JP2012122086A - 化成処理性に優れた高強度冷延鋼板 - Google Patents

Abstract

【課題】化成処理性に優れた高強度冷延鋼板を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｓｉ：１．５％以上、Ｍｎ：２．０％以上を含有する高強度冷延鋼板であって、鋼板表面から深さ０．５μｍまでの領域におけるＳｉ量の平均値が３．０％以下（０％を含まない）で、且つ鋼板表面からの深さが０．５μｍ位置におけるＭｎ量が、前記鋼板のＭｎ量の７０％以下（０％を含まない）である高強度冷延鋼板。
【選択図】図１

Description

本発明は、Ｓｉを１．５％以上、Ｍｎを２．０％以上含有し、９８０ＭＰａ以上の高強度を有している冷延鋼板に関するものである。

自動車の燃費向上のため車体の軽量化が強く求められており、車体の素材に用いられる冷延鋼板の高強度化は、近年、益々進んでいる。また、冷延鋼板には、強度のほか、部品形状に加工するために加工性が良好であることも要求される。鋼板の強度と加工性の両方を付与するために、ＳｉとＭｎを多量に添加し、残留オーステナイトの変態誘起塑性（ＴＲＩＰ）を発現させることが有効である。ＳｉとＭｎは、加工性を劣化させることなく強度を高める作用を有しているからである。

しかし、ＳｉとＭｎは易酸化性元素であるため、鋼板の強度と加工性を向上させるために多量のＳｉとＭｎを含有させると、冷間圧延後の焼鈍工程において、鋼板表面に酸化物が多く生成し、化成処理性が劣化することが知られている。

そこで、多量のＳｉとＭｎを含む冷延鋼板の化成処理性を改善する技術が特許文献１、２に提案されている。これらのうち特許文献１には、Ｓｉを０．８〜３．０質量％、Ｍｎを１．５〜３．０質量％含有し、且つ、鋼板表面および表面から深さ１μｍの範囲の鋼板内部におけるＳｉ濃度の最大値Ｐ₂が、板厚１／４におけるＳｉ濃度Ｐ₁の１．３倍以下とした高強度冷延鋼板が開示されている。この冷延鋼板では、化成処理性および化成電着塗装後の耐食性を向上させるために、鋼板表面および表面から深さ１μｍの範囲の鋼板内部に、Ｓｉ含有酸化物を存在させないように制御している。

これに対し、特許文献２には、直火バーナを用いた鋼板表面でのＦｅの酸化と、その後の還元を利用してＳｉを鋼板内部に酸化させることによって、Ｓｉを０．６％以上含有する高Ｓｉ冷延鋼板の化成処理性を改善し、且つ５９０ＭＰａ以上の引張強度とＴＳ×Ｅｌが１８０００ＭＰａ・％以上の加工性を有する冷延鋼板を製造する方法が開示されている。この製造方法では、加熱炉で生成したＦｅ酸化物を還元するために、均熱炉内の露点を−２５℃以下に抑えている。

一方、本出願人も高Ｓｉ、高Ｍｎ含有冷延鋼板の化成処理性を改善する技術を特許文献３に提案している。この文献には、鋼板表面に存在する凹凸の最大深さ（Ｒｙ）、凹凸の平均間隔（Ｓｍ）、表面凹凸の負荷長さ率（ｔｐ４０）、および負荷長さ率（ｔｐ４０）と同（ｔｐ６０）の差を調整することによって、冷延鋼板の化成処理性を改善した高強度冷延鋼板を開示している。この文献には、このような表面性状の冷延鋼板を得るための方法として、焼鈍後に強酸洗を行なうことを開示している。

特開２００９−２２１５８６号公報 特開２０１０−５３４４６号公報 特開２００７−２９１５００号公報

上記特許文献１では、鋼板表面および表面から深さ１μｍの範囲の鋼板内部におけるＳｉ含有酸化物の存在量について着目されているが、Ｍｎ量については全く着目されていなかった。一方、上記特許文献２では、露点が高いとＦｅ酸化物の生成が顕著に促進されて化成処理性を低下させるとの観点から、均熱炉内の露点を通常よりも低いレベル（具体的には、−２５℃以下）に抑えているが、露点の厳密な管理が必要である。

これに対し、本出願人が先に提案した上記特許文献３に開示した技術によれば、連続焼鈍後の酸洗を強酸洗下で行うことにより、強度と化成処理性を兼ね備えた冷延鋼板を提供できるようになったが、冷延鋼板の更なる高強度化が求められている。

本発明は上記の様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、化成処理性に優れた高強度冷延鋼板を提供することにある。

上記課題を達成し得た本発明に係る高強度冷延鋼板とは、Ｓｉ：１．５％（質量％の意味。以下、化学成分について同じ）以上、Ｍｎ：２．０％以上を含有する高強度冷延鋼板であり、鋼板表面から深さ０．５μｍまでの領域におけるＳｉ量の平均値が３．０％以下（０％を含まない）で、且つ鋼板表面からの深さが０．５μｍ位置におけるＭｎ量が、前記鋼板のＭｎ量の７０％以下（０％を含まない）である点に要旨を有している。

前記鋼板は、基本成分として、Ｃ：０．１０〜０．２０％およびＡｌ：０．５％以下（０％を含まない）を含有していることが好ましい。また、前記鋼板は、更に他の元素として、Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：１．０％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：１．０％以下（０％を含まない）、Ｔｉ：１．０％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｖ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｂ：０．００２％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも１種の元素を含有していてもよい。

本発明によれば、Ｓｉを１．５％以上、Ｍｎを２．０％以上含有する高強度冷延鋼板において、鋼板表面近傍のＳｉ量以外に、Ｍｎ量を適切に制御することによって、９８０ＭＰａ以上の高強度域においても化成処理性を一段と改善できるようになった。

図１は、酸洗前における鋼板表面近傍の深さ方向のＭｎ量プロファイルの一例を示すグラフである。 図２は、鋼板表面から深さ１．０μｍ位置までの領域におけるＳｉ量プロファイルをＧＤ−ＯＥＳにより測定した結果を示すグラフである。 図３は、鋼板表面から深さ１．０μｍ位置までの領域におけるＭｎ量プロファイルをＧＤ−ＯＥＳにより測定した結果を示すグラフである。

本発明者らは、Ｓｉを１．５％以上、Ｍｎを２．０％以上含有し、引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板について、化成処理性を改善するために鋭意検討を重ねてきた。その結果、鋼板の化成処理性を改善するには、上記特許文献１に開示されているように、鋼板表面近傍におけるＳｉ量を適切に制御するだけでは不充分であり、Ｓｉ量以外に、Ｍｎ量についても適切に制御する必要があることが判明し、本発明を完成した。即ち、本発明は、９８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板において、化成処理性に適したＳｉおよびＭｎの表面状態を突き止めたこと、そのために焼鈍後の酸洗条件のみならず、熱間圧延後、冷間圧延前の酸洗条件を適切に定めたところに特徴がある。

従来では、鋼板表面に形成されたＦｅ酸化物とＳｉ酸化物を焼鈍後の酸洗工程において溶解除去すれば、鋼板の化成処理性が改善すると考えられていた。そのため、例えば、特許文献３には、連続焼鈍後に行う酸洗条件を強化して、鋼板表面に形成されたＦｅ酸化物とＳｉ酸化物を溶解除去する方法が提案されている。

