TWI488979B

TWI488979B - Cold-rolled steel sheet, zinc-based galvanized cold-rolled steel sheet, molten galvanized cold-rolled steel sheet, alloyed hot-dip galvanized cold-rolled steel sheet, and the like

Info

Publication number: TWI488979B
Application number: TW102127459A
Authority: TW
Inventors: Natsuko Sugiura; Shigeru Yonemura; Naoki Maruyama
Original assignee: Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp
Priority date: 2012-07-31
Filing date: 2013-07-31
Publication date: 2015-06-21
Also published as: MX2015001071A; PL2881483T3; KR20150029741A; KR101649456B1; CN104487603B; EP2881483B1; JP5582274B2; US20150203948A1; ES2756328T3; CN104487603A; IN2015DN00401A; TW201406969A; EP2881483A4; BR112015001475B1; EP2881483A1; MX365928B; JPWO2014021382A1; US9879336B2; BR112015001475A2; WO2014021382A1

Description

冷軋鋼板、鋅系電鍍冷軋鋼板、熔融鍍鋅冷軋鋼板、合金化熔融鍍鋅冷軋鋼板、及該等之製造方法

發明領域

本發明係有關於一種剛性及深拉延優越的冷軋鋼板、鋅系電鍍冷軋鋼板、熔融鍍鋅冷軋鋼板、合金化熔融鍍鋅冷軋鋼板、及該等之製造方法。

發明背景

在汽車領域，從改善燃料費用的觀點，車體輕量化的需求提高，從確保衝撞安全性的觀點，各種高強度鋼板係被應用在汽車組件。但是，即便使用組織強化、細粒化效果等的強化機構而使鋼材的降伏強度和拉伸強度提升，楊格模數係沒有變化。因此，為了輕量化而將鋼板的板厚薄化時，因為組件剛性降低，所以薄板化逐漸變為困難。

另一方面，通常，認為鐵的楊格模數係206GPa左右，但是藉由控制多結晶鐵的結晶方位(集合組織)，能夠提升特定方向的楊格模數。迄今為止，例如關於藉由提高在{112}<110>方位的集積度，來提高相對於輥軋方向為直角的方向(以下，稱為寬度方向)的楊格模數之鋼板，已進行許多發明。但是，因為{112}<110>方位係使輥軋方向及寬度方向的r值顯著降低之方位，而有深拉延展性顯著劣化之問題。又，因為輥軋45°方向之楊格模數係比通常的鋼板之楊格模數降低，只能應用在如框架組件等在一方向之長組件，而有以下的問題：無法應用在例如板組件、被要求如扭曲剛性之複數個方向的楊格模數之組件。

專利文獻1~4係任一者均有關於含有{112}<110>的方位群、或使含有{112}<110>的方位群發達之鋼板。專利文獻1~4係有關於藉由在寬度方向具有高楊格模數且使組件的特定方向與寬度方向一致，而能夠提升該方向的剛性之技術。但是，關於寬度方向的楊格模數以外，在專利文獻1~4的皆未記載。該等之中，專利文獻3係有關於謀求延展性與楊格模數並存之高強度鋼，但是關於深拉延展性係未記載。又，專利文獻4係有關於加工性指標之一之擴孔性及楊格模數優越的鋼板，但是關於深拉延展性係未記載。

又，本發明者等的一部分人，係揭示有關輥軋方向的高楊格模數之熱軋鋼板、冷軋鋼板及該等之製造方法(例如，參照專利文獻5、6)。該等專利文獻5、6係活用{110}<111>方位和{112}<111>方位而提高輥軋方向及輥軋直角方向的楊格模數之技術。但是，針對在該等各專利文獻所記載的鋼板，雖然關於擴孔性和延展性係有記載，但是關於深拉延展性係未敘述。

又，專利文獻7係揭示一種提高冷軋鋼板之輥軋方向及寬度方向的楊格模數之技術，但是關於深拉延展性係未記載。

又，專利文獻8係揭示一種使用極低碳鋼而提高楊格模數及深拉延展性之技術。但是，專利文獻8所記載的技術，係在Ar₃ ~Ar₃ +150℃以下的溫度範圍施行總軋縮量85%以上的輥軋等，有在輥軋機的負荷高之問題。又，在專利文獻8，因為45°方向的楊格模數係未必變高且發達的結晶方位亦不適當，所以未必能夠得到顯著的剛性。

