(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
C：0.05〜0.35％、
Si：0.5〜3.0％、
Mn：0.5〜3.0％、
P：0.05％以下、
S：0.005％以下、
Al：0.10％未満、
N：0.0020〜0.0100％および
Ti：0.001〜0.20％
を含み、かつ
Caおよび／またはREM：0.0010〜0.010％
を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物の組成になり、さらにフェライト、残留オーステナイトおよび低温変態相からなる複合組織であって、該フェライトを体積率で30％以上、該残留オーステナイトを体積率で２％以上含む鋼組織を有し、しかも該フェライトの平均結晶粒径が15μm以下で、かつ次式で表されるSiおよびCの濃化比
Ｐ(Si)0-10／Ｐ(Si)100≦3.0
Ｐ(Ｃ)0-10／Ｐ(Ｃ)100≦3.0
ここで、
Ｐ(Si)0-10、Ｐ(Ｃ)0-10：鋼板表面から板厚方向10nmの深さまでのSi、Ｃ
濃度のピーク値
Ｐ(Si)100 、Ｐ(Ｃ)100 ：鋼板表面から板厚方向100nmの深さでのSi、Ｃ
濃度
を満足することを特徴とする耐塩温水２次密着性に優れた高強度高延性冷延鋼板。
【請求項２】
請求項１において、鋼板がさらに、質量％で、
NbおよびＶのうちから選んだ１種または２種合計：0.001〜0.30％
を含有する組成になることを特徴とする、耐塩温水２次密着性に優れた高強度高延性冷延鋼板。
【請求項３】
請求項１または２において、鋼板がさらに、質量％で、
Cr：1.5％以下
Mo：0.5％以下および
Ｂ：0.010％以下
のうちから選んだ１種または２種以上を含有する組成になることを特徴とする、耐塩温水２次密着性に優れた高強度高延性冷延鋼板。
【請求項４】
質量％で、
C：0.05〜0.35％、
Si：0.5〜3.0％、
Mn：0.5〜3.0％、
P：0.05％以下、
S：0.005％以下、
Al：0.10％未満、
N：0.0020〜0.0100％および
Ti：0.001〜0.20％
を含み、かつ
Caおよび／またはREM：0.0010〜0.010％
を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼スラブを、熱間圧延した後、冷間圧延し、ついで連続焼鈍によりAc1変態点以上の温度に加熱した後、10℃／ｓ以上の冷却速度で300〜500℃の温度域に冷却し、この温度域に60秒以上滞留させたのち、冷却中あるいは冷却後に、電解酸洗処理又は、電解酸洗処理およびブラシ処理を施して、次式で表されるSiおよびCの濃化比
Ｐ(Si)0-10／Ｐ(Si)100≦3.0
Ｐ(Ｃ)0-10／Ｐ(Ｃ)100≦3.0
ここで、
Ｐ(Si)0-10、Ｐ(Ｃ)0-10：鋼板表面から板厚方向10nmの深さまでのSi、Ｃ
濃度のピーク値
Ｐ(Si)100 、Ｐ(Ｃ)100 ：鋼板表面から板厚方向100nmの深さでのSi、Ｃ
濃度
に調整することを特徴とする、耐塩温水２次密着性に優れた高強度高延性冷延鋼板の製造方法。
【請求項５】
請求項４において、電解酸洗処理直前の鋼板表面のSiO2およびMn2SiO4の存在比SiO2／Mn2SiO4が、1.5以下であることを特徴とする耐塩温水２次密着性に優れた高強度高延性冷延鋼板の製造方法。
【請求項６】
請求項４または５において、鋼スラブがさらに、質量％で、
NbおよびＶのうちから選んだ１種または２種合計：0.001〜0.30％
を含有する組成になることを特徴とする、耐塩温水２次密着性に優れた高強度高延性冷延鋼板の製造方法。
【請求項７】
請求項４、５または６において、鋼スラブがさらに、質量％で、
Cr：1.5％以下、
Mo：0.5％以下および
Ｂ：0.010％以下
のうちから選んだ１種または２種以上を含有する組成になることを特徴とする耐塩温水２次密着性に優れた高強度高延性冷延鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【産業上の利用分野】
本発明は、電着塗装後の耐塩温水２次密着性に優れた高強度高延性冷延鋼板およびその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
