(57)【要約】【課題】リン酸塩処理性に優れた冷延鋼板を提供する。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０００５〜０．３％、Ｓｉ：３％以下、Ｍｎ：３％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．００１〜０．０３％、Ｔｉ：０．００１〜０．１％、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｎ：０．００５％以下を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有し、表裏面において、Ｘ線回折強度比ｒ｛１１０｝が、０．９０以上であることを特徴とする冷延鋼板とする。【選択図】図１
2017057430.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０００５〜０．３％、Ｓｉ：３％以下、Ｍｎ：３％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．００１〜０．０３％、Ｔｉ：０．００１〜０．１％、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｎ：０．００５％以下を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有し、
表裏面において、下記式（１）で表すＸ線回折強度比ｒ｛１１０｝が、０．９０以上、かつ下記式（２）で表すＸ線回折強度比ｒαが、０．６以上であることを特徴とする冷延鋼板。
【数１】
2017057430.tif 000008
ただし、Ｉα｛１１０｝、Ｉα｛２００｝、Ｉα｛２２２｝は、鋼板表面に平行なα−Ｆｅ相の｛１１０｝面、｛２００｝面、｛２２２｝面のＸ線回折強度である。
【数２】
2017057430.tif 000009
ただし、Ｉα｛１１０｝、Ｉγ｛１１１｝、Ｉα’｛１１０｝、Ｉε｛１０１｝は、それぞれ、鋼板表面に平行なα−Ｆｅ相の｛１１０｝面、γ−Ｆｅ相の｛１１１｝面、α’−Ｆｅ相の｛１１０｝面、ε−Ｆｅ相の｛１０１｝面のＸ線回折強度である。
【請求項２】
上記成分組成に加えてさらに、質量％でＶ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｕ：０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｎｂ：０．５％以下、Ｓｎ：０．１％以下、Ｓｂ：０．１％以下、Ｂ：０．０１％以下のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の冷延鋼板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、リン酸塩処理性に優れた冷延鋼板に関する。
【背景技術】
【０００２】
自動車用あるいは家庭用電気機器に広く使用される冷延鋼板は、塗装処理が施された常態で使用されることが多く、上記塗装処理の前処理としてリン酸塩処理が行われる場合が多い。
【０００３】
上記リン酸塩処理は、リン酸塩結晶を鋼板表面に析出・付着させることにより、その上に塗装を施した際の、塗料密着性と耐食性を向上させる。
【０００４】
リン酸塩結晶の析出機構は、鋼板表面のアノード部において鉄が溶液中に溶出し、カソード部において水素イオン還元反応がおこってｐＨが上昇し、カソード部にリン酸塩結晶が析出・成長する機構であると理解されている。
【０００５】
リン酸塩処理性は、リン酸塩結晶の析出密度や結晶形態、結晶サイズの観点から評価されており、リン酸塩結晶が短時間で均一に鋼板表面を被覆し、緻密かつ微細な結晶形態であることをもって、リン酸塩処理性が優れていると評価される。
【０００６】