先前技術文獻專利文獻

專利文獻1：日本特開2006-183130號公報

專利文獻2：日本特開2007-92128號公報

專利文獻3：日本特開2008-240125號公報

專利文獻4：日本特開2008-240123號公報

專利文獻5：日本特開2009-19265號公報

專利文獻6：日本特開2007-146275號公報

專利文獻7：日本特開2009-13478號公報

專利文獻8：日本特開平5-255804號公報

發明概要

本發明係鑒於上述問題而進行，其目的係提供一種相較於先前材料，能夠提高在任一方向的楊格模數之剛性及深拉延展性優越的冷軋鋼板、鋅系電鍍冷軋鋼板、熔融鍍鋅冷軋鋼板、合金化熔融鍍鋅冷軋鋼板、及該等之製造方法。

為了解決上述問題，本發明者等進行專心研究。該結果，得到以下的知識：在藉由減低C的添加量且添加Nb及Ti，來盡力減低固熔C量而成之鋼，在適當的範圍進一步添加Mn、P、B來使熱軋條件最佳化，能夠提升冷軋鋼板的剛性及深拉延展性。亦即，發現藉由採用上述條件，在隨後的冷軋及退火中提高楊格模數，而且，藉由使r值亦比較高的方位之{557}<9 16 5>發達之同時，使降低輥軋方向的楊格模數的方位之{332}<110>方位減低，能夠得到優越的剛性及深拉延展性。

如上述，本發明係一種剛性及深拉延展性優越的冷軋鋼板、鋅系電鍍冷軋鋼板、熔融鍍鋅冷軋鋼板、合金化熔融鍍鋅冷軋鋼板、及該等之製造方法，其要旨係如以下。

[1]一種冷軋鋼板，其係以質量%計，C：0.0005~0.0045%、Mn：0.80~2.50%、Ti：0.002~0.150%、B：0.0005~0.01%、Si：0~1.0%、Al：0~0.10%、Nb：0~0.040%、Mo：0~0.500%、Cr：0~3.000%、W：0~3.000%、 Cu：0~3.000%、Ni：0~3.000%、Ca：0~0.1000%、Rem：0~0.1000%、V：0~0.100%、P：0.15%以下、S：0.010%以下、及N：0.006%以下，並滿足下述(1)式，且剩餘部分為鐵及不純物；在板厚1/4厚度位置之{332}<110>方位的無規強度比(A)為3以下，{557}<9 16 5>方位的無規強度比(B)及{111}<112>方位的無規強度比(C)皆為7以上，並且滿足{(B)/(A)≧5}及{(B)>(C)}；0.07≦(Mn(mass%)-Mn*(mass%))/(B(ppm)-B*(ppm))≦0.2．．．．．(1)

在上述(1)式中，Mn*(mass%)=55S(mass%)/32

B*(ppm)=10(N(mass%)-14Ti(mass%)/48)/14×10000，Mn*<0、B*<0時，係將B*設為0。

[2]如[1]之冷軋鋼板，其中以質量%計，含有下述1種或2種元素：Si：0.01~1.0%、Al：0.010~0.10%。

[3]如[1]或[2]之冷軋鋼板，其以質量%計，含有：Nb：0.005~0.040%。

[4]如[1]至[3]項中任一項之冷軋鋼板，其以質量%計，含有下述1種或2種以上元素：Mo：0.005~0.500%、Cr.0.005~3.000%、W.0.005~3.000%、Cu：0.005~3.000%、Ni：0.005~3.000%。

[5]如[1]至[4]項中任一項之冷軋鋼板，其以質量%計，含有下述1種或2種以上元素：Ca：0.0005~0.1000%、Rem：0.0005~0.1000%、V：0.001~0.100%。

[6]如[1]至[5]項中任一項之冷軋鋼板，其輥軋直角方向的楊格模數為225GPa以上，輥軋方向及相對於輥軋方向為45°方向的楊格模數皆為206GPa以上，且平均r值為1.4以上。

