し、形状不良を低減すること、また、形状のずれを見込んでプレス金型を設計するなどの方策が検討されている。
【０００４】
しかし、スプリングバックに有利な低降伏比の鋼板でも材質のばらつきが大きいと、成形品ごとの寸法のばらつきも大きくなる。また、形状のずれを見込んでプレス金型を設計する場合にも、適用素材の強度のばらつきが大きいと、成形品の形状を改善することは困難となる。したがって、プレス成形品に良好な形状性を付与するには、適用素材の材質変動の小さいことが重要となる。
【０００５】
従来から、プレス成形後の形状凍結性を向上させるために、種々の高張力鋼板が開発されており、例えば、特開昭55−100958号公報、特開昭56-47555公報には高張力溶融亜鉛めっき鋼板を製造する技術が開示されている。これらの技術では、フェライトとオーステナイトの低温変態相からなる降伏比の低い溶融亜鉛めっき鋼板が得られている。
【０００６】
一般に、マルテンサイト、ベイナイト等のオーステナイトの低温変態相を多く含む冷延鋼板を製造する場合、冷間圧延後の焼鈍過程において、ミクロ組織は制御される。つまり、オーステナイト単相又はフェライト、オーステナイトの二相域に均熱した後、室温まで急速冷却する、或いは、冷却途中に400℃付近の温度でオーステンパー処理を施すことにより、ミクロ組織を形成させている。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
しかし、こうした鋼板は均熱温度、冷却速度等の焼鈍条件の変動により、鋼板の長手方向、板巾方向で組織や強度のばらつきが生じ易い。また、均熱後の冷却速度が遅い連続溶融亜鉛めっきプロセスで上記のような低温変態相を得るためには、オーステナイトの焼入れ性を高める元素が多く添加されるが、この場合でも焼鈍条件の変動に伴う材質のばらつきを低減することは困難である。
【０００８】
特開昭55−100958号公報、特開昭56-47555号公報に開示された技術についても、Mn、Cr等のオーステナイトの焼入れ性を高める元素が多く添加されている。そのため、均熱温度、冷却条件などの焼鈍条件や鋼板板厚の変動により、得られる鋼板の長手方向、板幅方向の各位置において、材質や組織にばらつきが大きくなることが十分予想される。
【０００９】
このように従来技術では、仮に低い降伏比を有し、スプリングバックなどの形状凍結性に好ましい特性が得られても、材質のばらつきによって生じるプレス成形品の寸法のばらつきを軽減することは困難と考えられる。特に、ロッカー、ピラー、メンバーなどの自動車の構造部品や各種補強部材に使用される材料には、これらの部材の成形後の形状や寸法について高い精度が求められている。このように、従来技術による材料は、材質のばらつきが大きく、プレス成形品の形状のばらつきを軽減する上で問題があった。
【００１０】
そこで、本発明では、材質のばらつきの小さい、安定した強度の溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
【００１１】
【課題を解決するための手段】
上記の課題は、次の発明により解決される。その発明は、鋼板の化学成分がmass%で、C:0.04〜0.13、Si:≦0.7、Mn:1.3〜2.5、P≦0.05、S≦0.01、sol.Al:0.01〜0.1、N≦0.005、Nb:0.007〜0.06、V:0.003〜0.08を含有するとともに、VとNの原子当量比(14/51)(V/N)が1〜15の範囲内であり、残部が実質的に鉄からなることを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板である。
【００１２】
この発明は、さらに、Nb系炭化物の平均粒径が0.13μｍ以下であることを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板とすることもできる。
【００１３】
本発明は、材質ばらつきの小さい、安定した強度の溶融亜鉛めっき鋼板を得るために、鋭意検討を重ねた結果得られた以下の知見に基づきなされた。それは、安定した材質の高強度鋼板を得るには、上記のような硬質の第二相を多く含む組織ではなく、フェライト相を主体とする組織の方が望ましく、鋼板の高強度化には、微細析出物による析出強化を利用した方がよいという知見である。
【００１４】