近年、地球環境の保全という観点から、自動車の燃費改善が要求されている。さらに加えて、衝突時に乗員を保護するため、自動車車体の安全性向上も要求されている。そのため、自動車車体の軽量化および自動車車体の強化が積極的に進められている。
自動車車体の軽量化と強化とを同時に満足させるには、部品素材を高強度化することが効果的であると言われており、最近では、自動車部品に対して高強度鋼板が積極的に使用されている。
【０００３】
また、鋼板を素材とする自動車部品の多くがプレス加工によって成形されることから、自動車部品用鋼板にはプレス成形性に優れることも要求されている。優れた成形性を実現するには、第一義的には高い延性を確保することが肝要である。さらに、自動車部品のプレス成形においては、伸びフランジ変形も多用される。特に、自動車車体の強度を確保するための骨格部材であるメンバーやリンフォース等を構成する部品では、伸びフランジ変形を多用した部品成形が行われることが多い。
このため、自動車部品用鋼板には、高い延性と共に、伸びフランジ性に優れることが強く求められている。
【０００４】
延性に優れる高強度鋼板としては、フェライトとマルテンサイトの複合組織を有する二相組織鋼板が代表的である。
近年では、たとえば非特許文献１に記載されているように0.11mass％CにSi、Mnを適量添加し、残留オーステナイトに起因する変態誘起塑性（Transformation Induced Plasticity：TRIP）を利用した高延性鋼板も実用化の段階に至っている。
しかしながら、このような中炭素鋼は、非特許文献２にも紹介されているようにFe-C平衡状態図上での固相線温度近傍で包晶反応（δ＋L→γ）とA4変態点（δ→γ）を伴うため、凝固が不均一になりやすく、このため連続鋳造機の鋳型内で縦割れや横割れといった表面割れが発生しやすいという問題点があった。
【０００５】
また、鋳込み後の２次冷却帯においては、非特許文献３に記述されているように、AlやNb、V、Cuなどの合金元素の添加によって生成する炭化物、窒化物が原因で粒界脆化が起こり、スラブの表面割れが発生しやすいため、低速鋳込み、緩冷却などの処置をとりながら生産されているのが現状である。
このような製造条件では、鉄鋼業の上流工程である製鋼部門の生産性を大幅に低下させ、最終的には製鉄所全体の生産性を阻害する元凶になっている。
【０００６】
さらに、この種の鋼板の重大な問題点は、Siが多量に添加されていることから、焼鈍時にSiの酸化物が鋼板表面に濃化し、電着塗装後の鋼板が塩温水のような劣悪な環境下にさらされた場合に、通常の鋼板に比べて塗膜が剥がれやすくなるという点である。
【０００７】
【非特許文献１】
（社）日本鉄鋼協会編：「材料とプロセスvol.4（1991）-P.1942」
【非特許文献２】
（社）日本鉄鋼協会編：「鉄と鋼、Vol.8（1995）No.9-P.26」
【非特許文献３】
（社）日本鉄鋼協会編：「第３版、鉄鋼便覧II、製鉄・製鋼、P.649」
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記実情に鑑み開発されたもので、鋼組成を特定範囲に規制することによって、上述した製鋼段階で抱える問題点を解決するとともに、上記した鋼組成の規制に併せて鋼組織を制御することにより、自動車部品用素材として好適な、高延性で高伸びフランジ性という機械的特性を確保し、さらには電着塗装後の耐塩温水２次密着性にも優れた高強度高延性冷延鋼板を、その有利な製造方法と共に提供することを目的とする。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
さて、本発明者らは、上記の目的を達成するため、スラブの表面割れを防止し、しかも鋼板の延性および伸びフランジ性を最適化する、鋼板の成分組成、ミクロ組織および表面性状について鋭意研究を重ねた。
その結果、
（１）TiとNを適量添加することによって、低温で析出するAINやNb系炭化物、V系炭化物が結晶粒界に優先的に析出するのを防止することができる、
（２）連続焼鈍後に得られる高強度冷延鋼板の組織を、フェライト、残留オーステナイトおよび低温変態相からなる複合組織とし、各相の体積率を所定の比率とすることによって、鋼板に優れた延性を発現させることができる、
（３）上記した複合組織の主体となるフェライトの結晶粒径を微細化することによって、高延性に加えて優れた伸びフランジ性が得られる、
ことの知見を得た。また、