[7]一種鋅系電鍍冷軋鋼板，係在如[1]至[6]項中任一項之冷軋鋼板的表面施行有鋅系電鍍者。

[8]一種熔融鍍鋅冷軋鋼板，係在如[1]至[6]項中任一項之冷軋鋼板的表面施行有熔融鍍鋅者。

[9]一種合金化熔融鍍鋅冷軋鋼板，係在如[1]至[6]項中任一項之冷軋鋼板的表面施行有合金化熔融鍍鋅者。

[10]一種冷軋鋼板的製造方法，係將以質量%計：C：0.0005~0.0045%、Mn：0.80~2.50%、Ti：0.002~0.150%、B：0.0005~0.01%、Si：0~1.0%、Al：0~0.10%、Nb：0~0.040%、Mo：0~0.500%、Cr：0~3.000%、W：0~3.000%、Cu：0~3.000%、Ni：0~3.000%、Ca：0~0.1000%、Rem：0~0.1000%、V：0~0.100%、P：0.15%以下、S：0.010%以下、及N：0.006%以下，並滿足下述(1)式，且剩餘部分為鐵及不純物之鋼片，進行下述步驟：加熱至1150℃以上；其次，將精加工輥軋的開始溫度設為1000~1100℃，並在1000~950℃間的溫度範圍，至少進行 1道次以上依下述(2)式決定的形狀比(X)為4.4以下之輥軋；其次，在比以下述(3)式所求取的A₃ 變態溫度低50℃的溫度以上且950℃以下的溫度範圍，至少進行1道次以上依下述(2)式決定的形狀比(X)為3.0~4.2之輥軋；其次，於最後輥軋結束後，在2s以內開始冷卻，且以平均冷卻速度15℃/s以上冷卻至700℃為止的溫度範圍內後，在500~650℃的溫度範圍捲取；其次，於進行酸洗之後，施行軋縮率為50~90%的冷軋，並以平均加熱速度2~20℃/s在從室溫至650℃為止的溫度範圍加熱，進而以平均加熱速度2~15℃/s在650℃~700℃間加熱；其次，進行在700℃以上且900℃以下的溫度範圍內保持1秒以上之退火；0.07≦(Mn(mass%)-Mn*(mass%))/(B(ppm)-B*(ppm))≦0.2．．．．．(1)

在上述(1)式中，Mn*(mass%)=55S(mass%)/32

B*(ppm)=10(N(mass%)-14Ti(mass%)/48)/14×10000，Mn*<0、B*<0時，將B*設為0；X(形狀比)=ld/hm．．．．．(2)

在上述(2)式中，ld(熱軋輥與鋼板的接觸弧長)：√(L×(hin-hout)/2)，hm：(hin+hout)/2，L：輥直徑，hin：軋輥入側的板厚，hout：軋輥出側的板厚； A₃ (℃)=937.2-476.5C+56Si-19.7Mn-16.3Cu-26.6Ni-4.9Cr+38.1Mo+136.3Ti-19.1Nb+124.8V+198.4Al+3315.0B．．．．．(3)

在上述(3)式中，C、Si、Mn、P、Cu、Ni、Cr、Mo、Ti.Nb、V、Al、B係各元素的含量[質量%]；針對未蓄意含有Si、Al、Cu、Ni、Cr、Mo、Nb、V之鋼板，係將該等的含有率以0%計算。

[11]一種鋅系電鍍冷軋鋼板之製造方法，係在如[10]之方法所製造之鋼板的表面施行鋅系電鍍。

[12]一種熔融鍍鋅冷軋鋼板之製造方法，係在如[10]之方法所製造之鋼板的表面施行熔融鍍鋅。

[13]一種合金化熔融鍍鋅冷軋鋼板之製造方法，係在如[10]之方法所製造之鋼板的表面施行熔融鍍鋅之後，進而在450~600℃的溫度範圍進行10s以上的熱處理。

依照本發明的冷軋鋼板、鋅系電鍍冷軋鋼板、熔融鍍鋅冷軋鋼板、合金化熔融鍍鋅冷軋鋼板、及該等之製造方法，藉由上述構成，能夠得到任一方向的楊格模數均為206GPa以上且輥軋直角方向的楊格模數為225GPa以上，輥軋方向的靜態楊格模數提升而剛性優越，而且平均r值為1.4以上且深拉延展性優越的冷軋鋼板、鋅系電鍍冷軋鋼板、熔融鍍鋅冷軋鋼板或合金化熔融鍍鋅冷軋鋼板。因而，藉由將本發明應用在例如板組件等的汽車組件，伴隨著加工性提升、以及剛性提升所得到的組件薄板化，能夠充分地享受燃料費用改善和車體輕量化之優點，其社會性的貢獻係無法估計的。

圖1係針對本發明實施形態之深拉延展性優越的冷軋鋼板、鋅系電鍍冷軋鋼板、熔融鍍鋅冷軋鋼板、合金化熔融鍍鋅冷軋鋼板、及該等之製造方法進行說明之圖，係顯示ODF(微晶定向分佈函數；Crystallite Orientation Distribution Function)；Φ2=45°剖面)上之各結晶方位的位置之圖。