更に検討の結果、とりわけNb系炭化物とV系窒化物を鋼中に適量析出させることが重要である。また、焼鈍段階での材質(強度)の変化を小さくするには、熱延板での組織制御が必要であり、特に、Nb系炭化物の形態とパーライト体積率の適正制御が重要であることが明らかとなった。
【００１５】
以下に、本発明の鋼成分の添加理由、成分限定理由、組織形態および製造条件の限定理由について説明する。なお、以下の%はmass%を示す。
【００１６】
（１）鋼成分の範囲
C:0.04〜0.13%
CはNb炭化物を形成させるために重要な元素であり、また、鋼の強化に有効な元素である。そのためには、0.04%以上の添加量を要する。一方、0.13%を超えてCを添加すると、熱延板のパーライト体積率が増加し、冷間圧延後の焼鈍段階で、強度の焼鈍温度依存性（焼鈍温度による強度の変化）が大きくなり、本発明の目的である材質安定性が得られない。このため、C量は0.04〜0.13%の範囲内とする。
【００１７】
Si:≦0.7%
Siは強化元素として有効であり、強度レベルに応じて添加することができる。一方、Si量が0.7%を超えると、溶融亜鉛めっきの密着性の劣化を招く。このため、Si量は0.7%以下に抑える。
【００１８】
Mn:1.3〜2.5%
Mnは鋼の強化に有効な元素であるが、添加量が1.3%未満では強化能が小さい。一方、Mnの添加量が2.5%を超えると、強度の焼鈍温度依存性が大きくなり、材質安定性の劣化を招く。このため、Mn量は1.3〜2.5%の範囲内とする。
【００１９】
P:≦0.05%
Pは熱間圧延時に発生する鋼板表面のスケールの剥離性を向上させ、強化元素として有効である。一方、添加量が0.05%を超えると、スケール剥離量が過剰になり、歩留まりの低下をもたらし、また、溶融亜鉛めっき処理時の合金化むらによるめっき密着性が劣化する。従って、P量は0.05%以下に抑えなければならない。
【００２０】
S:≦0.01%
Sは、不純物であり、0.01%を超えると熱間脆性等、操業上のトラブルの原因となる。従って、S量は0.01%以下に抑える。
【００２１】
sol.Al:0.01〜0.1%
Alは、鋼の脱酸、および、部分的に鋼中NをAlNとして析出固定するため、0.01%以上添加する必要がある。一方、Alの添加量が0.1%を超えると、過剰のAlNが形成されるため、本発明の目的とするV系窒化物が得られない。そればかりか、過剰のAlNの存在により、再結晶温度は上昇し、高温で焼鈍することが不可避となるため、製造コストの観点からも好ましくない。このため、Alは0.01〜0.1%の範囲内とする。
【００２２】
N:≦0.005%
Nは、本発明ではV添加によりV系窒化物として析出固定することを意図している。N量が 0.005%を超えると、AlNが過剰に析出し、前述と同様好ましくない。従って、N量を0.005%以下とする。
【００２３】
Nb:0.007〜0.06%
Nbは、本発明で意図するNb系炭化物を得るため、および、安定した強度を確保するため、0.007%以上の添加を要する。しかし、添加量が0.06%を超えると、熱延板でのNb系炭化物が粗大化し、冷間圧延後、焼鈍板の強度に対する焼鈍温度の影響が大きくなり、良好な材質安定性が得られない。このため、Nbは0.007〜0.06%の範囲とする。
【００２４】
V:0.003〜0.08%
Vは、本発明で目的とするV系窒化物を得るために、0.003%以上の添加を要する。しかし、添加量が0.08%を超えると、鋼中に固溶状態のVが多く存在するため、焼鈍中に生成したオーステナイトの焼入れ性が高くなり、低温変態相が生成しやすくなる。複合組織鋼板は、焼鈍温度によって強度が変動しやすく、安定した材質を得ることが困難となる。従って、Vの添加量は0.003〜0.08%の範囲内とする。
【００２５】
(14/51)(V/N):1〜15
VとNの原子当量比を表す (14/51)(V/N)、即ち(V/51)／(N/14)は、本発明で意図するV系窒化物を形成させるために、適正に制御しなければならない。この原子当量比が1未満、或いは15を超える場合には、TSの焼鈍温度による変化(ΔTS:TS最大値と最小値の差分)が50MPaを超える高い値となる。これは、原子当量比が1未満ではV系窒化物の形成が十分ではなく、原子当量比が15を超えると鋼中に固溶状態のVが過剰に存在し、前述のように焼入れ性上昇による焼鈍温度の影響が高くなるためと推定される。