（４）焼鈍後における鋼板表面のSi、Cの濃化量を抑制することによって、耐塩温水２次密着性が大幅に改善される、
（５）焼鈍後における鋼板表面のSi、Ｃの濃化量を抑制するためには、電解酸洗処理または、電解酸洗処理およびブラシ処理が必要であり、電解酸洗処理または、電解酸洗処理およびブラシ処理の直前における、鋼板表面の酸化物の形態を抑制することによって、さらに耐塩温水２次密着性が大幅に改善される、
ことも併せて見出した。
本発明は上記の知見に立脚するものである。
【００１０】
すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．質量％で、
C：0.05〜0.35％、
Si：0.5〜3.0％、
Mn：0.5〜3.0％、
P：0.05％以下、
S：0.005％以下、
Al：0.10％未満、
N：0.0020〜0.0100％および
Ti：0.001〜0.20％
を含み、かつ
Caおよび／またはREM：0.0010〜0.010％
を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物の組成になり、さらにフェライト、残留オーステナイトおよび低温変態相からなる複合組織であって、該フェライトを体積率で30％以上、該残留オーステナイトを体積率で２％以上含む鋼組織を有し、しかも該フェライトの平均結晶粒径が15μm以下で、かつ次式で表されるSiおよびCの濃化比
Ｐ(Si)0-10／Ｐ(Si)100≦3.0
Ｐ(Ｃ)0-10／Ｐ(Ｃ)100≦3.0
ここで、
Ｐ(Si)0-10、Ｐ(Ｃ)0-10：鋼板表面から板厚方向10nmの深さまでのSi、Ｃ
濃度のピーク値
Ｐ(Si)100 、Ｐ(Ｃ)100 ：鋼板表面から板厚方向100nmの深さでのSi、Ｃ
濃度
を満足することを特徴とする耐塩温水２次密着性に優れた高強度高延性冷延鋼板。
【００１１】
２．上記１において、鋼板がさらに、質量％で、
NbおよびVのうちから選んだ１種または２種合計：0.001〜0.30％
を含有する組成になることを特徴とする、耐塩温水２次密着性に優れた高強度高延性冷延鋼板。
【００１２】
３．上記１または２において、鋼板がさらに、質量％で、
Cr：1.5％以下
Mo：0.5％以下および
Ｂ：0.010％以下
のうちから選んだ１種または２種以上を含有する組成になることを特徴とする、耐塩温水２次密着性に優れた高強度高延性冷延鋼板。
【００１３】
４．質量％で、
C：0.05〜0.35％、
Si：0.5〜3.0％、
Mn：0.5〜3.0％、
P：0.05％以下、
S：0.005％以下、
Al：0.10％未満、
N：0.0020〜0.0100％および
Ti：0.001〜0.20％
を含み、かつ
Caおよび／またはREM：0.0010〜0.010％
を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼スラブを、熱間圧延した後、冷間圧延し、ついで連続焼鈍によりAc1変態点以上の温度に加熱した後、10℃／ｓ以上の冷却速度で300〜500℃の温度域に冷却し、この温度域に60秒以上滞留させたのち、冷却中あるいは冷却後に、電解酸洗処理又は、電解酸洗処理およびブラシ処理を施して、次式で表されるSiおよびCの濃化比
Ｐ(Si)0-10／Ｐ(Si)100≦3.0
Ｐ(Ｃ)0-10／Ｐ(Ｃ)100≦3.0
ここで、
Ｐ(Si)0-10、Ｐ(Ｃ)0-10：鋼板表面から板厚方向10nmの深さまでのSi、Ｃ
濃度のピーク値
Ｐ(Si)100 、Ｐ(Ｃ)100 ：鋼板表面から板厚方向100nmの深さでのSi、Ｃ
濃度
に調整することを特徴とする、耐塩温水２次密着性に優れた高強度高延性冷延鋼板の製造方法。
【００１４】
５．上記４において、電解酸洗処理直前の鋼板表面のSiO2およびMn2SiO4の存在比SiO2／Mn2SiO4が、1.5以下であることを特徴とする耐塩温水２次密着性に優れた高強度高延性冷延鋼板の製造方法。
【００１５】
６．上記４または５において、鋼スラブがさらに、質量％で、
NbおよびVのうちから選んだ１種または２種合計：0.001〜0.30％
を含有する組成になることを特徴とする、耐塩温水２次密着性に優れた高強度高延性冷延鋼板の製造方法。
【００１６】
７．上記４、５または６において、鋼スラブがさらに、質量％で、
Cr：1.5％以下、
Mo：0.5％以下および
Ｂ：0.010％以下