用以實施發明之形態

以下，針對本發明的實施形態之剛性及深拉延展性優越的冷軋鋼板、鋅系電鍍冷軋鋼板、熔融鍍鋅冷軋鋼板、合金化熔融鍍鋅冷軋鋼板、及該等之製造方法進行說明。又，因為本實施形態係為了充分地理解本發明的宗旨而進行詳細地說明，只要沒有特別指定，本發明就不被此限定。

通常，已知鋼板的楊格模數及r值，係任一者均依存於結晶方位且其值為重大地變化。本發明者等係調查已被熟知作為提高鋼板的r值之方位之γ纖維({111}<112>~{111}<110>方位群))、及在其附近之方位的楊格模數各向異性。然後，本發明者等發現從γ纖維少許偏移的{557}<9 16 5>之方位，係r值的劣化比較少且任一面內方向的楊格模數均高，而能夠提高特別是寬度方向的楊格模數，又，相反地地，{332}<110>方位係使輥軋方向及寬度方向的楊格模數低落之方位。

因此，本發明者等係針對增強{557}<9 16 5>方位且削弱{332}<110>之方法，重複專心研討的結果，清楚明白以下的情形。

亦即，在將C量減低至0.0045%以下且添加Nb及/或Ti之成分系，藉由固熔Mn及固熔B係限定為適量殘留的成分系且將熱軋條件最佳化，在熱軋板細粒化之同時，熱軋板粒形狀係變韌(bainitic)，退火時之{557}<9 16 5>的核生成位置増加，相反地，能夠抑制{332}<110>方位的發達。又，新發現在將變態集合組織增強且發達之熱軋板進行冷軋、退火時，藉由固熔Mn、B的存在而適當地抑制退火時的恢復時，能夠更增強{557}<9 16 5>方位。又，發現將{557}<9 16 5>的無規強度比設為(A)且將{332}<110>的無規強度比設為(B)時，為了高楊格模數化，滿足下式{(A)/(B)≧5}係重要的。又，{111}<112>方位係作為提高r值之方位而被知悉，從從深拉延展性的觀點，使其無規強度比(C)為7以上係重要的，但是因為相較於無規強度比(A)，無規強度比(C)變為較強時，寬度方向的楊格模數低落，所以滿足下式{(A)>(C)}亦是重要的。

又，在本發明所敘述的楊格模數，係使用動態振動法及靜態拉伸法的任一者均可。

[冷軋鋼板]

本發明的冷軋鋼板，以質量%計為：C： 0.0005~0.0045%、Mn：0.80~2.50%、Ti：0.002~0.150%、B：0.0005~0.01%、Si：0~1.0%、Al：0~0.10%、Nb：0~0.040%、Mo：0~0.500%、Cr：0~3.000%、W：0~3.000%、Cu：0~3.000%、Ni：0~3.000%、Ca：0~0.1000%、Rem：0~0.1000%、V：0~0.100%、P：0.15%以下、S：0.010%以下、及N：0.006%以下，並滿足下述(1)式且剩餘部分為鐵及不純物；在板厚1/4厚度位置之{332}<110>方位的無規強度比(A)為3以下，{557}<9 16 5>方位的無規強度比(B)及{111}<112>方位的無規強度比(C)皆為7以上，並且滿足{(B)/(A)≧5}及{(B)>(C)}；0.07≦(Mn(mass%)-Mn*(mass%))/(B(ppm)-B*(ppm))≦0.2．．．．．(1)

在上述(1)式中，Mn*(mass%)=55S(mass%)/32

「鋼組成」

以下，針對在本發明限定鋼組成之理由，進一步詳細地說明。又，在以下的說明，只要沒有特別指定，關於鋼組成之「%」係表示質量%。

[必要成分]

(C：碳)0.0005~0.0045%

C係用以使鋼板強度提升之必要元素。但是因為C以固熔狀態殘留在熱軋板內時，在冷軋中於粒內形成剪切帶，且使輥軋方向的楊格模數低落之{110}<001>方位發達，所以將含量設為0.0045%以下。又，從該觀點，C量係以0.004%以下為佳，更佳為0.0035%以下。另一方面，為了使C量小於0.0005%，真空脫氣處理成本變為太大，所以C的下限係設為0.0005%。