ところが９８０ＭＰａ以上の高強度域における高Ｓｉ、高Ｍｎ含有冷延鋼板について本発明者らが詳細に検討したところ、酸洗不足の場合には、確かに、上述したように鋼板の化成処理性が劣化するが、過剰酸洗した場合であっても鋼板の化成処理性が劣化することが明らかとなった。化成処理性が劣化した原因について調べたところ、過剰酸洗すると、鋼板表面近傍に存在するＭｎ欠乏層（鋼板表面からの深さ方向のＭｎ濃度プロファイルを測定したときに母材のＭｎ量よりもＭｎが少なくなっている領域）まで溶解され、鋼板表面近傍におけるＭｎ量が鋼板（母材）のＭｎ量に近づくと、鋼板の化成処理性が却って悪くなることが分かった。

図１に、焼鈍後に酸洗したときにおける鋼板表面からの深さ方向にＳｉ濃度プロファイルとＭｎ濃度プロファイル（いずれも実線）を測定した結果の模式図を示す。横軸は鋼板の深さであり、深さ位置Ａとは、焼鈍後に酸洗した後の最表面位置、深さ位置０．５μｍとは、深さ位置Ａ（焼鈍後に酸洗した後の最表面位置）からの深さが０．５μｍとなる位置を意味している。参考のため、焼鈍後、酸洗前における各元素の濃度プロファイルを点線で示し、焼鈍後に酸洗した後の各元素の濃度プロファイル（実線）と区別して示している。焼鈍後の酸洗によって、深さ位置Ａまでの領域（点線部分）が溶解除去されることになる。

ＳｉもＭｎも共に酸化し易い元素であるが、図１に示すように深さ方向の濃度プロファイルの挙動は相違している。Ｓｉは、焼鈍時における鋼板の最表面に濃化して、深さ方向に向って徐々にＳｉ量が減少する傾向にある。これに対し、ＭｎもＳｉと同様に焼鈍時における鋼板の最表面に濃化するが、Ｍｎの鋼中での拡散の仕方はＳｉとは異なっており、Ｍｎ濃化層とＭｎ欠乏層の領域が鋼板の表面近傍に形成される（図１の点線部分を参照）。

焼鈍後の酸洗により、Ｍｎ濃化層が除去され、更にＭｎ欠乏層の一部が除去されると化成処理性は良好になるが、過剰に酸洗して、Ｍｎ欠乏層が完全に除去されて鋼板表面のＭｎ量が鋼中Ｍｎ量に近づくと、化成処理液の反応性が低下して結晶が粗大化し、逆に化成処理性が低下することが判明した。このような観点から、本発明では、Ｓｉの表面状態のみならずＭｎの表面状態（換言すれば、化成処理性に適したＭｎ欠乏層の状態）を定めた次第である。

以下、本発明に係る高強度冷延鋼板について詳しく説明する。本発明の高強度冷延鋼板（母材）の成分組成は次の通りである。

本発明の鋼板は、Ｓｉ：１．５％以上、Ｍｎ：２．０％以上を含有するものである。ＳｉとＭｎは、いずれも加工性と強度の向上に寄与する元素である。

Ｓｉは、鋼板の材質を大きく硬質化させる置換型固溶体強化元素であり、鋼板の強度を高めるために有効である。また、Ｓｉは、加工性向上に有用な残留オーステナイトが分解して炭化物が生成するのを抑えるのに作用する元素である。このような作用を有効に発揮させるために、Ｓｉは１．５％以上含有させる必要がある。好ましくは１．８％以上、より好ましくは２．０％以上である。Ｓｉの上限は特に限定されないが、Ｓｉ量が多過ぎると固溶強化作用が顕著になって圧延負荷が増大する。また、表面欠陥が生じやすくなり、更には酸洗性に悪影響を与える。従ってＳｉは２．５％以下とすることが好ましく、より好ましくは２．４％以下とするのがよい。

Ｍｎは、鋼板の強度を向上させる作用を有しているほか、オーステナイトを安定化し、残留オーステナイトを生成させて加工性を改善するために必要な元素である。従ってＭｎ量は２．０％以上含有する必要がある。好ましくは２．１％以上、より好ましくは２．２％以上である。Ｍｎの上限は特に限定されないが、Ｍｎ量が多過ぎると鋼板の延性を低下させて加工性に悪影響を及ぼす。また、Ｍｎを過剰に含有すると、鋼板の溶接性も低下する。従ってＭｎは３．０％以下であることが好ましく、より好ましくは２．８％以下である。

本発明に係る高強度冷延鋼板は、ＳｉとＭｎを含有する他、基本成分として、好ましくはＣ：０．１０〜０．２０％およびＡｌ：０．５％以下（０％を含まない）を含有している。

Ｃは、鋼板の強度を高めるために必要な元素であり、また残留オーステナイトを確保して加工性を改善するためにも必要な元素である。９８０ＭＰａ以上の強度を得るには、Ｃは０．１０％以上含有することが好ましい。より好ましくは０．１１％以上、更に好ましくは０．１２％以上である。Ｃ量は、強度確保の観点から多い方が良いが、Ｃ量が過剰になると耐食性やスポット溶接性、加工性が劣化することがある。従ってＣ量は０．２０％以下であることが好ましく、より好ましくは０．１９％以下、更に好ましくは０．１８％以下である。

Ａｌは、脱酸作用を有する元素である。こうした効果を有効に発揮させるには、Ａｌは０．００５％以上含有させることが好ましい。より好ましくは０．０１％以上、更に好ましくは０．０２％以上である。しかし過剰にＡｌを含有すると、アルミナ等の介在物が増加し、鋼板の加工性が劣化する傾向がある。従ってＡｌ量は０．５％以下であることが好ましい。より好ましくは０．４５％以下、更に好ましくは０．４％以下である。

本発明の高強度冷延鋼板は、上記元素を含み、残部は、鉄および不可避不純物である。不可避不純物のうち、Ｐは０．２％以下（０％を含まない）、Ｓは０．０２％以下（０％を含まない）、Ｎは０．０１％以下（０％を含まない）であることが推奨される。

少量のＰは、孔食が発生する際に孔食内部に濃縮してインヒビターとして作用し、耐孔あき腐食性の向上に寄与する。また、Ｐは、Ｃｕと共存することによって、錆を非晶質化して緻密な保護膜を形成する作用も有している。こうした効果を有効に発揮させるには、Ｐは０．００１％以上含有することが好ましく、より好ましくは０．００３％以上である。しかしＰは、過剰に含有すると鋼板の溶接性を劣化させる元素である。また、Ｐは、粒界に偏析して粒界破壊を助長し、鋼板の加工性を劣化させる元素である。従って、Ｐ量は０．２％以下であることが好ましい。より好ましくは０．１％以下、更に好ましくは０．０５％以下である。

Ｓは、不可避的に含有する元素であり、過剰に含有すると腐食環境下で水素吸収を助長し、鋼板の耐遅れ破壊性を劣化させる。従ってＳ量は０．０２％以下であることが好ましい。より好ましくは０．０１５％以下、更に好ましくは０．０１％以下である。なお、Ｓは、通常、不可避的に０．０００５％程度含有している。

Ｎは、不可避的に含有する元素であり、過剰に含有すると窒化物を形成して加工性を劣化させる元素である。特に、鋼板中にＢ（ホウ素）を含有させる場合にはＢと結合してＢＮ析出物を形成し、Ｂの焼入れ性向上作用を阻害する元素である。従ってＮは０．０１％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．００８％以下、更に好ましくは０．００５％以下である。

本発明に係る高強度冷延鋼板は、上記元素のみによって引張強さを９８０ＭＰａ以上に制御できるが、他の周知の強度向上元素を添加して所望の引張強さとすることもできる。本発明に用いられる強度向上元素としては、例えば、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｂ等の元素が挙げられる。これらの元素は、１種のみを含有させてもよいし、任意に選ばれる２種以上を含有させてもよい。