リン酸塩処理性を向上させる技術として、大きく分けて２つの考え方がある。１つ目は、リン酸塩結晶が生成しやすいサイトを形成させる方法である。特許文献１に記載の方法では、リン酸塩結晶の生成サイトとなるセメンタイトを析出させて、リン酸塩処理性を向上させる技術が提案されている。また、特許文献２〜５では、鋼板表面に微量の金属（Ｚｎ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｗ）、あるいはＦｅ−Ｎｉ合金を析出させ、これらをカソード部あるいはアノード部としてリン酸塩結晶の析出を促進、リン酸塩処理性を向上させる技術が提案されている。また、鋼板表面にＳ化合物を付着させてリン酸塩処理性や塗装後耐食性を向上させる技術も提案されている。特許文献６には、連続焼鈍前に、鋼板表面にＳ化合物を付着させることで、リン酸塩処理性を改善した極低炭素冷延鋼板の製造方法が提案されている。
【０００７】
２つ目は、リン酸塩結晶の形成を阻害する物質を、表面から除去する方法である。鋼板表面に防錆油やグラファイト、Ｓｉ含有酸化物等の不純物が存在する場合には、リン酸塩結晶の形成が抑制され、リン酸塩処理性が低下する。特許文献７には、冷間圧延後、連続焼鈍した冷延鋼板を硝酸と塩酸を混合した酸洗液で酸洗して表面不純物を除去し、酸洗により生成する鉄系酸化物の生成を抑えた冷延鋼板の製造方法、冷延鋼板および自動車部材が提案されている。特許文献８には、電解により表面汚染物質を除去後、鋼板表面にＳ化合物を吸着させることで、リン酸塩処理性および塗装後耐食性を改善した冷延鋼板およびその製造方法が提案されている。
【０００８】
また、リン酸塩形成に有利な、鋼板表面組織を利用する技術も提案されている。非特許文献１には、リン酸塩反応の優先方位はα−Ｆｅ｛１１１｝面であり、同一鋼種であれば冷延鋼板表面の｛１１１｝面Ｘ線回折強度が高いものほどリン酸塩処理性が高くなることが報告されている。また、特許文献９には、高い歪みを有した未再結晶粒である｛１００｝面の鋼板表面での面積比率が高い冷延鋼板でリン酸塩処理性が良好となることが提案されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００９】
【特許文献１】特許第３４２８３１８号公報
【特許文献２】特公昭６２−３０２６４号公報
【特許文献３】特公昭５８−３７３９１号公報
【特許文献４】特開昭５６−１１６８８８号公報
【特許文献５】特開昭６１−１１３７８７号公報
【特許文献６】特公平３−６８９５１号公報
【特許文献７】特開２０１２−１３２０９３号公報
【特許文献８】特公昭６１−４１９９０号公報
【特許文献９】特開２０１２−１２６７２号公報
【非特許文献】
【００１０】
【非特許文献１】鉄と鋼、第５９年（１９７３）第１４号、ｐ．１９８４
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１１】
特許文献１に記載の方法では、鋼中Ｃ量の少ない極低炭鋼においては、十分な量のセメンタイトが析出しないため、応用することはできない。
【００１２】
また、特許文献２〜９の方法においては、リン酸塩処理に先駆けて前処理工程が必要となり、前処理設備の設置や維持にコストがかかることに加えて、前処理に多くの化学薬品を使用するため、環境負荷が増大するという問題もある。
【００１３】
非特許文献１や特許文献９に記載の方法によれば、リン酸塩結晶の優先方位であるα−Ｆｅ｛１１１｝面、あるいは｛１００｝面を、鋼板表面に優勢的に配向することにより、リン酸塩処理性の向上が可能としている。しかしながら、これら文献間においては、優先方位が相反している。また、特許文献９に記載の方法によれば、リン酸塩結晶性を向上させる｛１００｝配向した未再結晶粒が表面に占める量を、｛１００｝面Ｘ線回折のランダム強度比によって規定しているが、この手法ではリン酸塩処理性向上に寄与しない再結晶した｛１１０｝面結晶粒も含まれる。すなわち、上記ランダム強度比によって、必ずしもリン酸塩処理性に優れた冷延鋼板を規定することはできないという問題もある。