(Mn：錳)0.80~2.50%

在本發明，Mn係重要的元素。Mn係具有提高熱軋結束後之冷卻時的淬火性且使熱軋板組織成為變韌肥粒鐵之效果。又，Mn係藉由與B複合而含有，而能夠抑制冷軋後之退火中的恢復。如此，從被抑制恢復之γ纖維方位的加工粒，{557}<9 16 5>係容易再結晶而楊格模數提升。因此，在本發明，Mn係含有0.8%以上。又，從該觀點，係以含有1.0%以上的Mn為佳。

另一方面，含有大於2.5%的Mn時，再結晶遲延且{112}<110>方位發達，致使45°方向的楊格模數劣化。因此，Mn的上限係設為2.5%。又，從該觀點，Mn係以設為2.0%以下為較佳，更佳為1.5%以下。

(Ti：鈦)0.002~0.150%

Ti係有助於提升深拉延展性及楊格模數之重要的元素。Ti係在γ相高溫區域形成氮化物，與後述的Nb同樣地，在熱軋可抑制將γ相進行加工時的再結晶。又，藉由在捲取中以TiC的方式析出而使固熔C量減低，特別是使深拉延展性提升。而且，藉由在高溫形成TiN，因為能夠抑制BN的析出且因為能夠確保固熔B，能夠促進有助於提升楊格模數之集合組織的發達。為了得到該效果，含有0.002%以上的Ti係必要的。另一方面，含有0.150%以上的Ti時，因為在再結晶溫度上升之同時，加工性係顯著地劣化，所以將該值設為上限。又，從該觀點，以將Ti量設為0.100%以下為佳，更佳為0.060%以下。

(B：硼)0.0005~0.01%

在本發明，B亦與Ti同樣地，係重要的元素。B係將淬火性、熱軋板的微組織及集合組織最佳化。又，B係藉由與Mn複合而含有，使冷軋後之退火中的恢復適當地遲延，而有助於形成最佳集合組織。從該觀點，B係含有0.0005%以上，較佳是含有0.001%以上。另一方面，含有大於0.01%的B時，因為顯著地提高再結晶溫度，而引起加工性劣化，所以將該值設為上限。又，從該觀點，B量係以設為0.004%以下為佳，更佳為0.003%以下。

[任意成分]

在本發明，係除了上述的必要成分以外，亦可在預定範圍進一步含有以下的任意成分。

為了脫酸，亦可含有Si、Al的一者或兩者。

(Si：矽)0~1.0%

Si的下限係沒有規定，因為係脫酸元素，以含有0.01%以上為佳。又，因為Si係藉由固熔強化而使強度増加之元素，可按照用途將1.0%設為上限而含有。因為含有大於1.0%的Si時，會引起加工性劣化，所以將該值設作上限。又，因為含有Si，係除了成為被稱為Si鏽垢之熱軋中的鏽垢瑕疵之原因以外，而且使鍍覆的密著性低落，所以設為0.8%以下為較佳。又，從該觀點，Si的含量係更佳為0.6%以下。

(Al：鋁)0~0.10%

Al係脫酸調製劑，雖然其下限係沒有特別限定，但是從脫酸作用的觀點，以設為0.010%以上為佳。另一方面，Al係顯著地提高變態點之元素，因為添加大於0.10%時，γ區域輥軋變為困難，所以將其上限設為0.10%。

(Nb：鈮)0~0.040%

而且，以在預定範圍含有Nb為較佳。Nb係在熱軋將γ相進行加工時顯著地抑制再結晶，而顯著地促進在γ相形成加工集合組織。又，Nb係在捲取中形成NbC且藉由減低固熔C而有助於深拉延展性的提升。從該觀點，Nb係以含有0.005%以上為佳，以含有0.015%以上為較佳。但是，Nb的含量大於0.040%時，退火時的再結晶係被抑制且深拉延展性劣化。因此，Nb的含量之上限係設為0.04%。又，從該觀點，Nb的含量係以設為0.03%以下為較佳，更佳為0.025%以下。

而且，在本發明，以含有Mo、Cr、W、Cu、Ni之中的1種或2種以上作為用以改善鋼特性的元素為較佳。具體而言係以按照用途而各自在Mo為0.005~0.500%，Cr、W、Cu、Ni為各自0.005~3.000%的範圍含有1種或2種以上為佳。

(Mo：鉬)0~0.500%

Mo係在使淬火性提升之同時，形成碳化物而具有提高強度的效果之元素。因此，含有Mo時，係以含有0.005%以上為佳。另一方面，含有大於0.5%的Mo時，會使延展性和焊接性低落。從以上的觀點，Mo係以按照必要而在0.005%以上且0.500%以下的範圍含有為佳。