【００２６】
上記の鋼成分以外の化学成分については、過剰に添加しなければ、本発明の効果を損なうことはない。また、この発明で残部が実質的に鉄というのは、その他の合金元素あるいは不可避的不純物についても、本発明の目的とする特性に悪影響を及ぼさないかぎり、含有してもよいことを意味する。
【００２７】
（２）組織形態
Nb系炭化物の平均粒径：0.13μm以下
Nb系炭化物は、TSの焼鈍温度による変化ΔTSと関係があり、平均粒径が0.13μmを超える場合は、後述のようにΔTSが50MPa以下とならない。従って、Nb系炭化物の平均粒径を0.13μm以下とする。
【００２８】
（３）鋼板の製造方法
本発明の意図する材質安定性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板は、次の製造方法にて製造することができる。製造方法の発明は、前述の化学成分の鋼を溶製して鋳造する工程と、この鋳造されたスラブに粗圧延および仕上圧延を施し、500℃〜680℃の温度でコイルに巻き取った後、400℃まで0.01〜10℃/minの平均冷却速度で冷却する熱延工程と、冷間圧延する工程と、その後、連続溶融亜鉛めっき処理を行う工程と、を備えたことを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法である。
【００２９】
この発明は、上記発明の化学成分の鋼を溶製して鋳造し、熱間圧延で粗圧延後、仕上圧延を行ない、コイルに巻き取る。その際、巻取温度を制御してNb系炭化物の粒径を制御するとともに、パーライト分率を調整する。また、400℃までの平均冷却速度を制御して板厚方向の組織の均一化を図る。その後、連続溶融亜鉛めっき処理を行い溶融亜鉛めっき鋼板を製造する。
【００３０】
以下、製造条件について説明する。
【００３１】
巻取温度：500〜680℃
巻取温度が500℃未満では、Nb系炭化物の析出が不十分となるとともにパーライト分率が過剰となる。一方、巻取温度が680℃を超えると、Nb系炭化物の平均粒径が0.13μmを超えて粗大化する。それとともに、パーライトの代わりにセメンタイトが粗大化し、冷延後の焼鈍段階で組織が不均一となり、焼鈍温度による強度の変化が大きくなる。
【００３２】
また、熱延板の段階でパーライトが多く形成されると、冷間圧延後の焼鈍段階でFe系炭化物の溶解が進行し、鋼中の固溶C量が変動し易くなり、焼鈍板の強度変動が大きくなる。焼鈍板の強度安定性を確保するためには、熱延板のNb系炭化物の粒径とともに、パーライト分率の適正化が必要であり、パーライト分率（体積率）を8%未満に抑えることが好ましい。
【００３３】
巻取り後400℃までの平均冷却速度：0.01〜10℃/min
この温度域での平均冷却速度が10℃/minを超えると、板厚方向の組織が不均一となる。一方、0.01℃/min未満の低速冷却では、冷却時間が長くなり、また特別な保温カバー等が必要であり、操業能率等が低下する。従って、巻取り後400℃までの平均冷却速度を0.01〜10℃/minの範囲内とする。
【００３４】
以上の製造プロセスにて材質安定性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板が得られるが、このようにして製造された鋼板に電気亜鉛メッキ処理、化成処理などの表面処理を施しても所望の特性に何ら悪影響をおよぼすことはない。
【００３５】
【発明の実施の形態】
発明の実施に当たっては、まず、上記化学成分の鋼を溶製する。この場合、転炉法、電気炉法のいずれの方法で溶製しても差し支えない。続いて、溶鋼を鋳造した後、熱間圧延を施す。熱間圧延は鋳造後、直ちに開始しても良いし、一旦冷却し、加熱してから行なっても良い。粗圧延後、仕上圧延を行ない、コイルに巻き取るが、板厚方向の組織の均一化を図るため、仕上圧延はAr3点以上で行なうのが好ましい。
【００３６】
また、平均粒径0.13μm以下のNb系炭化物を得るためと、パーライト分率を8%未満にするのが好ましいことから、巻取温度を500〜680℃とし、この後の冷却で400℃までの平均冷却速度を0.01℃/min以上とする。また、板厚方向の組織の均一化を図るため、400℃までの平均冷却速度を10℃/min以下とする。
【００３７】