【００１４】
本発明は、上記に鑑みてなされたものであって、リン酸塩処理性に優れた冷延鋼板を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１５】
本発明者らは、上記課題を解決するために、鋼板表面に存在するα−Ｆｅ相の結晶方位とリン酸塩結晶形成の関係を、鋭意研究した。その結果、リン酸塩結晶の好ましい優先方位は、α−Ｆｅ｛１１１｝面、｛１００｝面のいずれでもなく、｛１１０｝面であることを新たに見出し、鋼板表面にα−Ｆｅ｛１１０｝面を優勢的に配することにより、リン酸塩処理性に優れた冷延鋼板を提供することが可能になることを見出した。より具体的には本発明は以下のものを提供する。
【００１６】
［１］質量％で、Ｃ：０．０００５〜０．３％、Ｓｉ：３％以下、Ｍｎ：３％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．００１〜０．０３％、Ｔｉ：０．００１〜０．１％、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｎ：０．００５％以下を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有し、表裏面において、下記式（１）で表すＸ線回折強度比ｒ｛１１０｝が、０．９０以上、かつ下記式（２）で表すＸ線回折強度比ｒαが、０．６以上であることを特徴とする冷延鋼板。
【００１７】
【数１】
2017057430.tif 000003
【００１８】
ただし、Ｉα｛１１０｝、Ｉα｛２００｝、Ｉα｛２２２｝は、鋼板表面に平行なα−Ｆｅ相の｛１１０｝面、｛２００｝面、｛２２２｝面のＸ線回折強度である。
【００１９】
【数２】
2017057430.tif 000004
【００２０】
ただし、Ｉα｛１１０｝、Ｉγ｛１１１｝、Ｉα’｛１１０｝、Ｉε｛１０１｝は、それぞれ、鋼板表面に平行なα−Ｆｅ相の｛１１０｝面、γ−Ｆｅ相の｛１１１｝面、α’−Ｆｅ相の｛１１０｝面、ε−Ｆｅ相の｛１０１｝面のＸ線回折強度である。
【００２１】
［２］上記成分組成に加えてさらに、質量％でＶ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｕ：０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｎｂ：０．５％以下、Ｓｎ：０．１％以下、Ｓｂ：０．１％以下、Ｂ：０．０１％以下のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする［１］に記載の冷延鋼板。
【発明の効果】
【００２２】
本発明によれば、鋼板表面にα−Ｆｅ｛１１０｝面を優勢的に配するため、複雑な前処理を施すことなく、リン酸塩処理性に優れた冷延鋼板を得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【００２３】
【図１】図１は、鋼板表面の結晶粒がランダム配向したα−Ｆｅ単相からなる極低炭鋼表面のリン酸塩処理初期段階における、リン酸塩結晶生成密度と結晶方位の関係を示す図である。
【図２】図２は、Ｘ線回折強度比ｒ｛１１０｝が０．９３である冷延鋼板Ａの、リン酸塩処理初期段階における鋼板表面の反射電子像を示す図である。
【図３】図３は、Ｘ線回折強度比ｒ｛１１０｝が０．６３である冷延鋼板Ｂの、リン酸塩処理初期段階における鋼板表面の反射電子像を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００２４】
以下、図面を参照して、本発明の一実施形態を詳細に説明する。なお、この実施の形態により本発明が限定されるものではない。