のうちから選んだ１種または２種以上を含有する組成になることを特徴とする耐塩温水２次密着性に優れた高強度高延性冷延鋼板の製造方法。
【００１７】
【発明の実施の形態】
以下、本発明を具体的に説明する。
まず、本発明において、鋼板の成分組成を上記の範囲に限定した理由について説明する。
なお、本発明では、組成における「％」表示は特に断らない限り質量％を意味するものとする。
C：0.05〜0.35％
Cは、鋼の高強度化に必須の元素であり、また残留オーステナイトや低温変態相の生成にも有効な元素である。しかしながら、C量が0.05％に満たないと所望の高強度を得ることができず、一方0.35％を超えると溶接性の劣化を招く。このため、Cは0.05〜0.35％の範囲に限定した。より好ましくは0.10〜0.25％である。
【００１８】
Si：0.5〜3.0％
Siは、固溶強化によって鋼の強化に寄与するだけでなく、オーステナイトを安定化して残留オーステナイト相の生成を促進させる元素である。しかしながら、含有量が0.5％に満たないとその添加効果に乏しく、一方、3.0％を超えて含有させると延性の劣化を招く。このため、Siは0.5〜3.0％の範囲に限定した。より好ましくは1.0〜2.0％である。
【００１９】
Mn：0.5〜3.0％
Mnは、固溶強化によって鋼を強化するだけでなく、鋼の焼入性を向上させて残留オーステナイトや低温変態相の生成を促進させる作用がある。このような作用は、Mn量が0.5％以上で認められる。一方、3.0％を超えて含有させても効果は飽和に達し、含有量に見合うだけの効果が期待できなくなり、コストの上昇を招く。このため、Mnは0.5から3.0％の範囲に限定した。より好ましくは1.0〜2.0％である。
【００２０】
P：0.050％以下
Pは、固溶強化元素であり、通常、高強度鋼板を得る上で有効な元素ではあるが、0.05％超の含有はスポット溶接性の低下を招くので、本発明では、0.05％を上限として含有させるものとした。より好ましくは0.020％以下である。
【００２１】
S：0.005％以下
Sは、鋼中にMnSを形成し、鋼板の伸びフランジ性を低下させる有害元素である。このため、Sの混入は極力低減することが好ましいが、0.005％以下であれば許容できる。より好ましくは0.003％以下である。
【００２２】
Al：0.10％未満、
Alは、製鋼段階での脱酸剤として有効に寄与し、穴拡げ性を低下させる非金属介在物をスラグ中に分離するために必要な元素である。しかしながら、0.10％以上の含有は合金コストを上昇させてしまうので、本発明では0.10％未満で含有させるものとした。好ましい範囲は0.02〜0.09％である。
【００２３】
N：0.0020〜0.0100％、
Nは、通常、歪時効を生じさせる不純物元素であるが、本発明のような組織強化型の鋼板においては、歪時効は起こらず、むしろTiNなどの析出物により、スラブの表面割れを防止する有用元素である。このようなスラブの表面割れ防止のためには、0.0020％以上の含有を必要とするが、0.010％超のNを含有させることは、製鋼上難しく、またコスト高となるため、Nは0.0020〜0.0100％の範囲に限定した。より好ましくは0.0025〜0.0080％である。
【００２４】
Ti：0.001〜0.20％
Tiは、連続焼鈍時の加熱段階におけるフェライト相の成長を抑え、鋼組織を微細化して、穴拡げ性を著しく向上させるのに有用な元素である。また、Tiは、スラブ冷却時に、高温でTi系炭窒化物や硫化物を析出して、比較的低温で生成するAlNや、結晶粒微細化の目的から添加されるNb、Vによって粒界に生成するNb系やＶ系炭化物の析出を抑制し、スラブ表面割れを防止する上でも有効な元素である。このような効果を発現させるためには、少なくとも0.001％の含有を必要とする。一方、0.20％を超える含有は、合金コストの上昇を招くだけでなく、TiCの析出量を増大させて、TRIP効果を発現させるための残留オーステナイトを減少させてしまう他、析出強化能が大きくなりすぎ、高延性が得られなくなる不利が生じる。従って、本発明ではTiの含有量は0.001〜0.20％の範囲に限定した。好ましくは、0.010〜0.10％である。
【００２５】
Caおよび／またはREM：0.0010〜0.010％、