この後、室温まで徐冷するが、特に、冷却速度を限定する必要はない。次に、この熱延コイルを酸洗した後、冷間圧延および連続溶融亜鉛めっき処理を施す。フェライトの再結晶化とNb系炭化物の析出を促進させるには、冷間圧延率を30%以上とすることが好ましい。
【００３８】
連続溶融亜鉛めっき処理においては、フェライトの再結晶を進行させ、また、熱延巻取り時に形成されたパーライトを溶解し、鋼板の強化に必要な固溶Cを確保するためから、均熱温度はAc1点以上とすることが望ましい。また、極度の高温で均熱すると、Nb系炭化物の溶解が進行し、強度が低下するため、均熱温度は900℃以下とした方が好ましい。均熱後、460℃程度まで冷却し、溶融亜鉛めっき浴に浸浸した後、必要に応じて500〜550℃の温度で合金化処理を施す。
【００３９】
本発明では、材質安定性に優れた鋼板を得るための組織因子について鋭意検討の結果、鋼中にNb系炭化物とV系窒化物を適量析出させ、特に、Nb系炭化物は熱延板での平均粒径を適正化する事が重要であることを見出した。そこで、実験により具体的数値を求めた。以下、その詳細について説明する。
【００４０】
実験では、C:0.060〜0.075%、Si:0.01〜0.20%、Mn:1.6〜1.8%、P:0.01〜0.03%、S:0.001〜0.005%、sol.Al:0.02〜0.05%、N:0.0015〜0.0030%、Nb:0.003〜0.070%、V:0.02〜0.05%、(14/51)(V/N)が3〜5の成分の鋼を用いて、810〜850℃の温度で焼鈍した鋼板の引張強度(TS)を調査した。結果を図１に示す。
【００４１】
図1の結果から明らかなように、Nbが0.070%の場合には、熱延板(600℃×1hrの巻取相当処理を実施)でのNb系炭化物の平均粒径が0.18μmと大きく、また、TSの焼鈍温度による変化(ΔTS:TS最大値と最小値の差分)は89MPaと大きくなるため、強度安定性は好ましくない。Nbが0.003%の場合には、Nb系炭化物の平均粒径は0.02μmであるが、安定して590MPa以上の強度が得られていない。
【００４２】
一方、Nbが0.020%、或は、0.050%の場合には、Nb系炭化物の平均粒径は各々0.04μm、0.10μmであり、いずれも590MPa以上の強度が得られており、ΔTSは各々21MPa、34MPaと低く、強度安定性は良好である。
【００４３】
また、VとNの原子等量比(14/51)(V/N)については次のようになる。実験には、C:0.065〜0.075%、Si:0.05〜0.20%、Mn:1.6〜1.8%、P:0.01〜0.03%、S:0.001〜0.005%、sol.Al:0.02〜0.05%、N:0.0005〜0.0040%、Nb:0.015〜0.03%、V:0.005〜0.065%、(14/51)(V/N)が0.5〜30の成分の鋼を用いて、810〜850℃の温度で焼鈍した鋼板の引張強度(TS)を調査した。結果を図２に示す。
【００４４】
図２に示すように、(14/51)(V/N)が1未満、或いは、15を超える場合には、TSの焼鈍温度による変化(ΔTS:TS最大値と最小値の差分)は50MPaを超える高い値を有している。これは、前者の場合には、V系窒化物の形成が十分ではない事が、また、後者の場合には、鋼中に固溶状態のVが過剰に存在し、オーステナイトの焼入れ性に対する焼鈍温度の影響が高まった事がTSの大きく変動した要因と考えられる。一方、(14/51)(V/N)が1〜15の場合には、いずれもΔTSは50MPa以下に抑制され、強度安定性に寄与するV系窒化物が得られている。
【００４５】
パーライト分率については次のようになる。実験には、C:0.07〜0.11%、Si:0.05〜0.25%、Mn:1.5〜1.9%、P:0.01〜0.03%、S:0.001〜0.007%、sol.Al:0.02〜0.05%、N:0.0015〜0.0035%、Nb:0.02〜0.03%、V:0.03〜0.06%、(14/51)(V/N)が3〜5の成分で、体積率3〜9%のパーライトを有する熱延鋼板(板厚3.2mm)を用いて、板厚1.2mmまで冷間圧延した後、810〜850℃で焼鈍した。
【００４６】
この鋼板の引張強度(TS)の変化(ΔTS:TSの最大値と最小値の差分)を調査した。また、この熱延板については、透過電子顕微鏡(抽出レプリカ法)にて、Nb系炭化物を観察(加速電圧200kVで観察)し、無作為に300個分の平均粒径を算出して、上記のΔTSとの関係を調査した。結果を図３に示す。