［（ａ）Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：１．０％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：１．０％以下（０％を含まない）、およびＴｉ：１．０％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種］
Ｃｕ、Ｎｉ、ＣｒおよびＴｉは、鋼板の強度を向上させる他、鋼板の耐食性も向上させる元素であり、鋼板が腐食して水素が発生するのを抑制するのに有効に作用する。また、これらの元素は、大気中で生成する錆のなかでも熱力学的に安定で、保護性があるといわれている酸化鉄（α−ＦｅＯＯＨ）の生成を促進させる作用も有している。この錆の生成促進を図ることによって、発生した水素が鋼板へ侵入するのを抑制でき、過酷な腐食環境下（例えば、塩化物の存在下）で使用しても水素による助長割れを充分に抑制できる。

こうした作用を有効に発揮させるには、Ｃｕは０．００３％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．０１％以上、更に好ましくは０．０５％以上である。Ｎｉは０．００３％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．０１％以上、更に好ましくは０．０５％以上である。Ｃｒは０．００３％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．００５％以上、更に好ましくは０．０１％以上である。Ｔｉは０．００３％以上含有することが好ましく、より好ましくは０．００５％以上、更に好ましくは０．０１％以上である。しかし上記元素を過剰に含有すると、加工性が劣化する。従ってＣｕは０．５％以下であることが好ましく、より好ましくは０．４％以下、更に好ましくは０．３％以下である。Ｎｉは１．０％以下であることが好ましく、より好ましくは０．８％以下、更に好ましくは０．５％以下である。Ｃｒは１．０％以下であることが好ましく、より好ましくは０．８％以下、更に好ましくは０．５％以下である。Ｔｉは１．０％以下であることが好ましく、より好ましくは０．５％以下、更に好ましくは０．１％以下である。Ｃｕ、Ｎｉ、ＣｒおよびＴｉは、いずれか１種を含有させてもよいし、２種以上を含有させてもよい。

［（ｂ）Ｎｂ：０．１％以下（０％を含まない）および／またはＶ：０．１％以下（０％を含まない）］
ＮｂおよびＶは、いずれも鋼板の強度向上に有用である他、焼入れ後のオーステナイト粒を微細化して靭性の改善に作用する元素である。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｎｂは、０．００３％以上含有するのがよく、好ましくは０．００５％以上である。Ｖは、０．００３％以上含有するのがよく、好ましくは０．００５％以上である。しかし過剰に含有すると、炭化物や窒化物、或いは炭窒化物を多量に生成して加工性や耐遅れ破壊性が劣化する傾向がある。従ってＮｂは０．１％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．０８％以下、更に好ましくは０．０５％以下である。Ｖは０．１％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．０８％以下、更に好ましくは０．０５％以下である。

［（ｃ）Ｂ：０．００２％以下（０％を含まない）］
Ｂは、焼入れ性および溶接性の向上に有用な元素である。こうした効果を有効に発揮させるには、０．０００２％以上含有させることが好ましい。より好ましくは０．０００３％以上、更に好ましくは０．０００４％以上である。しかし過剰に含有させても添加効果は飽和し、しかも延性が低下して加工性が悪くなる傾向がある。従ってＢは０．００２％以下であることが好ましい。より好ましくは０．００１９％以下、更に好ましくは０．００１８％以下である。

本発明に係る高強度冷延鋼板は、上述した元素以外に、強度および化成処理性を劣化しない範囲であれば、更に他の元素を含有してもよい。

本発明に係る高強度冷延鋼板は、上記成分組成を満足する他、
（ａ）鋼板表面から深さ０．５μｍまでの領域におけるＳｉ量の平均値（以下、Ｓｉ_AVということがある）が３．０％以下（０％を含まない）で、且つ
（ｂ）鋼板表面からの深さが０．５μｍ位置におけるＭｎ量（Ｍｎ_0.5μｍということがある）が、鋼板（母材）のＭｎ量の７０％以下（０％を含まない）
であることが重要である。このように鋼板表面近傍（具体的には、鋼板表面から深さ０．５μｍ位置までの領域）のＳｉ量およびＭｎ量を適切に制御することによって、９８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板の化成処理性が向上する。

［（ａ）鋼板表面近傍におけるＳｉ量について］
上述したように、鋼板表面にＳｉ酸化物が多量に生成すると化成処理性が低下するが、本発明では、化成処理性に適した鋼板表面近傍におけるＳｉ量をＳｉ_AVとして定めている。

上記Ｓｉ_AVが３．０％を超えると、鋼板表面近傍にＳｉが濃化し過ぎて、化成処理被膜が形成されない微細な領域（スケ）が発生し易くなり、鋼板の化成処理性が低下する。従って上記Ｓｉ_AVは３．０％以下とする必要がある。上記Ｓｉ_AVは、好ましくは２．９％以下、より好ましくは２．８％以下である。上記Ｓｉ_AVは、できるだけ少ない方が好ましいが、本発明のようにＳｉ量が１．５％以上と高Ｓｉを含む鋼板の場合、Ｓｉ_AVの下限は通常１．６％程度となる。

上記Ｓｉ_AVは、例えば、グロー放電発光分光分析（ＧＤ−ＯＥＳ）により算出できる。Ｓｉ_AVの算出手順を図２を用いて説明する。図２に示したグラフは、後述する実施例における試験片Ｎｏ．１２４について、鋼板表面から深さ１．０μｍ位置までの領域におけるＳｉ量プロファイルをＧＤ−ＯＥＳにより測定した結果を示している。横軸は深さ（μｍ）、縦軸はＳｉ量（質量％）を示している。得られたグラフについて、鋼板表面から深さ０．５μｍ位置までの領域に存在するＳｉの合計量（積分値Ｓａ）を算出し、この積分値Ｓａと面積が等しくなるように、鋼板表面から深さ０．５μｍ位置までの長さを一辺とする長方形（Ｓｂ）を図２中に描いたときのもう一辺の長さ（図２中、Ｂ）をＳｉ_AV値とする。

［（ｂ）鋼板表面近傍におけるＭｎ量について］
Ｓｉと同様、Ｍｎも表面に濃化すると化成処理性が低下する。そのため本発明では鋼板（母材）のＭｎ量に対する、鋼板表面からの深さが０．５μｍ位置におけるＭｎ量（Ｍｎ_0.5μｍ）の割合（以下、Ｍｎ率ということがある）を７０％以下と定めた。Ｍｎ率が７０％を超えると、鋼板表面近傍におけるＭｎ量が多くなり、化成処理液に対する反応性が悪くなる結果、鋼板の化成処理性が劣化する。上記Ｍｎ率は、好ましくは６５％以下、より好ましくは６０％以下である。上記Ｍｎ率は、できるだけ少ない方が好ましいが、本発明のようにＭｎ量が２．０％以上と高Ｍｎを含む鋼板の場合、下限は通常２０％程度となる。

上記Ｍｎ_0.5μｍは、例えば、グロー放電発光分光分析（ＧＤ−ＯＥＳ）により測定できる。Ｍｎ_0.5μｍの測定手順を図３を用いて説明する。図３に示したグラフは、後述する実施例における試験片Ｎｏ．１２４について、鋼板表面から深さ１．０μｍ位置までの領域におけるＭｎ量プロファイルをＧＤ−ＯＥＳにより測定した結果を示している。横軸は深さ（μｍ）、縦軸はＭｎ量（質量％）を示している。得られたグラフについて、鋼板表面からの深さが０．５μｍ位置におけるＭｎ量（図３中、Ｃ）を読み取り、これをＭｎ_0.5μｍ値とする。