CaおよびREMは、硫化物系介在物の形態を制御する作用を有し、これにより鋼板の伸びフランジ性の向上に有効に寄与する。しかしながら、Ca、REMのうちから選んだ１種または２種の合計量が0.0010％に満たないとその添加効果に乏しく、一方0．010％を超えると効果は飽和に達する。このため、CaおよびREMは、単独添加または複合添加のいずれの場合も、0.0010〜0.010％の範囲で含有させるものとした。より好ましい範囲は、0.0010〜0.005％である。
【００２６】
以上、必須成分について説明したが、本発明ではその他にも,以下に述べる元素を適宜含有させることができる。
NbおよびＶのうちから選んだ１種または２種合計：0.001〜0.30％
NbおよびＶはいずれも、Tiと同様、NbC、VCを析出し、連続焼鈍時の加熱段階でのフェライト相の成長を抑え、鋼組織を微細化して、穴拡げ性を著しく向上させるのに有用な元素である。かかる効果を発現させるためには、少なくとも0.001％の添加を必要とする。一方、0.30％超の含有は析出強化によりYSが上昇し、加工性が低下してしまうだけでなく、TRIP効果を発現させるための残留オーステナイトを減少させてしまう不利が生じる。また、Nb、ＶはTiよりも低温で炭化物を生成し、これが結晶粒界に優先的に析出するとスラブの表面割れの原因になる。従って、本発明ではNb、Ｖは、単独添加または複合添加のいずれの場合も0.001〜0.30％の範囲で含有させるものとした。より好ましい範囲は0.001〜0.10％である。
【００２７】
Cr：1.5％以下、Mo：0.5％以下およびＢ：0.010％以下のうちから選んだ１種または２種以上
Cr、MoおよびＢはいずれも、鋼の焼入性を向上させ、低温変態相の生成を促進する作用を有する有用元素である。しかしながら、上記の作用は、Cr：1.5％超、Mo：0.5％超、Ｂ：0.010％超の含有では、その効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できず、むしろ経済的な不利を生じる。従って、Crは1.5％以下、Moは0.5％以下、Ｂは0.010％以下で含有させるものとした。なお、より好ましい範囲は、Cr、Mo、Ｂのうちから選んだ１種または２種以上合計で0.0005〜1.0％である。
【００２８】
以上、本発明の好適成分組成について説明したが、本発明では、鋼組織も重要で、フェライト、残留オーステナイトおよび低温変態相からなる複合組織とすることが肝要である。
フェライト
フェライトは、鉄炭化物を含まない軟質な相であり、高い変形能を有し、鋼板の延性を向上させる。本発明の鋼板では、このようなフェライトを、体積率で30％以上含有させる必要がある。というのは、フェライト量が30％未満では、顕著な延性向上効果が期待できないからである。より好ましいフェライト量は、50％以上である。
【００２９】
残留オーステナイト
残留オーステナイトは、加工時にマルテンサイトに歪誘起変態し、局所的に加えられた加工歪を広く分散させ、鋼板の延性を向上させる作用を有する。本発明の鋼板では、このような残留オーステナイトを、体積率で２％以上含有させるものとした。残留オーステナイト量が２％未満では、顕著な延性の向上が期待できないからである。より好ましい残留オーステナイト量は、５％以上である。
【００３０】
低温変態相
本発明でいう低温変態相とは、マルテンサイトあるいはベイナイトを指す。
マルテンサイトおよびベイナイトは、ともに硬質相であり、組織強化によって鋼板の強度を増加させる作用を有している。また、変態生成時に可動転位の発生を伴うため、鋼板の降伏比を低下させる作用も有する。なお、上記の作用を十分に得るためには、低温変態相はマルテンサイトとするのが好適である。なお、この低温変態相の量は特に限定されず、鋼板の強度に応じて適宜配分すればよい。
【００３１】
また、本発明では、上記したフェライトの結晶粒径も重要である。
すなわち、結晶粒の微細化は鋼板の伸びフランジ性の向上に寄与する。
そこで、本発明では、複合組織中のフェライトの平均結晶粒径を15μm以下に制限することにした。その理由は、フェライトの平均結晶拉径が15μmを超えると、伸びフランジ性の顕著な向上作用が期待できないからである。より好ましくは10μm以下である。
【００３２】
さらに、本発明では、鋼板の表面性状も重要であり、下記式で表されるSiおよびＣの濃化比に規制する必要がある。
記
Ｐ(Si)0-10／Ｐ(Si)100≦3.0