【００２５】
まず、鋼板表面の結晶粒ができるだけランダムに配向したα−Ｆｅ単層からなる極低炭鋼（Ｃ含有量が０．０３％以下）を用いて、極短時間リン酸塩処理を施し、リン酸塩初期過程における、表面の結晶方位とリン酸塩結晶生成量の関係を調査した。
【００２６】
鋼板組成が質量％で、Ｃ：０．０２％、Ｓｉ：０．０１％、Ｍｎ：０．１８％、Ｐ：０．０１％、Ｓ：０．００１％、Ｔｉ：０．００１％、Ａｌ：０．０３％、Ｎ：０．００２％からなる焼鈍後の冷延鋼板を、１０ｍｍ角サイズに切り出し、耐水ペーパーで研磨後、ダイヤモンド研磨し、コロイダルシリカ仕上げで機械研磨した。さらに、機械研磨時に発生した歪みや残留研磨剤を除去するため、イオン研磨装置（日本電子社製、ＩＢ−０９０１０ＣＰ）で、加速電圧５ｋＶ、イオン入射角度３°、回転あり、の条件下で、５分間処理したものを試料片とした。
【００２７】
この試料片の中心１００μｍ角の領域の方位マッピング像を、日本電子社製の走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）：ＪＳＭ−７００１Ｆに搭載した後方散乱電子回折（ＥＢＳＤ）装置（ＴＳＬ社製ＯＩＭ  ＤｉｇｉＶｉｅｗ  ＩＩＩ）で、加速電圧１５ｋＶ、０．２μｍ間隔で測定した。その後、方位マッピング像測定によって鋼板表面に付着したコンタミネーションを除去するため、再度、イオン研磨装置で、加速電圧５ｋＶ、イオン入射角度３°、回転ありの条件下で、２分間処理した。
【００２８】
この試料片に、日本パーカライジング社製の表面調整剤：ＰＬ−Ｘとリン酸塩処理剤：パルボンドＰＢ−Ｌ３０６５を用いて、下記の条件下でリン酸塩処理を施した。
【００２９】
＜リン酸塩処理初期過程評価の条件＞
（１）表面調整工程：試料片を、ｐＨ９．５、処理温度室温、処理時間２０秒の条件で、表面調整剤に浸漬することで表面調整した。
（２）リン酸塩処理工程：表面調整後の試料片を、リン酸塩処理液の温度３５℃、処理時間５秒の条件で、処理液に浸漬することでリン酸塩処理した。
（３）洗浄工程：リン酸塩処理後の試料片を、水道水流水で３０秒、蒸留水溜水で１０秒の条件で、水道水流水に浸漬した後、蒸留水溜水に浸漬することで洗浄した。
（４）乾燥工程：熱風乾燥機で表面の水滴がなくなるまで、洗浄工程後の試料片を乾燥した。
【００３０】
さらに、リン酸塩処理後の試料片の、処理前に撮影した方位マッピング像と同一場所を、Ｃａｒｌ  Ｚｅｉｓｓ社製のＳＥＭ装置：Σｉｇｍａで、加速電圧５ｋＶで反射電子像を撮影した。
【００３１】
図１は、リン酸塩処理前後に撮影した方位マッピング像と反射電子像を重ね合わせて表示した図である。図１において｛１１０｝で表すα−Ｆｅ相の｛１１０｝面上に、細粒状に観察されるリン酸塩結晶が高密度に生成した。
【００３２】
一方で、図１において｛１１１｝や｛１００｝で示されるα−Ｆｅ相の｛１１１｝面やα−Ｆｅ相の｛１００｝面上には、α−Ｆｅ相の｛１１０｝面と比較して、リン酸塩結晶はあまり生成しなかった。このように、本発明の特徴の１つは、多くの方位の中から、α−Ｆｅ相の｛１１０｝面が好ましい優先方位であることを見出した点にある。
【００３３】
以上の結果から、リン酸塩結晶の優先方位は、α−Ｆｅ｛１１０｝面であることが明らかである。
【００３４】
鋼板組成が質量％で、Ｃ：０．０２％、Ｓｉ：０．０１％、Ｍｎ：０．１８％、Ｐ：０．０１％、Ｓ：０．００１％、Ｔｉ：０．００１％、Ａｌ：０．０３％、Ｎ：０．００２％からなり、冷間圧延率、歪取り焼鈍温度、及び焼鈍時間を変化させた冷延鋼板ＡおよびＢを準備した。
【００３５】