(Cr：鉻)0~3.000%

Cr亦在使淬火性提升之同時，形成碳化物而具有提高強度的效果之元素。因此，含有Cr時，以含有0.005%以上為佳。另一方面，含有大於3.000%的Cr時，會使延展性和焊接性低落。從以上的觀點，Cr係以按照必要而在0.005%以上且3.000%以下的範圍含有為佳。

(W：鎢)0~3.000%

W亦在使淬火性提升之同時，形成碳化物而具有提高強度的效果之元素。因此，含有W時，以含有0.005%以上為佳。另一方面，含有大於3.000%的W時，會使延展性和焊接性低落。從以上的觀點，W係以按照必要而在0.005%以上且3.000%以下的範圍含有為佳。

(Cu：銅)0~3.000%

Cu係在提升鋼板強度之同時，使耐蝕性、鏽垢的剝離性提升之元素。因此，含有Cu時，以含有0.005%以上為佳。另一方面，含有大於3.000%的Cu時，因為成為表面瑕疵的原因，以按照必要而在0.005%以上且3.000%以下的範圍含有為佳。

(Ni：鎳)0~3.000%

Ni係在提升鋼板強度之同時，使韌性提升之元素。因此，含有Ni時，以含有0.005%以上為佳。另一方面，含有大於3.000%的Ni時，因為成為延展性劣化的原因，以按照必要而在0.005%以上且3.000%以下的範圍含有為佳。

(Ca：0~0.1000%、REM：0~0.1000%、V：0~0.100%)

而且，在本發明，以進一步含有Ca、REM(稀土類元素)、V之中的1種或2種以上，作為用以得到提高強度、或改善鋼板材質的效果之元素為佳。

Ca及REM的含量為小於0.0005%，V的添加量為小於0.001%時，有無法得到上述充分的效果之情形。另一方面，Ca及REM的含量大於0.1000%，V的含量大於0.100%時，有損害延展性之情形。因而，含有Ca、REM、V時，係在各自為Ca：0.0005~0.1000%、REM：0.0005~0.1000%、V：0.001~0.100%的範圍含有為佳。

上述以外的剩餘部分係Fe及不純物。作為不純物，可例示在礦石、廢料等的原材料所含有的物質，在製造步驟所含有的物質。在本發明，作為代表性的不純物，可例示P、S、N等。

(P：磷)0.15%以下

P係在鋼中以不純物的方式被含有。P的下限係沒有限定，因為價廉且能夠使強度之元素，可含有大於0.01%。又，從該觀點，以含有0.02%以上的P為佳。另一方面，含有0.15%以上的P時，因為成為二次加工裂紋的原因，所以將0.15%設為上限。又，從該觀點，P量係以設為0.1%以下為較佳，更佳為0.08%以下。

(S：硫)0.010%以下

S係在鋼中以不純物的方式被含有。因為S係形成MnS，在引起加工性劣化之同時，使固熔Mn量減低，所以將0.010%設為上限。又，從該觀點，S量係更佳是設為0.008%以下。

(N：氮)0.006%以下

N係在鋼中被含有的不純物，下限係沒有特別設定，因為設為小於0.0005%時，製鋼成本變高，以設為0.0005%以上為佳。另一方面，雖然N係在高溫形成Ti及TiN且抑制在γ相的再結晶，但是因為TiN的量過度増加時，加工性劣化，所以上限係設為0.006%。又，從該觀點，N量係0.0040%，較佳是設為0.0020%以下。又，含有TiN的Ti等量(48Ti/14)以上的N時，所殘留的N係形成BN，固熔B量減低而淬火效果和抑制恢復效果減低。因此，N量係以設為48Ti/14以下為更佳。

又，本發明的鋼係除了以上的元素以外，亦可進一步含有用以改善鋼特性之元素，又，在含有鐵之同時，亦可以剩餘部分的方式含有Sn、As等不可避免地混入之元素(不可避免的不純物)。

(Mn量與B量的關係式)

其次，針對Mn量與B量的關係式之下述(1)式，詳細地進行說明。

在本發明，係在滿足以下述(1)式表示的關係之範圍含有Mn及B。

0.07≦(Mn(mass%)-Mn*(mass%))/(B(ppm)-B*(ppm))≦0.2．．．．．(1)