Ｐ(Ｃ)0-10／Ｐ(Ｃ)100≦3.0
ここで、
Ｐ(Si)0-10、Ｐ(Ｃ)0-10：鋼板表面から板厚方向10nmの深さまでのSi、Ｃ
濃度のピーク値
Ｐ(Si)100 、Ｐ(Ｃ)100 ：鋼板表面から板厚方向100nmの深さでのSi、Ｃ
濃度
【００３３】
すなわち、Ｐ(Si)0-10／Ｐ(Si)100＞3.0および／またはＰ(Ｃ)0-10／Ｐ(Ｃ)100＞3.0では、鋼板表面のSi酸化物およびC（グラファイト）が原因となり、電着塗装後、塩温水のような劣悪な環境下にさらされた場合、塗膜の２次密着性が著しく劣化するからである。
この２次密着性の劣化は、電着塗装の下地処理として行われる、リン酸亜鉛などによる化成処理皮膜の形成工程の初期において、鋼板表面のSi酸化物およびC（グラファイト）が鋼板表面のエッチングを阻害するためである。この耐塩水２次密着性を改善するには、Ｐ(Si)0-10／Ｐ(Si)100≦3.0かつＰ(Ｃ)0-10／Ｐ(Ｃ)100≦3.0とする必要性がある。好ましくは、Ｐ(Si)0-10／Ｐ(Si)100≦2.0かつＰ(Ｃ)0-10／Ｐ(Ｃ)100≦2.0である。
【００３４】
ここで、10nm超えの深さでのSiおよびCの濃化は、耐塩温水２次密着性には何ら影響を及ぼさないことから、本発明では鋼板表面から10nmの深さまでの濃度のピーク値とした。これらの元素の濃度は、たとえばGDS（グロー放電発光分光）分析による板厚方向の元素存在強度分布曲線より算出される、強度比によって評価することができる。
【００３５】
次に、本発明の鋼板の製造方法について説明する。
上記の好適成分組成に調整した溶鋼を、公知の方法で鋳造し、常法に従って熱間圧延、ついで冷間圧延したのち、連続焼鈍による加熱後、冷却し、その途中、所定の温度で保持処理を行った後、冷却して製品とする。
【００３６】
本発明では、上記の製造工程において、連続焼鈍の際にAc１変態点以上の温度に加熱すること、冷却の際に10℃／ｓ以上の速度で急冷すること、急冷の終了温度を350〜500℃とし、この温度域に60秒以上滞留させること、そして冷却中あるいは冷却後に電解酸洗処理または、電解酸洗処理およびブラシ処理を施すことによって、Ｐ(Si)0-10／Ｐ(Si)100≦3.0かつＰ(Ｃ)0-10／Ｐ(Ｃ)100≦3.0とすることが重要である。
また、電解酸洗処理直前の鋼板表面における、SiO2とMn2Si４との存在比SiO2／Mn2SiO4を1.5以下とすることが好ましい。
【００３７】
以下、製造条件を、上記の範囲に限定した理由について説明する。
加熱温度：Ac１変態点以上
連続焼鈍における加熱温度はAc１変態点以上にしなければならない。その理由は、（α＋γ）２相域まで加熱しないことには残留オーステナイトが得られず、TRIP効果が発現しないからである。従って、本発明では加熱温度の下限をAc１変態点とした。なお、加熱温度が850℃を超えて高くなるとフェライト粒径が大きくなり、伸びフランジ性が低下するおそれがあることから、加熱温度の上限は850℃程度とすることが好ましい。
【００３８】
冷却速度：10℃／ｓ以上
冷却速度を10℃／ｓ以上とした理由は、10℃／sに満たない冷却速度では、オーステナイト相はパーライトもしくはベイナイトに変態し、残留オーステナイトが消失してしまうため、TRIP効果が得られなくなるからである。より好ましくは20℃／s以上の速度である。
【００３９】
急冷終了温度：300〜500℃
急冷終了温度を300〜500℃にした理由は、300℃を下回る温度まで急冷すると、オーステナイト相は全てマルテンサイトに変態してしまうからであり、また、500℃超の温度ではオーステナイト相はほとんどがパーライトもしくはベイナイトに変態してしまい、TRIP効果が期待できなくなるからである。より好ましい温度域は350〜450℃である。
【００４０】
保持時間：60秒以上
急冷後、300〜500℃の温度域に60秒以上滞留させるのは、60秒未満の短時間で300℃未満の温度域に達すると、ほとんどの残留オーステナイトはマルテンサイトに変態してしまうため、プレス加工時にTRIP効果が発現しなくなるからである。一方、あまりに長時間では、ベイナイト変態が完了してしまうため、残留オーステナイトが減少するので好ましくない。特に好ましい保持時間は60〜1200秒である。
【００４１】
冷却中あるいは冷却後の電解酸洗処理または、電解酸洗処理およびブラシ処理