【００４７】
図３に示すように、パーライト分率3〜5%の熱延板の場合、Nb系炭化物の平均粒径が0.13μmを超えると、ΔTSは急激に増大する。ΔTSを50MPa以下に抑制するには、Nb系炭化物の平均粒径を0.13μm以下に制御しなければならない。また、パーライト分率8〜9%の熱延板の場合には、Nb系炭化物の平均粒径が小さくてもΔTSは50MPaよりも高くなるため、パーライト分率を8%未満にしなければならない。
【００４８】
【実施例】
以下に本発明の実施例を示す。
【００４９】
[実施例1]
表１に示す成分の鋼(No.1〜5:本発明鋼、No.6〜13:比較鋼)を実験室にて溶製、鋳造し、板厚50mmのスラブを作製した。但し、No.2については、後述のように電気炉にて出鋼した鋼を用いた。
【００５０】
【表１】
0003636083.tif 000002
【００５１】
このスラブを板厚30mmまで分塊圧延した後、大気中で1250℃の温度に1時間保持し、熱間圧延に供した。880℃で仕上圧延を実施した後、大気中にて巻取シミュレートを施し、板厚3.5mmの熱延板を作製した。巻取シミュレートは600℃×1hrの保熱処理を施し、続いて、400℃まで平均冷却速度0.001〜5℃/minで冷却した後、室温まで平均0.05℃/minの速度で冷却した。
【００５２】
次に、この熱延板を酸洗し、板厚1.0mmまで冷間圧延した後、連続溶融亜鉛めっき処理を施した。連続溶融亜鉛めっきは810〜850℃で90秒間均熱保持した後、冷却し、460℃の溶融亜鉛めっき浴中に浸漬し、この後直ちに500℃まで昇温した後、室温まで徐冷する工程にて実施した。
【００５３】
引き続いて、この焼鈍板に伸長率0.5%の調質圧延を施し、引張試験、表面外観の評価を実施した。引張試験はJISＺ2241(日本工業規格)に準拠した方法で実施し、810〜850℃の焼鈍温度による引張強度(TS)の変化量(ΔTS:TSの最大値と最小値の差分)を測定し、ΔTSが50MPa以下の場合には、強度安定性は良好(○)とし、一方、ΔTSが50 MPaを超える場合には、特性劣化(×)と判断した。
【００５４】
表面外観に関しては、幅100mm、長さ1000mmの範囲に渡り、目視評価し、不めっきなどの欠陥が認められた場合には、表面不良(×)と判定した。また、走査型電子顕微鏡にて、熱延板組織を観察し、無作為に観察された5視野でパーライト分率（体積率）を測定し、この平均値を算出した。さらに、透過電子顕微鏡（抽出レプリカ法、加速電圧200kVで観察)を用いて、熱延板析出物を観察し、無作為に抽出されたNb系炭化物300個分の粒径を測定し、この平均粒径を計算した。
【００５５】
熱延板のNb系炭化物の平均粒径とパーライト体積率を測定し、焼鈍板の引張特性と表面性状を評価した結果を表２に示す。
【００５６】
【表２】
0003636083.tif 000003
【００５７】
本発明鋼板No. 1,3〜7はいずれも本発明成分範囲（鋼番1〜5）にあり、また、巻取後、400℃までの平均冷却速度が0.05〜5℃/minと発明範囲内にあるので、Nb系炭化物の平均粒径は0.04〜0.10μm、パーライト体積率は2〜6%にあり、ΔTSは30〜45MPaと良好な特性値が得られている。また、表面性状はいずれも良好である。従って、本発明鋼は、良好な強度安定性と表面性状を満足している。
【００５８】
しかし、鋼板No.2のように本発明成分範囲内（鋼番2）においても、巻取後、400℃までの平均冷却速度が0.001℃/minの場合には、Nb系炭化物の平均粒径は0.05μmであるが、パーライト体積率は9%と大きいため、ΔTSは70MPaと高い。
【００５９】
比較鋼の鋼番6〜13から製造した鋼板No.8〜15は、いずれも本発明成分範囲外であり、590MPa以上の強度、焼鈍温度による強度安定性および良好な表面性状を満足しない。比較鋼板No.8（鋼番6）はNb系炭化物の平均粒径が0.01μm、パーライト体積率は1.5%であり、また、ΔTSは40MPaと低いが、強度の絶対値が510〜470MPaであり、590MPa以上の強度が得られていない。
【００６０】