一方、鋼板（母材）のＭｎ量は、５０ｍｍ角の鋼板を塩酸にて溶解させた後、誘導結合プラズマ発光分光分析法で測定すればよい。

以上の測定により、鋼板（母材）のＭｎ量に対するＭｎ_0.5μｍの割合（Ｍｎ率＝Ｍｎ_0.5μｍ／鋼板（母材）のＭｎ量×１００）を求めることができる。

本発明に係る高強度冷延鋼板の厚みは特に限定されるものではないが、０．４〜３．０ｍｍ程度であればよい。

本発明に係る高強度冷延鋼板は、自動車用構造部品の素材として好適に用いることができる。自動車用構造部品としては、例えば、フロントやリア部のサイドメンバやクラッシュボックスなどの衝突部品をはじめ、センターピラーレインフォースなどのピラー類、ルーフレールレインフォース、サイドシル、フロアメンバー、キック部などの車体構成部品に使用できる。

次に、本発明に係る高強度冷延鋼板の製造方法について説明する。本発明の高強度冷延鋼板は、鋼片を、熱間圧延、酸洗、冷間圧延、焼鈍（熱処理）、酸洗をこの順で行なうことによって製造でき、特に、熱間圧延後、冷間圧延前の酸洗条件と、焼鈍後の酸洗条件を適切に制御することが重要である。

即ち、従来においても熱間圧延後、冷間圧延前と、焼鈍後の夫々において酸洗を行っていたが、焼鈍後の酸洗条件については例えば特許文献３に開示されているものの、熱間圧延後、冷間圧延前の酸洗条件は、殆ど留意されていなかった。ところが本発明者らが検討したところ、特許文献３のように、焼鈍後の酸洗を適切に制御するだけでは不充分であり、その前の熱間圧延で生成したＳｉ−Ｍｎ酸化物を酸洗によって適切に除去しないと本発明で対象とする９８０ＭＰａ以上の高強度域における化成処理性は適切に制御できないことが判明した。即ち、熱間圧延後、冷間圧延前の酸洗条件を適切に制御することが高Ｓｉ、高Ｍｎ含有高強度冷延鋼板の化成処理性を改善するうえで非常に重要であることが判明した。また、熱間圧延後、冷間圧延前と、焼鈍後の夫々において、適切な酸洗を行ってやれば、特許文献２のように焼鈍時の露点を低く制御しなくても通常の露点管理レベルの範囲内に設定しても、化成処理性を改善できることも明らかとなった。以下、順を追って説明する。

まず、転炉や電気炉等の公知の溶製方法で溶製した溶鋼を、連続鋳造や鋳造および分塊圧延を行なってスラブ等の鋼片を製造する。生産性を向上させる観点からは、連続鋳造することが好ましい。

《熱間圧延工程》
次に、得られた鋼片を熱間圧延する。鋳造して得られた鋼片は、直接熱間圧延してもよいし、一旦適当な温度に冷却し、加熱炉で再加熱してから熱間圧延してもよい。

鋼片の温度（加熱温度）は、１０００〜１３００℃としてから圧延し、仕上温度を８００〜９５０℃、巻取温度を５００〜７００℃として熱間圧延を行なうことが好ましい。

加熱温度を１０００℃以上とすることによって、容易に熱間圧延でき、しかも鋼中のＭｎの一部を鋼板表面側に濃化させることができるため、鋼板表面近傍におけるＭｎの存在状態を最適化でき、最終的に得られる冷延鋼板の化成処理性を改善できる。しかし加熱温度が高過ぎると、鋼板表面にスケールが多く生成し、スケールロスが発生することがある。従って加熱温度は１３００℃以下とすることが好ましい。

仕上温度は８００〜９５０℃とすることによって、フェライトの生成を抑制することができ、強度を高めることができる。即ち、この温度域は、過冷却オーステナイトが生成する温度域のうち低温側の領域であり、仕上温度をこの温度域に制御することによって、フェライトの生成を抑制でき、冷延鋼板の強度を高めることができる。また、仕上温度が８００℃を下回ると、仕上圧延時の変形抵抗が大きくなるため金属組織が不均一となり、冷延鋼板の加工性が劣化する原因となる。一方、仕上温度が９５０℃を超えると、その後の冷却過程で結晶粒の成長が起こり、均一な金属組織が得られず、冷延鋼板の加工性が劣化する原因となる。

巻取温度は５００〜７００℃とすることが好ましい。巻取温度が５００℃を下回ると、硬質なベイナイトやマルテンサイトが生成し、冷間圧延が困難になることがある。一方、巻取温度が７００℃を超えると、金属組織が不均一となり、冷延鋼板の加工性が劣化することがある。

《酸洗工程》
本発明では、熱間圧延後の酸洗条件を適切に制御することが重要である。即ち、従来においても、熱間圧延後に酸洗は行なわれていたが、熱間圧延後の酸洗は、通常、熱間圧延時に鋼板表面に生成したスケール（Ｆｅ酸化物）を除去するために行われるものであった。そのため熱間圧延後の酸洗条件は、厳密に規定されておらず、規定されているにしても比較的緩やかなものであった。

一方、本発明のように、ＳｉとＭｎを多量に含有する鋼片を熱間圧延すると、熱間圧延時に形成されるスケールと素地鋼板の間にＳｉ酸化物およびＭｎ酸化物よりなる内部酸化層が形成される。この内部酸化層は、上記スケール（Ｆｅ酸化物）を除去する程度の酸洗では溶解除去できず、素地鋼板に付着したまま冷間圧延され、冷延鋼板の表面に難溶解性酸化物として残留していた。そして本発明者らが検討したところ、鋼板表面に難溶解性酸化物が形成されている鋼板は、その後に、例えば、焼鈍後の酸洗条件を適切に制御したとしても化成処理性が劣化することが分かった。

そこで本発明では、熱間圧延後、冷間圧延前に、上記内部酸化層を溶解除去するための酸洗を行う。具体的には、酸洗液として濃度が５〜３０質量％の塩酸または濃度が５〜３０質量％の硫酸を用い、酸洗液の液温は５０〜１００℃、酸洗時間は６０〜３００秒とする。

上記酸洗条件によって鋼板表面に形成されているＳｉを主成分とするＳｉ基酸化物、およびＭｎを主成分とするＭｎ基酸化物を除去できる理由は明らかではないが、次のように推測される。通常、ＳｉＯ₂のようなＳｉ基酸化物や、ＭｎＯのようなＭｎ基酸化物は、塩酸や硫酸の酸濃度をいくら高くしても溶解しない。しかし、上記のように、酸濃度のみならず、酸洗液の液温を高く、しかも酸洗時間を長くすることによって、Ｓｉ基酸化物やＭｎ基酸化物で被覆されている地鉄部分が速やかに溶解され、Ｓｉ基酸化物およびＭｎ基酸化物を地鉄から浮き上がらせることができる結果、スケール（Ｆｅ酸化物）以外に、Ｓｉ基酸化物およびＭｎ基酸化物を除去できると考えられる。

上記酸洗液としては、塩酸または硫酸を用いる必要がある。汎用されている硝酸や、硝酸を含む混酸の酸洗液は、硝酸イオンを含むため、酸洗性が劣化して上記内部酸化層を充分に除去できないことが、本発明者らの実験によって明らかになったからである。