塗装後の耐塩温水２次密着性を向上させるためには、鋼板表面に濃化したSi酸化物、特にSiO2およびCを除去し、SiおよびCの濃化比、P(Si)0-10／P(Si)100≦3.0およびP(C)0-10／P(C)100≦3.0を満足することが不可欠である。このために、上記の冷却中あるいは冷却後に電解酸洗処理または、電解酸洗処理およびブラシ処理を行う必要がある。
【００４２】
ここに、鋼板表面に濃化したSi酸化物、特にSiO2およびCを除去し、SiおよびCの濃化比を、P(Si)0-10／P(Si)100≦3.0およびP(C)0-10／P(C)100≦3.0と、同時に満足させるためには、電解酸洗処理が有効である。酸液は塩酸、硫酸、硝酸−塩酸などが挙げられるが、これに限定されるものではない。たとえば、50℃の（1％塩酸＋10％硝酸）混液中で、30A／dm2の電流密度で５秒以上の電解酸洗が推奨される。しかし、長時間にわたって処理すると、鋼板表面のC濃度が上昇し、耐塩温水２次密着を劣化させるため、C濃度が上昇しない酸洗処理時間とすることが必要である。
【００４３】
さらに、電解酸洗処理にブラシ処理を併用することにより、SiおよびCの濃化比、P(Si)0-10／P(Si)100≦3.0およびP(C)0-10／P(C)100≦3.0をより容易に達成することができる。
例えば、電解酸洗処理後に＃240のSiCを埋め込んだ芯材を有する300mmφのブラシロールを、少なくとも1rpm以上の回転数で回転させながら、圧力：29.4N／cm2以上の圧力で鋼板に対して押し付け、鋼板表面を擦ることが好適である。
【００４４】
また、鋼板表面に生成するSi酸化物は、SiO2とMn2SiO4が主であるが、このうちMn2SiO4は電解酸洗処理によって容易に除去することができる。従って、電解酸洗処理直前の鋼板表面のSiO2とMn2SiO4の存在比SiO2／Mn2SiO4を1.5以下とすることにより、短時間の電解酸洗処理で有効に、SiおよびCの濃化比、P(Si)0-10／P(Si)100≦3.0およびP(C)0-10／P(C)100≦3.0を同時に満足させることが可能となる。
【００４５】
電解酸洗処理直前の鋼板表面のSiO2とMn2SiO4の存在比SiO2／Mn2SiO4を1.5以下とするためには、たとえば上記の連続焼鈍工程において、炉内の雰囲気露点を−30℃以上にすることにより達成できる。
ここで、SiO2とMn2SiO４の存在比率は、たとえばFTIR〈フーリエ変換赤外分光〉装置によって、1250／cm近傍に現れるSiO2のピークと1000／cm近傍に現れるMn2SiO4のピークの強度比により評価することができる。
【００４６】
また、上記したような連続焼鈍後、形状矯正や粗度調整の目的から調質圧延を行うことは有利である。ただし、かような調質圧延を施さなくても、とくに材質上の問題はない。
【００４７】
【実施例】
実施例１
表１に示す成分組成になる溶鋼を、転炉にて溶製し、連続鋳造法によりスラブとした。得られたスラブを板厚3.0mmまで熱間圧延し、次いで酸洗後、冷間圧延により板厚1.6mmの冷延鋼板とした。
ついで、これらの冷延鋼板を、連続焼鈍ラインにて、表２に示す条件で、加熱保持したのち、冷却し、冷却後、53℃の（0.6％HCl＋26％HNO3）混合液中において、30A／dm2の電流密度で６〜20秒間処理する電解酸洗処理、またはこの電解酸洗処理後に＃240のSiCを埋め込んだ芯材を有するブラシロール（300mmφ）を圧力：29.4N／cm2、回転速度：２rpmで押し付けるブラシ処理を施し、ついで水洗、乾燥後、圧下率：0.5％の調質圧延を施して製品とした。
得られた鋼板のミクロ組織および鋼板表面形状について調べた結果を、表２に併記する。
また、スラブ製造時における表面割れの発生状況、製品板の機械的特性および耐塩温水２次密着性について調査した結果を、表３に示す。
【００４８】
スラブの割れについては、目視で判定し、割れの有無で評価した。
また、スラブから高温引張り試験用のサンプルを切り出し、６mmφの丸棒引張試験片に加工後、1200℃で10分間溶体化処理を施し、100℃／分の冷却速度で800℃まで冷却し、20分保持したのち、引張試験を行い、原断面直径（Do）と引張後の破断面直径（D）から、次式
絞り比（％）＝（Do−D）／Do×100
により、絞り比を求めた。
【００４９】