これらの冷延鋼板から試験片を切り出し、リガク社製Ｘ線回折装置：ＳｍａｒｔＬａｂで、入射Ｘ線をＣｕ  Ｋα線とし、試料を面内回転させた状態でθ／２θ法でα−Ｆｅ相の｛１１０｝面、｛２００｝面、｛２２２｝面の回折強度を測定し、これらの強度から、下記式（１）によって求められるＸ線回折強度比ｒ｛１１０｝を算出したところ、冷延鋼板ＡおよびＢのｒ｛１１０｝は、それぞれ０．９３および０．６３であった。
【００３６】
【数３】
2017057430.tif 000005
【００３７】
このｒ｛１１０｝の値が大きいほど、｛１１０｝面が優勢配向していることをあらわしている。なお、各ピークの強度は、バックグラウンドを線形近似で除去し、Ｖｏｉｇｔ関数でフィッティングしたときの積分強度を用いた。
【００３８】
冷延鋼板ＡおよびＢを、１０ｍｍ角サイズに切り出し、耐水ペーパーで研磨後、ダイヤモンド研磨し、コロイダルシリカ仕上げで機械研磨し、イオン研磨装置（日本電子社製、ＩＢ−０９０１０ＣＰ）で、加速電圧５ｋＶ、イオン入射角度３°、回転あり、の条件下で、５分間処理した。
【００３９】
さらに、日本パーカライジング社製の表面調整剤：ＰＬ−Ｘと化成処理剤：パルボンドＰＢ−Ｌ３０６５を用いて、上記「リン酸塩処理初期過程評価の条件」でリン酸塩処理を施した。
【００４０】
上記、リン酸塩処理を施した試料表面の反射電子像を、Ｃａｒｌ  Ｚｅｉｓｓ社製のＳＥＭ装置：Σｉｇｍａで、加速電圧５ｋＶで観察した。図２および図３は、それぞれ、冷延鋼板ＡおよびＢの反射電子像の代表的な結果を示した図である。α−Ｆｅ｛１１０｝面が優勢的に配向した冷延鋼板Ａの表面には、黒色細粒状に観察されるリン酸塩結晶が、処理時間５秒と非常に短時間でも高密度に形成されたのに対し、｛１１０｝面があまり配向していない冷延鋼板Ｂの表面には、リン酸塩処理結晶が僅かにしか生成しなかった。
【００４１】
したがって、α−Ｆｅ｛１１０｝面を優勢的に配向することによってリン酸塩処理性が向上する。Ｘ線回折強度比ｒ｛１１０｝が０．９０以上であれば、鋼板表面に占める｛１１０｝面の面積比率が十分に高くなる。
【００４２】
α−Ｆｅ｛１１０｝面を優勢的に配向させる方法、即ち、Ｘ線回折強度比ｒ｛１１０｝を０．９０以上にする方法としては、例えば、８０％を超える強圧下率で冷間圧延、あるいは、繰返し冷間圧延を行ったのちに、歪取り焼鈍して一次再結晶させる方法が知られている。また、冷間圧延と歪取り焼鈍を繰り返して二次再結晶による｛１１０｝集合組織の発達を促すという方法もある。
【００４３】
一方で、γ−Ｆｅ相およびマルテンサイト相（α’−Ｆｅ相、ε−Ｆｅ相）は、α−Ｆｅ相に比べてリン酸水溶液中への鉄の溶出が抑制されるため、α−Ｆｅ単相に比べてリン酸塩処理性に劣ることが知られている。したがって、リン酸塩処理性を確保するためには、鋼板表面に存在するα−Ｆｅ相の割合をある一定量以上にする必要があり、下記式（２）で示されるＸ線回折強度比ｒαを、０．６以上とする。
【００４４】
【数４】
2017057430.tif 000006
【００４５】
ここで、Ｉα｛１１０｝、Ｉγ｛１１１｝、Ｉα’｛１１０｝、Ｉε｛１０１｝は、それぞれ、鋼板表面に平行なα−Ｆｅ相の｛１１０｝面、γ−Ｆｅ相の｛１１１｝面、α’−Ｆｅ相の｛１１０｝面、ε−Ｆｅ相の｛１０１｝面のＸ線回折強度である。
【００４６】
Ｘ線回折強度比ｒαを、０．６以上にするための方法としては、焼鈍後に徐冷する方法が挙げられる。
【００４７】
また、鋼中に、ＳｂやＳｎを微量に添加することによっても｛１１０｝面の配向性を高くすることができる。
【００４８】
続いて、本発明の成分組成について説明する。本発明の冷延鋼板の成分組成は、質量％で、Ｃ：０．０００５〜０．３％、Ｓｉ：３％以下、Ｍｎ：３％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．００３〜０．０３％、Ｔｉ：０．００１〜０．１％、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｎ：０．００５％以下を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。以下、各成分について説明する。以下の説明において成分の含有量を表す「％」は「質量％」を意味する。