比較鋼板No.9〜12,14（鋼番7〜10、12）は表面性状は良好であるが、Nb系炭化物の平均粒径は0.01〜0.24μm、パーライト体積率は1〜9%であり、ΔTSが75〜120MPaと高く、良好な強度安定性が得られていない。比較鋼板No.13（鋼番11）はNb系炭化物の平均粒径は0.05μm、パーライト体積率は2%であり、また、ΔTSは45MPaと低く、良好な強度安定性を有していが、鋼板表面には不めっきが在り、表面性状は劣化している。また、比較鋼板No. 15（鋼番13）はΔTSが75MPaであり、強度安定性は劣化している。また、表面性状も好ましくない。
【００６１】
[実施例2]
表１の鋼番2の鋼(本発明鋼)を電気炉にて出鋼した後、造塊し、板厚220mmのスラブを8本製造した。各スラブを1250℃で1.5時間の保熱処理に供した後、3mm厚まで熱間圧延を施した。890℃で仕上圧延を実施し、引き続き、大気中にてそれぞれの熱延板を530、600、670、740℃の4水準の温度で巻取り、この後400℃まで平均冷却速度0.1℃/minにて冷却し、室温まで徐冷した(各々巻取温度でコイル2本)。
【００６２】
この530、670、740℃巻取材のコイル長手方向中央の板巾中央部と600℃巻取材のコイル長手方向中央の板幅方向（エッジから100mm位置、板巾の1/4位置、中央部)から析出物観察用のサンプルを採取した。次に、残りの4本の熱延コイルを酸洗し、1.2mm厚まで冷間圧延した後、連続溶融亜鉛めっきを施した。
【００６３】
連続溶融亜鉛めっきは、均熱した後、冷却し、460℃の溶融亜鉛めっき浴中に浸漬する工程とその後、直ちに510℃まで昇温し、合金化処理を施した後、室温まで冷却する工程からなる焼鈍プロセスにて実施した。なお、均熱温度は810〜850℃まで一本のコイルの長手方向中央で変化させ、また、めっき後の鋼板には、伸長率1.0%の調質圧延を施した。
【００６４】
続いて、本焼鈍板を用いて、引張特性および表面外観を調査した。製造材の内、530,670,740℃巻取材については、コイル長手方向中央の板巾中央部、また、600℃巻取材に関しては、コイル長手方向中央の板巾方向(エッジから100mm位置、板巾の1/4位置、中央部)の引張特性および表面外観を評価した。
【００６５】
なお、特性評価および析出物の観察は実施例１と同様の方法にて実施した。熱延板のNb系炭化物の平均粒径とパーライト体積率を測定し、焼鈍板の引張特性と表面性状を評価した結果を表３に示す。
【００６６】
【表３】
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【００６７】
この表３で、No.26は、巻取温度が本発明範囲外にあり、Nb系炭化物の平均粒径が0.17μmと高く、パーライト体積率は8%と大きいため、ΔTSは70MPaと大きく、強度安定性は好ましくない。一方、No.21〜25はいずれも巻取温度が本発明範囲内にあり、Nb系炭化物の平均粒径は0.05〜0.10μm、パーライト体積率は2.5〜6%であるため、ΔTSは30〜40MPaと小さく、良好な強度安定性を有している。また、No.22〜24に示すように、本発明例では、板幅方向での焼鈍温度による強度変動も小さい。本発明例では、いずれも好ましい表面性状が得られている。
【００６８】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明では、化学成分とともにVとNの原子当量比を規定し、Nb系炭化物とV系窒化物を鋼中に適量析出させることにより、材質ばらつきの小さい溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。本発明によれば、鋼の化学成分、組織形態を特定化することにより、自動車の構造部品の適用素材に求められる材質安定性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板を安定して製造することが可能である。従って、本発明の自動車業界および鉄鋼業界における利用価値は大きい。
【図面の簡単な説明】
【図１】  TSにおよぼす焼鈍温度とNb量の影響を示す図。
【図２】ΔTS(TSの最大値と最小値の差)におよぼすVとNの原子当量比(14/51)(V/N)の影響を示す図。
【図３】ΔTS(TSの最大値と最小値の差)におよぼすNb系炭化物の平均粒径の影響を示す図。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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