上記塩酸または硫酸の濃度は、５〜３０質量％とする。濃度が５質量％を下回ると、地鉄の溶解速度が遅く、酸洗が不十分となり、Ｓｉ基酸化物やＭｎ基酸化物を除去できない。酸の濃度は、好ましくは８質量％以上、より好ましくは１０質量％以上である。酸濃度は高い方が良いが、高過ぎると過剰酸洗となり、化成処理性向上に有用なＭｎ欠乏層が除去され、鋼板の化成処理性が劣化する。従って酸濃度は３０質量％以下とする必要がある。好ましくは２５質量％以下である。

上記酸洗液の温度が５０℃を下回ると、地鉄との反応が緩慢になり、Ｓｉ基酸化物やＭｎ基酸化物を除去できない。従って酸洗液の温度は５０℃以上とする。好ましくは６０℃以上である。酸洗液の温度の上限は特に限定されないが、１００℃を超えると酸洗液が沸騰するため危険であるし、均一な酸洗ができなくなる。従って酸洗液は１００℃以下、好ましくは９０℃以下、より好ましくは８０℃以下とする。

上記酸洗時間は６０〜３００秒とする。上記酸洗液に比較的長時間浸漬することによって、Ｓｉ基酸化物およびＭｎ基酸化物を確実に溶解除去できる。従って酸洗時間は６０秒以上、好ましくは７０秒以上とする。しかし酸洗時間を長くしても鋼板の反応性が悪くなり、化成処理被膜の結晶粒が粗大化して化成処理性が劣化する。従って酸洗時間は３００秒以下、好ましくは２００秒以下とする。

上記酸洗液には、過剰酸洗や酸洗不足を防ぐために、インヒビター（鋼板表面に吸着し、過剰酸洗を抑制する物質）や酸洗促進剤を添加しても良い。

《冷間圧延工程》
次に、酸洗して得られた熱延鋼板は、公知の条件で冷間圧延すればよい。

《焼鈍工程》
冷間圧延後は、次の条件で焼鈍することが推奨される。

即ち、冷間圧延して得られた鋼板は、Ａ₃点（フェライト−オーステナイト変態温度）〜「Ａ₃点＋７０℃」の温度域で３０〜１２００秒間保持した後（以下、加熱保持温度をＴ１、加熱保持時間をｔ１という）、平均冷却速度５℃／秒以上で「Ｍｓ点（マルテンサイト変態開始温度）−２００℃」〜Ｂｓ点（ベイナイト変態開始温度）の温度域（以下、到達温度をＴｏという）まで冷却し、この温度域（Ｔｏ）で９０〜３６００秒間加熱保持（以下、加熱保持時間をｔ２という）することが堆奨される。

上記温度Ｔ１が「Ａ₃点＋７０℃」を超えるか、時間ｔ１が１２００秒を超えると、オーステナイト粒が成長し、冷延鋼板に通常要求される加工性（例えば、伸びフランジ性）が劣化する傾向がある。また、温度Ｔ１を高温にすることや、時間ｔ１を長時間化することは、生産性を低下させる原因となる。上記時間ｔ１は、好ましくは６００秒以下、より好ましくは３６０秒以下である。

上記温度Ｔ１がＡ₃点の温度を下回ると、ベイニティックフェライト組織が得られ難いため、高強度と良好な加工性を両立することが難しくなる。

上記時間ｔ１が３０秒を下回ると、鋼板組織のオーステナイト化が充分行われず、セメンタイトやその他の合金炭化物が残存してしまい、高強度と加工性を両立することが難しくなる。上記時間ｔ１は、好ましくは６０秒以上、より好ましくは９０秒以上である。

上記温度Ｔ１で時間ｔ１保持した後は、上記温度Ｔｏまでを平均冷却速度は５℃／秒以上で冷却することが好ましい。冷却時にパーライト変態領域を避けてパーライトの生成を防止するためである。この平均冷却速度は大きいほどよく、より好ましくは７℃／秒以上、更に好ましくは１０℃／秒以上である。

上記平均冷却速度で冷却するときの到達温度域（Ｔｏ）は、「Ｍｓ点（マルテンサイト変態開始温度）−２００℃」〜Ｂｓ点（ベイナイト変態開始温度）とすることが好ましい。上記温度ＴｏがＢｓ点の温度を超えると、パーライトが多量に生成し、ベイニティックフェライト組織を充分に確保できないため、強度が低下することがある。一方、上記温度Ｔｏが「Ｍｓ点−２００℃」を下回ると、残留オーステナイトの生成量が減少するため、加工性が劣化することがある。

上記温度Ｔｏでの加熱保持時間（ｔ２）は９０〜３６００秒間とすることが好ましい。

上記時間ｔ２が３６００秒を超えると、ベイニティックフェライトの転位密度が小さくなり、更には残留オーステナイトが得られ難くなり、加工性を改善できないことがある。その上、時間を長くすることは、生産性の観点からも不利になる。上記時間ｔ２は、より好ましくは２４００秒以下、更に好ましくは１２００秒以下である。

しかし上記時間ｔ２が９０秒を下回ると、鋼板組織の変態が充分に行われず、ベイニティックフェライト組織が得られ難いため、強度が低下することがある。上記時間ｔ２は、より好ましくは１２０秒以上、更に好ましくは１５０秒以上である。

上記温度Ｔｏで上記時間ｔ２保持した後は、常法に従って冷却すればよく、例えば、空冷、水冷、気水冷却等を行なって冷却すればよい。

上記焼鈍では、露点を−２０℃以上の通常の条件下で行うことができる。露点が−２０℃を下回ると（−２０℃よりも更に低温になると）、鋼板表面にＳｉ酸化物およびＭｎ酸化物が生成し易くなり、化成処理性が劣化する。上記露点は、より好ましくは−１５℃以上とすればよい。

《酸洗工程》
上記焼鈍を行なった後は、適切な条件で酸洗することが重要である。即ち、本発明では、上述したように、熱間圧延後、冷間圧延前に所定の酸洗を行なって表面状態を適切に制御しているが、それでも更なる焼鈍によって鋼板表面が酸化し、Ｓｉ基酸化物やＭｎ基酸化物が生成する。従って焼鈍後においても適切な条件で酸洗することが重要となる。

上記酸洗は、焼入れ後に行なえばよいが、焼入れ後、酸洗を行なうことなく焼戻しを行い、その後に酸洗を行ってもよい。また、焼入れ後に酸洗を行い、更に焼戻しした後にも酸洗してもよい。

具体的には、酸洗液として濃度が１０〜３０質量％（好ましくは１０〜２０質量％）の塩酸または濃度が１０〜３０質量％（好ましくは１０〜２０質量％）の硫酸を用い、酸洗液の液温が５０〜１００℃（好ましくは６０〜９０℃）、酸洗時間が５〜６０秒（５〜３０秒）の範囲内において、鋼板に含まれるＳｉ量およびＭｎ量を考慮して酸洗条件を適宜設定すればよい。この酸洗条件は、熱間圧延後、冷間圧延前に行なった酸洗条件とおおむね重複しているが、酸洗時間は熱間圧延後、冷間圧延前の酸洗時間（６０〜３００秒）に比べて著しく短縮している。これは、熱間圧延後、冷間圧延前の酸洗によって鋼板の表面状態が適切に制御されているため、２回目となる焼鈍後の酸洗では、１回目の酸洗ほど過酷なものとする必要があまりないからである。一方、酸洗液として用いられる酸の濃度の下限値は１０質量％に引き上げている。