【００４９】
Ｃ：０．０００５〜０．３％
Ｃは、固溶強化元素であり、強度の上昇に寄与する。Ｃ含有量が０．０００５％未満では、結晶粒径が著しく粗大化して強度が大きく低下する傾向にある。また、脱炭コストの増大を招く。また、Ｃ含有量が０．３％を超えると溶接性が低下する傾向にある。よって、０．０００５％以上０．３％以下とする。
【００５０】
Ｓｉ：３％以下
Ｓｉは、加工性を大きく損なうことなく鋼の強度を高める効果（固溶強化能）が大きいため、鋼の高強度化を達成するのに有効な元素である。しかし、Ｓｉは、リン酸塩処理性や塗装後耐食性に悪影響を及ぼす元素でもある。Ｓｉを高強度達成手段として添加する場合には、０．５％以上の含有とすることが好ましい。一方、Ｓｉの含有量が３％を超えると、熱間圧延性や冷間圧延性が大きく低下し、生産性に悪影響を及ぼしたり、鋼板自体の延性の低下を招いたりする。よって、Ｓｉ含有量は３％以下とする。好ましくは０．５〜２．５％の範囲である。
【００５１】
Ｍｎ：３％以下
Ｍｎは、焼鈍時に表面に濃化して化成処理時の溶解性を助長する効果がある。この効果を得るためにはＭｎ含有量は０．１％以上が好ましい。また、固溶強化元素として鋼強度を増大させるため、所望の強度を得るためにＭｎを適宜添加することができる。一方で、過剰なＭｎ添加は加工性を阻害するため、Ｍｎ含有量は３％以下とする。
【００５２】
Ｐ：０．１％以下
Ｐは固溶強化元素であり、鋼の強化に有効であるが、０．１％を超えて過度に含有すると、熱間、冷間割れの原因となるばかりでなく、溶接不良を生じやすくなる。よって、Ｐ含有量は０．１％以下とする。
【００５３】
Ｓ：０．００３〜０．０３％
Ｓは不可避的不純物として鋼中に存在する。Ｓ含有量が０．０３％を超えると、鋼板製造時の熱間割れが生じ易くなるとともに、鋼中で介在物を形成して、加工性が著しく低下する。また、過度のＳ添加は、Ｔｉ硫化物の形成を促進し、固溶Ｔｉの減少につながる。よって、Ｓ含有量の上限を０．０３％とする。一方、Ｓ含有量は少ない方が好ましいが、０．００３％未満とするには脱硫コストが増大するので、０．００３％を下限とする。
【００５４】
Ｔｉ：０．００１〜０．１％
Ｔｉは、鋼中のＣ、Ｎ、Ｓを析出物として固定することにより、加工性向上効果を有する。０．００１％未満では、この効果を得ることができない。一方、Ｔｉ含有量が０．１％を超えると、それ以上の効果が望めないばかりでなく、鋼板内部に異常組織の形成を促進し、加工性が低下する。以上より、Ｔｉ含有量は０．００１％以上０．１％以下とする。
【００５５】
Ａｌ：０．００１〜０．１％
Ａｌは脱酸剤として添加する元素であり、Ａｌ含有量は０．００１％以上とすることが必要である。しかし、多量に添加してもより一層の脱酸効果は得られない。よって、上限は０．１％とする。
【００５６】
Ｎ：０．００５％以下
Ｎは、少ないほど加工性には有利であり、Ｎ含有量は少ないほど望ましい。また、Ｎ含有量が０．００５％を超えて、過剰になると、成形性を著しく低下させ、固溶Ｔｉ量も低下させる。よって、上限は０．００５％とする。
【００５７】
また、上記成分組成は、必要に応じて、質量％でＶ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｕ：０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｎｂ：０．５％以下、Ｓｎ：０．１％以下、Ｓｂ：０．１％以下、Ｂ：０．０１％以下のうちから選ばれる１種または２種以上を含有してもよい。
【００５８】