其中，在上述(1)式，Mn*(mass%)=55S(mass%)/32

上述(1)式係表示固熔Mn量與固熔B量的比。固熔Mn與固熔B係共存時，會獲得與差排的相互作用，使得恢復遲延，{557}<9 16 5>方位發達且{332}<110>方位減少。但是，以上述(1)式表示的值小於0.07時，因為Mn對B的存在比太小，所以相互作用所得到之恢復遲延變為不充分，在引起{332}<110>方位増加、及{557}<9 16 5>方位減少之同時，{111}<112>係成為主方位。因此，將該值0.07設為下限。從該觀點，又，以上述(1)式表示的值係以將0.1設為下限為較佳，更佳是將0.11設為下限。另一方面，以上述(1)式表示之值係即便大於0.2，不僅是無法得到特別的效果，而且延展性等其他的加工性低落。因此，將該值0.2設為上限。又，從該觀點，該值係更佳為0.19以下。

「結晶方位」

其次，針對本發明之冷軋鋼板的結晶方位進行說明。

本發明的冷軋鋼板係在板厚1/4厚度位置之{332}<110>方位的無規強度比(A)為3以下，{557}<9 16 5>方位的無規強度比(B)及{111}<112>方位的無規強度比(C)皆為7以上，而且滿足{(B)/(A)≧5}及{(B)>(C)}。

圖1係顯示表示本發明之冷軋鋼板的結晶方位之Φ2=45°剖面的ODF(微晶定向分佈函數；Crystallite Orientation Distribution Function)。在此，結晶方位係通常將與板面垂直的方位以[hkl]或{hkl}表示且將與輥軋方向平行的方位以(uvw)或<uvw>表示。{hkl}、<uvw>係等價面的總稱，[hkl]、(uvw)係指各自的結晶面。亦即，在本發明，因為係將b.c.c.結構作為對象，例如(111)、(-111)、(1-11)、(11-1)、(-1-11)、(-11-1)、(1-1-1)、(-1-1-1)面係等價而無法區別。此種情形，將該等方位總稱為{111}。

又，因為ODF亦被使用於表示對稱性低的結晶結構之方位，通常係在Φ1=0~360°、Φ=0~180°、Φ2=0~360°表現，且各自的方位係以[hkl](uvw)表示。但是，在本發明，因為將對稱性高的體心立方晶作為對象，所以關於Φ及Φ2係在0~90°的範圍表現。又，Φ1係依照在進行計算時是否考思變形所致之對稱性而其範圍改變，但是在本發明，係考慮對稱性而在Φ1=0~90°標記，亦即，在本發明，係選擇將在Φ1=0~360°之相同方位的平均值標記在0~90°的ODF上之方式。此時，[hkl](uvw)與{hkl}<uvw>係同義。因而，例如圖1所顯示之在Φ2=45°剖面之ODF的(110)[1-11]的無規強度比係{110}<111>方位的無規強度比。

在此，{332}<110>方位、{557}<9 16 5>方位、及{111}<112>方位的無規強度比，係使用X射線繞射所測定之{110}、{100}、{211}、{310}極點圖之中，從以複數極點圖作為基礎且使用級數展開法計算所得之表示三維集合組織之微晶定向分布函數(ODF：Orientation Distribution Function)求取即可。又，所謂無規強度比，係在相同條件使用X射線繞射法等測定在特定方位不具有集積之標準試料及供試材的X射線強度，將所得到的供試材之X射線強度除以標準試料之X射線強度所得之數值。

如圖1所顯示，本發明之冷軋鋼板的結晶方位之一之{332}<110>，在ODF上係以Φ1=0°、Φ=65°、Φ2=45°表示。但是，因為有產生起因於試片加工和試料安裝的測定誤差之情形，所以{332}<110>方位的無規強度比(A)之值係設為在Φ1=0~2°、Φ=63~67°的範圍內之最大的無規強度比，且將其上限設為3。該值大於3.0時，因為特別是寬度方向的楊格模數低落，所以將該值設為上限。又，從該觀點，(A)係以設為2.0以下為佳，更佳為1.5以下。雖然無規強度比(A)之值的下限係沒有特別規定，但是因為原理上小於0的值係無意義，所以將該值設為下限。