鋼板のミクロ組織は、鋼板の圧延方向断面を光学顕微鏡または走査型電子顕微鏡で観察することにより調査した。すなわち、倍率：1000倍の断面組織写真を用いて、画像解析により任意に設定した100mm四方の正方形領域内に存在する該当相の占有面積率を求め、該当相の体積率とした。
また、残留オーステナイト量は、鋼板を板厚方向の中心面まで研磨し、板厚中心面での回折Ｘ線強度測定により求めた。入射Ｘ線にはMoＫα線を使用し、フェライト相の｛110｝、｛200｝、｛211｝の各面の回析Ｘ線強度に対する残留オーステナイト相の｛111｝、｛200｝、｛220｝、｛311｝各面の回折Ｘ線強度比を求め、これらの平均値を残留オーステナイトの体積率とした。
フェライト粒径は、JIS  Z  0552に規定の方法に準拠して結晶粒度を測定し、平均結晶粒径に換算した。
【００５０】
鋼板の機械的特性は、以下の引張試験および穴拡試験などにより測定した。測定結果を、表３に示す。
引張特性は、鋼板から圧延直角方向に採取したJIS Z 2204に規定の５号試験片を用いて、JIS Z 2241に規定の方法に準拠して、耐力（YS）、引張強さ（TS）、破断伸び（El）、降伏伸び（YEl）を測定した。
伸びフランジ性は、JFS T 1001に規定の方法に準拠して、穴拡率（λ）を測定し、この値で評価した。
【００５１】
耐塩温水２次密着性は、市販の液を用いて150mm×75mmの試験片にリン酸亜鉛による化成処理を施し、厚さ25μmになるようにカチオン電着塗装し、ついでカッターナイフで、（長さ45mm，３本）／試験片の切り込みを入れて、５％NaCl，50℃の溶液中に240時間浸漬したのち、粘着テープを切り込み上に貼って剥がしたあとの、塗膜の剥離幅を測定して評価した。ここに、最大剥離全幅が5.0mm以下であれば、耐塩温水２次密着性は良好といえる。
【００５２】
【表１】
0004325230.tif 000002
【００５３】
【表２】
0004325230.tif 000003
【００５４】
【表３】
0004325230.tif 000004
【００５５】
表２および３に示したとおり、本発明の要件を満足する発明例はいずれも、強度−伸びバランス（TS×El）が20000MPa・％以上と極めて良好な値を示し、また強度−穴拡げバランス（TS×λ）が40000MPa・％以上と伸びフランジ性にも優れていた。さらに、スラブ製造時に表面割れの発生がなく、また電着塗装後の耐塩温水２次密着性も良好であった。
また、本発明の鋼板は、表面粗度形態を制御しているので、プレス成形時の摺動性および耐型かじり性に優れていることも確認されている。
【００５６】
実施例２
表４に示す成分組成になる溶鋼を、転炉にて溶製し、連続鋳造によりスラブとした。得られたスラブを、枚厚：3.0mmまで熱間圧延し、ついで酸洗後、冷間圧延により枚厚：1.4mmの冷延鋼板とした。
ついで、これらの冷延鋼板を、連続焼鈍ラインにて、表５に示す条件で加熱保持したのち、冷却し、圧下率：0.5％の調質圧延を施して製品とした。
得られた鋼板のミクロ組織および鋼板表面形状について調べた結果を、表５に併記する。
また、スラブ製造時における表面割れの発生状況、製品板の機械的特性および耐塩温水２次密着性について調査した結果を、表６に示す。
【００５７】
【表４】
0004325230.tif 000005
【００５８】
【表５】
0004325230.tif 000006
【００５９】
【表６】
0004325230.tif 000007
【００６０】
表５および６に示したとおり、本発明の要件を満足する発明例はいずれも、強度−伸びバランス（TS×El）が20000MPa・％以上と極めて良好な値を示し、また強度−穴拡げバランス（TS×λ）が40000MPa・％以上と伸びフランジ性にも優れていた。さらに、スラブ製造時に表面割れの発生がなく、また電着塗装後の耐塩温水２次密着性も良好であった。
また、本発明の鋼板は、表面粗度形態を制御しているので、プレス成形時の摺動性および耐型かじり性に優れていることも確認されている。
【００６１】
【発明の効果】
かくして、本発明によれば、高延性でかつ、伸びフランジ性を有し、電着塗装後の耐塩温水２次密着性が良好な高強度冷延鋼板を安価にしかも安定的して製造することができる。
従って、本発明の冷延鋼板を自動車部品用素材として適用することにより、自動車の軽量化、低燃費化が可能になり、ひいては地球環境の改善に大きく貢献する。