なお、Ｓｎ、Ｓｂはα−Ｆｅ｛１１０}面の配向を促すという効果があり、Ｓｎについては０．００１％以上、Ｓｂについては０．００１％以上にすることが好ましい。また、これらの元素の含有量の上限は、製造コストの観点から上記の通りである。
【００５９】
本発明の冷延鋼板は、上記成分以外の残部はＦｅおよび不可避的不純物である。ただし、本発明の作用効果を害しない範囲であれば、その他の成分の添加を拒むものではない。
【００６０】
続いて、本発明の冷延鋼板の製造方法について説明する。
【００６１】
先ず、上記成分組成を有する鋼を転炉、脱ガス処理等を経る通常の精練プロセスで溶製し、連続鋳造して鋼素材（スラブ）を得る。
【００６２】
次いで、このスラブを必要に応じて再加熱し、熱間圧延を行う。次いで、酸洗して、熱延鋼板上のスケールを除去し、冷間圧延を行う。
【００６３】
冷間圧延の圧下率はｒ｛１１０｝に影響を与える製造条件であり、実際に製造した場合にｒ｛１１０｝が範囲外の場合、予めｒ｛１１０｝が範囲外になることが予測される場合には、この圧下率により、ｒ｛１１０｝を所望の範囲に調整できる。具体的には、ｒ｛１１０｝が小さい場合には圧下率をより高くすれば、これらを所望の範囲に調整できる。
【００６４】
次いで、冷延鋼板を焼鈍する。焼鈍温度や焼鈍時間を調整することで、ｒ｛１１０｝を所望の範囲に調整することができる。ｒ｛１１０｝が低い場合には焼鈍温度をより高くし（高くしすぎることによる弊害が生じる場合には、上記冷間圧延の圧下率や焼鈍時間で調整することが好ましい）、焼鈍時間をより長くすることで、ｒ｛１１０｝を高め、ｒ｛１１０｝を所望の範囲に調整できる。また、ｒαが低い場合には、焼鈍での加熱後の冷却において、徐冷（より冷却速度を抑える条件）とすることで、ｒαを高め、ｒαを所望の範囲に調整できる。
【００６５】
また、上記の通り、冷間圧延と焼鈍を繰り返して、｛１１０｝集合組織の発達を促すこともできる。
【００６６】
上記焼鈍後、必要に応じて調質圧延を施すことができる。
【実施例】
【００６７】
表１に示す成分からなる鋼を転炉、脱ガス処理等を経る通常の精練プロセスで溶製し、連続鋳造して鋼素材（スラブ）とした。このスラブを、１１５０℃の温度に再加熱した後、仕上圧延終了温度を８８０℃とする熱間圧延し、５５０℃の温度でコイルに巻き取り、板厚が５ｍｍの熱延鋼板とし、次いで、これらの熱延鋼板を酸洗してスケールを除去した後、冷間圧延し、板厚が０．８ｍｍの冷延鋼板とした。次いで、これらの冷延鋼板を、連続焼鈍にて焼鈍温度が７８０℃、焼鈍時間が１２０秒の条件で焼鈍した後、調質圧延を行った。ただし、Ｎｏ．２については、焼鈍温度を低い条件として、化学成分（成分組成）が同じであるＮｏ．１との比較を行った。Ｎｏ．４については、冷間圧延の圧下率を低い条件として、化学成分（成分組成）が同じであるＮｏ．３との比較を行った。Ｎｏ．６については、焼鈍時間をより短時間として、化学成分（成分組成）が類似であるＮｏ．５との比較を行った。Ｎｏ．１０については、焼鈍温度をより低い条件として、化学成分（成分組成）が類似であるＮｏ．９との比較を行った。Ｎｏ．１２については、焼鈍における加熱後の冷却の冷却速度をより早くして、化学成分（成分組成）が類似であるＮｏ．１１との比較を行った。Ｎｏ．１６については、冷間圧延の圧下率を低い条件として、化学成分（成分組成）が同じであるＮｏ．１５との比較を行った。Ｎｏ．１９については、焼鈍時間をより短時間として、化学成分（成分組成）が同じであるＮｏ．１８との比較を行った。Ｎｏ．２０については、焼鈍における加熱後の冷却の冷却速度をより早くして、化学成分（成分組成）が同じであるＮｏ．１８との比較を行った。Ｎｏ．２２については、焼鈍における加熱後の冷却の冷却速度をより早くして、化学成分（成分組成）が同じであるＮｏ．２１との比較を行った。Ｎｏ．２３については、冷間圧延の圧下率を低い条件とするとともに、焼鈍における加熱後の冷却の冷却速度をより早くして、化学成分（成分組成）が同じであるＮｏ．２１との比較を行った。Ｎｏ．２８については、焼鈍温度をより低い条件として、化学成分（成分組成）が同じであるＮｏ２７との比較を行った。Ｎｏ．３０については、焼鈍温度を低い条件として、化学成分（成分組成）が同じであるＮｏ．２９との比較を行った。Ｎｏ．３５については、冷間圧延の圧下率を低い条件として、化学成分（成分組成）が同じであるＮｏ．３４との比較を行った。Ｎｏ．４０については、焼鈍温度をより低い条件として、化学成分（成分組成）が類似であるＮｏ３９との比較を行った。