以下、熱間圧延後、冷間圧延前に行なった酸洗条件と異なっている点のみを説明する。

上記酸洗時間は、熱間圧延後、冷間圧延前に行なう酸洗時間よりも短縮し、５〜６０秒としている。酸洗時間が長過ぎると、Ｍｎ欠乏層まで除去されてしまい、化成処理性が劣化するからである。酸洗時間は、好ましくは３０秒以下とする。しかし酸洗時間が短過ぎるとＳｉ基酸化物およびＭｎ基酸化物を除去できない。従って酸洗時間は５秒以上、好ましくは１０秒以上とする。

上記塩酸または硫酸の濃度は、１０質量％以上とする。濃度が１０質量％を下回ると、地鉄の溶解速度が遅く、酸洗が不十分となり、Ｓｉ基酸化物やＭｎ基酸化物を除去できない。即ち、濃度の下限値を熱間圧延後の酸洗時に用いる酸濃度より高くした理由は、焼鈍時には鋼板表面に特にＳｉ系酸化物がフィルム状に生成するため、このフィルム状のＳｉ系酸化物を確実に除去するためである。酸の濃度は、好ましくは１２質量％以上である。

以上、製造方法について説明したが、具体的には、鋼板に含まれるＳｉ量およびＭｎ量に応じて、熱間圧延後、冷間圧延前における酸洗条件、および焼鈍後における酸洗条件を微調整することが好ましい。Ｓｉ量とＭｎ量のバランスによって鋼板表面の状態も変化し得、それによって適用される好適な酸洗条件も変化するためである。詳細には、例えば、以下のように制御することが推奨される。

［（ａ）Ｓｉがおおむね１．５％以上２．０％未満、Ｍｎがおおむね２．０％以上２．５％未満の場合］
鋼種Ａまたは鋼種Ｂを用いて行なった下記表２〜表５、表１４に示した条件を参考にして熱間圧延後、冷間圧延前における酸洗条件、および焼鈍後における酸洗条件を微調整すればよい。

即ち、下記表１に示した鋼種Ａと鋼種Ｂは、Ｓｉ量が１．６％程度、Ｍｎが２．１％程度であり、Ｓｉ量とＭｎ量が比較的少ない鋼種である。そのため下記表２〜表５から明らかなように、比較的緩やかな酸洗条件（即ち、酸洗液の濃度が低く、酸洗液の液温が低く、酸洗時間が短い場合）であってもＳｉ基酸化物を除去できるため、上記Ｓｉ_AVを３．０％以下に抑えることができる。逆に、こうした鋼種の場合は、酸洗条件を厳しくし過ぎると（即ち、酸洗液の濃度を高く、酸洗液の液温を高く、酸洗時間を長くすると）、過剰酸洗となり、鋼中のＭｎ量に対してＭｎ量が減少したＭｎ欠乏層が除去される。その結果、Ｍｎ率が７０％を超えてしまい、Ｐ比が小さくなり、化成処理性が劣化する。

［（ｂ）Ｓｉがおおむね２．０％以上、Ｍｎがおおむね２．５％以上の場合］
鋼種Ｃ〜鋼種Ｅを用いて行なった下記表６〜表１１、表１４、表１５に示した条件を参考にして熱間圧延後、冷間圧延前における酸洗条件、および焼鈍後における酸洗条件を微調整すればよい。

即ち、下記表１に示した鋼種Ｃ〜鋼種Ｅは、Ｓｉ量が２．２％前後、Ｍｎが２．７％前後であり、Ｓｉ量とＭｎ量が比較的多い鋼種である。そのため下記表６〜表１１から明らかなように、酸洗条件は比較的厳しく（即ち、酸洗液の濃度を高く、酸洗液の液温を高く、酸洗時間を長く）しなければ、鋼板表面におけるＳｉとＭｎの存在状態を最適化できないことが分かる。しかし、こうした鋼種であっても、酸洗条件を厳しくし過ぎると、過剰酸洗となり、鋼中のＭｎ量に対してＭｎ量が減少しているＭｎ欠乏層が除去される。その結果、Ｍｎ率が７０％を超えてしまい、Ｐ比が小さくなり、化成処理性が劣化する。

［（ｃ）Ｓｉがおおむね２．０％以上、Ｍｎがおおむね２．０％以上２．５％未満の場合］
鋼種Ｆを用いて行なった下記表１２、表１３に示した条件を参考にして熱間圧延後、冷間圧延前における酸洗条件、および焼鈍後における酸洗条件を微調整すればよい。

ところで、本発明の高強度冷延鋼板は、ＳｉとＭｎ以外にＡｌ等を含有している。Ｓｉ、Ｍｎ以外の元素のうち、鋼中に酸化物を形成する可能性がある元素としては、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｕが挙げられる。これらの元素のうち、Ｎｉ、Ｃｒ、ＣｕはＳｉやＭｎに比べ、酸化物生成自由エネルギーが低く、しかも鋼中に含まれる量は、ＳｉやＭｎに比べて１／１００程度より少ないため、酸洗性に影響を及ぼすとは考えていない。一方、ＡｌやＴｉの酸化物生成自由エネルギーは、ＳｉやＭｎの酸化物生成自由エネルギーと同定度であるが、ＡｌとＴｉは、鋼中に含まれる量が少ないため、酸洗性に悪影響を及ぼさないと考えている。

［（ｄ）Ｓｉがおおむね１．５％以上２．０％未満、Ｍｎがおおむね２．５％以上の場合］
Ｓｉを比較的少なく、Ｍｎを比較的多く含有する場合は、上記（ｂ）に示したように、Ｓｉを比較的多く、且つＭｎを比較的多く含有する鋼種と同様の条件を採用できると考えられる。従って、低Ｓｉ、高Ｍｎの場合は、鋼種Ｃ〜鋼種Ｅを用いて行った条件を参考にして熱間圧延後、冷間圧延前における酸洗条件、および焼鈍後における酸洗条件を微調整すればよい。

以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。

下記表１に示す鋼（残部は、鉄および不可避不純物。鋼種Ａ〜Ｆ）を転炉で溶製し、連続鋳造してスラブを製造した。得られたスラブを１０００〜１３００℃に加熱し、厚さが２．５ｍｍとなるように熱間圧延した。熱間圧延における仕上温度は８００〜９５０℃、巻取温度は５００〜７００℃とした。

熱間圧延後、酸洗してから、厚さが１．２ｍｍとなるように冷間圧延した。冷間圧延前の酸洗には濃度１０質量％の塩酸（液温は８０℃）を用いた。酸洗時間を下記表２〜表１５に示す。

冷間圧延後、連続焼鈍ラインにて８５０℃で約８０秒間保持して焼鈍を行い、水焼入れした後、焼き戻しを行なった。

焼鈍および焼き戻し時の雰囲気は、水素−窒素の混合ガス（水素濃度は３体積％）雰囲気とし、焼鈍時の露点を下記表２〜表１５に示す。

焼き戻しは、次の条件で行なった。
鋼種Ａ：２００℃で約１４０秒間保持
鋼種Ｂ：３００℃で約１４０秒間保持
鋼種Ｃ：３００℃で約２００秒間保持
鋼種Ｄ：２００℃で約１５０秒間保持
鋼種Ｅ：３００℃で約１８０秒間保持
鋼種Ｆ：２００℃で約２００秒間保持

次に、得られた鋼板の引張強さを測定した。その結果、いずれの鋼板も９８０〜１４７０ＭＰａの範囲であった。

次に、得られた鋼板から５０ｍｍ×５０ｍｍのサンプルを切り出し、濃度１０〜２０質量％の塩酸（６０〜９０℃）を用いて酸洗し、試験片を作成した。各試験片について、酸洗に用いた塩酸の濃度、塩酸の温度、および酸洗時間を下記表２〜表１５に示す。