【００６８】
上記の各冷延鋼板から試験片を採取し、下記条件でＸ線回折測定を行い、Ｘ線回折強度比ｒ｛１１０｝およびｒαを算出した後、リン酸塩処理を施した。また、リン酸塩処理を施した試験片を、下記条件で表面ＳＥＭ観察を行い、リン酸塩処理性を評価した。
【００６９】
（１）Ｘ線回折測定
上記各冷延鋼板から採取した試験片を、リガク社製Ｘ線回折装置：ＳｍａｒｔＬａｂで、Ｘ線回折測定し、Ｘ線回折強度比ｒ｛１１０｝およびｒαを算出した。
【００７０】
なお、各回折ピークの強度は、各ピーク±１°の点を結ぶ直線でバックグラウンドを近似して除去した後、各ピークをＶｏｉｇｔ関数でフィッティングしたときの積分強度を用いた。また、各ピーク±１°の範囲でこれらの範囲が重なる場合には、最も低角側のピークから−１°の点と、最も高角側のピークから＋１°の点を結ぶ直線でバックグラウンドを近似して除去した。
＜Ｘ線回折の測定条件＞
入射Ｘ線：Ｃｕ  Ｋα線
測定モード：θ／２θ法
試料回転：面内回転
測定角度範囲：４０〜１４５°
スキャン速度：１．５°／分
測定間隔：０．０５°
（２）リン酸塩処理条件
上記各冷延鋼板から採取した試験片に、日本パーカライジング社製の脱脂剤：ＦＣ−Ｅ２０１１、表面調整剤：ＰＬ−Ｘおよびリン酸塩処理剤：パルボンドＰＢ−Ｌ３０６５を用いて、下記の条件下で、リン酸塩処理を施した。
＜リン酸塩処性評価の条件＞
（ｉ）脱脂工程：処理温度  ４０°Ｃ、処理時間  １２０秒
（ｉｉ）スプレー脱脂、表面調整工程：ｐＨ  ９．５、処理温度室温、処理時間  ２０秒
（ｉｉｉ）リン酸塩処理工程：リン酸塩処理液の温度  ３５℃、処理時間  ９０秒
（ｉｖ）洗浄工程：水道水流水  ３０秒、蒸留水溜水  １０秒
（ｖ）乾燥工程：熱風乾燥機  表面の水滴がなくなるまで
（３）表面ＳＥＭ観察によるリン酸塩性評価
上記リン酸塩処理を施した各冷延鋼板を、Ｃａｒｌ  Ｚｅｉｓｓ社製のＳＥＭ装置：Σｉｇｍａで、加速電圧５ｋＶで反射電子像を撮影して、リン酸塩処理性を評価した。
【００７１】
各試料片における任意の５点を倍率１０００倍で観察し、リン酸塩結晶が鋼板の９８％以上に均一に形成していることをもって、リン酸塩処理性が良好であると判断した。
【００７２】
上記試験の結果を表１に併記した。この結果から、本発明に適合するＸ線回折強度比ｒ｛１１０｝≧０．９０、およびｒα≧０．６を満たす発明例の鋼板は、良好なリン酸塩処理性を示していることがわかる。一方、本発明のＸ線回折強度比ｒ｛１１０｝＜０．９０、あるいはｒα＜０．６となる比較例の鋼板は、いずれもリン酸塩処理性性に劣っていることがわかる。なお、上記の通り、表１には成分組成が範囲内でｒ｛１１０｝＜０．９０、ｒα＜０．６のものがあるが、これらは冷間圧延の圧下率や焼鈍条件によって範囲外になった。
【００７３】
【表１】
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【図１】
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【図２】
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【図３】
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