次に、上記試験片について、表面から深さ０．５μｍまでの領域におけるＳｉ量の平均値（Ｓｉ_AV）、および表面からの深さが０．５μｍ位置におけるＭｎ量（Ｍｎ_0.5μｍ）を次の手順で測定し、測定結果を下記表２〜表１５に示す。また、鋼板（母材）のＭｎ量に対する鋼板表面からの深さが０．５μｍ位置におけるＭｎ量（Ｍｎ_0.5μｍ）の割合（Ｍｎ率）を算出し、下記表２〜表１５に併せて示す。

《Ｓｉ量およびＭｎ量の測定》
鋼板表面から深さ方向のＳｉ量およびＭｎ量は、ＧＤ−ＯＥＳ（リガク社製ＧＤＡ７５０）を用いて分析、定量した。即ち、上記試験片の表面を、Ａｒグロー放電領域内で高周波スパッタリングし、スパッタされるＳｉ元素およびＭｎ元素のＡｒプラズマ内における発光線を連続的に分光することによって鋼板の深さ方向におけるＳｉ量プロファイルおよびＭｎ量プロファイルを測定した。スパッタの具体的な条件は次の通りである。測定領域は、表面から深さ約１．０μｍ位置までとした。

《スパッタ条件》
パルススパッタ周波数 ：５０Ｈｚ
アノード径（分析面積）：直径６ｍｍ
放電電力 ：３０Ｗ
Ａｒガス圧 ：２．５ｈＰａ

次に、上記試験片に化成処理を施し、試験片の化成処理性を評価した。

《化成処理》
化成処理液としては、日本パーカライジング社製の化成処理液「パルボンドＬ３０２０」を用い、化成処理は、次の手順で行った。

脱脂（日本パーカライジング社製の脱脂液「ファインクリーナー」を用い、４５℃で１２０秒）→水洗（３０秒）→表面調整（日本パーカライジング社製の表面調整液「プレパレンＺ」に１５秒浸漬）→化成処理（上記化成処理液に４３℃で１２０秒浸漬）

試験片の化成処理性は、試験片表面を走査型電子顕微鏡で１５００倍で観察し、無作為に選択した１０視野についてリン酸塩結晶の付着状況を調べ、スケおよび粒径を評価すると共に、Ｘ線回折によりＰ比を評価し、これらの結果を総合して評価した。

《スケ》
スケとは、リン酸塩結晶が付着していない領域を意味し、下記の基準で評価した。
《スケの評価基準》
評価○：観察視野内の全面に、均一にリン酸塩結晶が生成（スケ無し）
評価△：１０視野中、５面積％以下のスケが認められた視野数が３以下
評価×：上記評価○、評価△以外

《粒径》
上記１０視野について、リン酸塩結晶の粒径（円相当直径）を測定した。観察視野内に認められるリン酸塩結晶のうち、大きなものから順に１０個選択し、その平均粒径に基づいて下記基準で評価した。
《粒径の評価基準》
評価○：平均粒径が４μｍ以下
評価△：平均粒径が４μｍ超、１０μｍ未満
評価×：平均粒径が１０μｍ以上

《Ｐ比》
上記試験片表面において、Ｘ線回折によりフォスフォフィライト（Ｐ：Ｐｈｏｓｐｈｏｐｈｙｌｉｔｅ）とホパイト（Ｈ：Ｈｏｐｅｉｔｅ）に相当するピークを測定し、その比［Ｐ／（Ｐ＋Ｈ）比。以下、Ｐ比という。］を算出した。Ｐ比の評価基準は次の通りである。なお、観察視野数は、上記１０視野のうち無作為に選択した５視野とし、平均値を算出した。
《Ｐ比の評価基準》
評価○：Ｐ比が０．９６以上
評価△：Ｐ比が０．８５以上、０．９６未満
評価×：Ｐ比が０．８５未満

《化成処理性》
鋼板の化成処理性は、上記スケ、粒径、およびＰ比の評価結果を総合し、次の基準で４段階評価した。総合評価が◎（最良）または○（良好）を本発明例とする。
《化成処理性の評価基準》
評価◎（最良）：スケ、粒径、およびＰ比の全てにおいて評価○
評価○（良好）：スケ、粒径、およびＰ比について、評価○と評価△が混在する
評価△（不良）：スケ、粒径、およびＰ比の全てにおいて評価△であるか、評価×を一つでも含んでいる
評価×（最悪）：スケ、粒径、およびＰ比の全てにおいて評価×

下記表６のＮｏ．１２４について、鋼板表面から深さ１．０μｍまでの領域のＳｉ量のプロファイルをＧＤ−ＯＥＳにより測定した結果を図２に示す。また、下記表６のＮｏ．１２４について、鋼板表面から深さ１．０μｍまでの領域のＭｎ量のプロファイルをＧＤ−ＯＥＳにより測定した結果を図３に示す。

下記表２〜表１５から次のように考察できる。

《鋼種Ａについて》
表２、表３に基づいて考察する。Ｎｏ．１は、焼鈍後の酸洗を行なっていない例であり、Ｓｉ_AVが３．０％超えており、Ｍｎ率が７０％を超えているため、化成処理性が劣化している。Ｎｏ．２、６に示した焼鈍後の酸洗条件は、鋼種Ａの成分組成においては酸洗不足となる条件であった。そのため、Ｓｉ_AVの値が３．０％を超えており、化成処理性が劣化している。

Ｎｏ．１２、１３、１６、１７、２５、２９、３２、３３、３７、４０、４１、４４、４５、４６〜４９に示した焼鈍後の酸洗条件は、鋼種Ａの成分組成においては、酸洗液の濃度が高過ぎるか、酸洗液の温度が高過ぎるか、酸洗時間が長過ぎるため、過剰酸洗となる条件であった。従って酸洗によってＭｎ欠乏層が除去されているため、Ｍｎ_0.5μｍが鋼板（母材）のＭｎ量に近づいている。その結果、鋼板の反応性が乏しくなり、化成処理性が劣化している。

表２、表３に示した結果のうち、上記以外はいずれも本発明で規定する要件を満足している例であり、化成処理性が良好である。

《鋼種Ｂについて》
表４、表５に基づいて考察する。Ｎｏ．５０は、焼鈍後の酸洗を行なっていない例であり、Ｓｉ_AVが３．０％超えており、Ｍｎ率が７０％を超えているため、化成処理性が劣化している。

Ｎｏ．５１、５２、５５、５６、５９に示した焼鈍後の酸洗条件は、鋼種Ｂの成分組成においては酸洗不足となる条件であった。そのため、Ｓｉ_AVの値が３．０％を超えており、化成処理性が劣化している。

Ｎｏ．６２、６５、６６、７４、７８、８１、８２、８６、８９、９０、９３〜９８に示した焼鈍後の酸洗条件は、鋼種Ｂの成分組成においては、酸洗液の濃度が高過ぎるか、酸洗液の温度が高過ぎるか、酸洗時間が長過ぎるため、過剰酸洗となる条件であった。従って酸洗によってＭｎ欠乏層が除去されているため、Ｍｎ_0.5μｍが鋼板（母材）のＭｎ量に近づいている。その結果、Ｍｎ率が７０％を超えて鋼板の反応性が乏しくなり、化成処理性が劣化している。

表４、表５に示した結果のうち、上記以外はいずれも本発明で規定する要件を満足している例であり、化成処理性が良好である。

《鋼種Ｃについて》
表６、表７に基づいて考察する。Ｎｏ．９９は、焼鈍後の酸洗を行なっていない例であり、Ｓｉ_AVが３．０％超えており、Ｍｎ率が７０％を超えているため、化成処理性が劣化している。

Ｎｏ．１００〜１０２、１０４、１０５、１０８、１１６、１２０、１３２に示した焼鈍後の酸洗条件は、鋼種Ｃの成分組成においては酸洗不足となる条件であった。そのため、Ｓｉ_AVの値が３．０％を超えており、化成処理性が劣化している。

Ｎｏ．１１４、１１５、１２９〜１３１、１３４、１３５、１３８、１３９、１４１、１４３、１４５〜１４７に示した焼鈍後の酸洗条件は、鋼種Ｃの成分組成においては、酸洗液の濃度が高過ぎるか、酸洗液の温度が高過ぎるか、酸洗時間が長過ぎるため、過剰酸洗となる条件であった。従って酸洗によってＭｎ欠乏層が除去されているため、Ｍｎ_0.5μｍが鋼板（母材）のＭｎ量に近づいている。その結果、Ｍｎ率が７０％を超えて鋼板の反応性が乏しくなり、化成処理性が劣化している。

表６、表７に示した結果のうち、上記以外はいずれも本発明で規定する要件を満足している例であり、化成処理性が良好である。

《鋼種Ｄについて》
表８、表９に基づいて考察する。Ｎｏ．１４８は、焼鈍後の酸洗を行なっていない例であり、Ｓｉ_AVが３．０％超えており、Ｍｎ率が７０％を超えているため、化成処理性が劣化している。

Ｎｏ．１４９〜１５８、１６１、１６５、１６６、１６９、１７０、１７７、１８１、１８２、１８５、１８６、１８９、１９３に示した焼鈍後の酸洗条件は、鋼種Ｄの成分組成においては酸洗不足となる条件であった。そのため、Ｓｉ_AVの値が３．０％を超えており、化成処理性が劣化している。

Ｎｏ．１６３、１６４、１７９、１８０、１８８、１９２、１９５、１９６に示した焼鈍後の酸洗条件は、鋼種Ｄの成分組成においては、酸洗液の濃度が高過ぎるか、酸洗液の温度が高過ぎるか、酸洗時間が長過ぎるため、過剰酸洗となる条件であった。従って酸洗によってＭｎ欠乏層が除去されているため、Ｍｎ_0.5μｍが鋼板（母材）のＭｎ量に近づいている。その結果、Ｍｎ率が７０％を超えて鋼板の反応性が乏しくなり、化成処理性が劣化している。

表８、表９に示した結果のうち、上記以外はいずれも本発明で規定する要件を満足している例であり、化成処理性が良好である。

《鋼種Ｅについて》
表１０、表１１に基づいて考察する。Ｎｏ．１９７は、焼鈍後の酸洗を行なっていない例であり、Ｓｉ_AVが３．０％超えており、Ｍｎ率が７０％を超えているため、化成処理性が劣化している。

Ｎｏ．１９８〜２００、２０２、２０３、２０６、２１４、２１８、２３０に示した焼鈍後の酸洗条件は、鋼種Ｅの成分組成においては酸洗不足となる条件であった。そのため、Ｓｉ_AVの値が３．０％を超えており、化成処理性が劣化している。

Ｎｏ．２１２、２１３、２２７〜２２９、２３２、２３３、２３６、２３７、２３９〜２４１、２４３〜２４５に示した焼鈍後の酸洗条件は、鋼種Ｅの成分組成においては、酸洗液の濃度が高過ぎるか、酸洗液の温度が高過ぎるか、酸洗時間が長過ぎるため、過剰酸洗となる条件であった。従って酸洗によってＭｎ欠乏層が除去されているため、Ｍｎ_0.5μｍが鋼板（母材）のＭｎ量に近づいている。その結果、Ｍｎ率が７０％を超えて鋼板の反応性が乏しくなり、化成処理性が劣化している。

表１０、表１１に示した結果のうち、上記以外はいずれも本発明で規定する要件を満足している例であり、化成処理性が良好である。

《鋼種Ｆについて》
表１２、表１３に基づいて考察する。Ｎｏ．２４６は、焼鈍後の酸洗を行なっていない例であり、Ｓｉ_AVが３．０％超えており、Ｍｎ率が７０％を超えているため、化成処理性が劣化している。

Ｎｏ．２４７〜２５６、２５６、２６３、２６４、２６７、２６８、２７５、２７９、２８０、２８３、２８４、２８７、２９１に示した焼鈍後の酸洗条件は、鋼種Ｆの成分組成においては酸洗不足となる条件であった。そのため、Ｓｉ_AVの値が３．０％を超えており、化成処理性が劣化している。

Ｎｏ．２６１、２６２、２７７、２７８、２８６、２９０、２９３、２９４に示した焼鈍後の酸洗条件は、鋼種Ｆの成分組成においては、酸洗液の濃度が高過ぎるか、酸洗液の温度が高過ぎるか、酸洗時間が長過ぎるため、過剰酸洗となる条件であった。従って酸洗によってＭｎ欠乏層が除去されているため、Ｍｎ_0.5μｍが鋼板（母材）のＭｎ量に近づいている。その結果、Ｍｎ率が７０％を超えて鋼板の反応性が乏しくなり、化成処理性が劣化している。

表１２、表１３に示した結果のうち、上記以外はいずれも本発明で規定する要件を満足している例であり、化成処理性が良好である。

次に、下記表１４および下記表１５に基づいて考察する。Ｎｏ．２９５〜３０６は表１に示した鋼種Ｂ、Ｎｏ．３０７〜３１８は表１に示した鋼種Ｃ、Ｎｏ．３１９〜３３０は表１に示した鋼種Ｄを夫々用い、熱間圧延後、冷間圧延前における酸洗時間を１０〜３００秒の範囲で変化させたときの結果を示している。なお、鋼種Ｂを用いたときの焼鈍時の露点は−１０℃、鋼種Ｃ、鋼種Ｄを用いたときの焼鈍時の露点は−１２℃に設定している。

下記表１４および下記表１５から明らかなように、酸洗時間が短い場合には、酸洗不足となり、Ｓｉ_AV値が３．０％を超えることが分かる。従って、鋼板の化成処理性を改善できていない。

Claims (3)

1. 質量％で、
   Ｓｉ：１．５％以上、
   Ｍｎ：２．０％以上を含有する高強度冷延鋼板であって、
   鋼板表面から深さ０．５μｍまでの領域におけるＳｉ量の平均値が３．０％以下（０％を含まない）で、且つ
   鋼板表面からの深さが０．５μｍ位置におけるＭｎ量が、前記鋼板のＭｎ量の７０％以下（０％を含まない）であることを特徴とする化成処理性に優れた高強度冷延鋼板。
2. 前記鋼板が、更に他の元素として、
   Ｃ ：０．１０〜０．２０％および
   Ａｌ：０．５％以下（０％を含まない）を含有する請求項１に記載の高強度冷延鋼板。
3. 前記鋼板が、更に他の元素として、
   Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない）、
   Ｎｉ：１．０％以下（０％を含まない）、
   Ｃｒ：１．０％以下（０％を含まない）、
   Ｔｉ：１．０％以下（０％を含まない）、
   Ｎｂ：０．１％以下（０％を含まない）、
   Ｖ ：０．１％以下（０％を含まない）、
   Ｂ ：０．００２％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも１種の元素を含むものである請求項１または２に記載の高強度冷延鋼板。

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