又，{557}<9 16 5>方位，在ODF上係以Φ1=20°、Φ=45°、Φ2=45°表示。如上述，在本發明，係考慮起因於試片加工等之測定誤差，{557}<9 16 5>方位的無規強度比(B)之值係設為在Φ1=18~22°、Φ=43~47°的範圍內之最大無規強度比，且將其值的下限設為7。又，從該觀點，無規強度比(B)之值係以9以上為較佳，更佳為11以上。因為該方位係使任一方向的楊格模數均提升至220GPa以上之較佳方位，所以未設置無規強度比(B)的上限，但是因為無規強度比成為30以上係表示鋼板內之結晶粒的方位為全部一致，亦即成為單結晶，有造成加工性劣化等之可能性，以設為小於30為佳。

又，{111}<112>方位，在ODF上係以Φ1=90°、Φ=55°、Φ2=45°表示。在本發明，係如上述，考慮起因於試片加工等之測定誤差，{111}<112>方位的無規強度比(C)之值係設為在Φ1=88~90°、Φ=53~57°的範圍內之最大無規強度比，且其值的下限係設為7。該值小於7時，無法得到較高的平均r值。但是，無規強度比(C)係顯示比(B)更高的值時，因為寬度方向的楊格模數低落，所以設為{(B)>(C)}的關係。又，從該觀點，以{(B)>1.2(C)}的關係為較佳。

又，{332}<110>方位的無規強度比(A)與{557}<9 16 5>方位的無規強度比(B)係滿足{{(B)/(A)≧5}。該值小於5時，達成225GPa以上之寬度方向較高的楊格模數係變為困難。又，從該觀點，以上述式表示之值係以10以上為較佳。

又，X射線繞射用試料的製造係如以下進行。

首先，藉由機械研磨、化學研磨等將鋼板板厚方向研磨至預定位置為止，藉由磨光研磨精加工成為鏡面之後，在藉由電解研磨、化學研磨將應變除去之同時，調整使1/4板厚部成為測定面。在此，因為使測定面正確地成為預定的板厚位置係困難的，以目標位置作為中心，且以相對於板厚，3%的範圍內為測定面之方式製造試料即可。又，藉由X射線繞射來測定係困難的情況，亦可藉由EBSP(電子背散射繞射圖；Electron Back Scattering Pattern)法、ECP(電子穿隧圖；Electron Channeling Pattern)法，進行統計上充分數目的測定。

「製造方法」

其次，針對本發明之冷軋鋼板的製造條件，詳細地敘述。

本發明之冷軋鋼板的製造方法，係首先將具有上述化學成分之鋼片加熱至1150℃以上。其次，將精加工輥軋的開始溫度設為1000~1100℃，並在1000~950℃間的溫度範圍，進行至少1道次以上依下述(2)式決定的形狀比(X)為4.4以下之輥軋。其次，在比以下述(3)式所求取的A₃ 變態溫度低50℃的溫度(A₃ 變態溫度-50℃)以上且950℃以下的溫度範圍，至少進行1道次以上依下述(2)式決定的形狀比(X)為3.0~4.2之輥軋。其次，於最後輥軋結束後，在2s以內開始冷卻，且以平均冷卻速度15℃/s以上冷卻至700℃為止的溫度範圍內後，在500~650℃的溫度範圍捲取。其次，於進行酸洗之後，施行軋縮率為50~90%的冷軋。然後，以平均加熱速度2~20℃/s在從室溫至650℃為止的溫度範圍加熱，進而以平均加熱速度2~15℃/s在650℃~700℃間加熱。其次，進行在700℃以上且900℃以下的溫度範圍內保持1秒以上之退火。

X(形狀比)=ld/hm．．．．．(2)

在上述(2)式中，ld(熱軋輥與鋼板的接觸弧長)：√(L×(hin-hout)/2)，hm：(hin+hout)/2，L：輥直徑，hin：軋輥入側的板厚， hout：軋輥出側的板厚；A₃ (℃)=937.2-476.5C+56Si-19.7Mn-16.3Cu-26.6Ni-4.9Cr+38.1Mo+136.3Ti-19.1Nb+124.8V+198.4Al+3315.OB．．．．．(3)

在上述(3)式中，C、Si、Mn、P、Cu、Ni、Cr、Mo、Ti.Nb、V、Al、B係各元素的含量[質量%]；針對未蓄意含有Si、Al、Cu、Ni、Cr、Mo、Nb、V之鋼板，係將該等的含有率以0%計算。(亦即，Si小於0.01%時，設為0%。Al小於0.010%時，設為0%。Cu小於0.005%時，設為0%。Ni小於0.005%時，設為0%。Cr小於0.005%時，設為0%。Mo小於0.005%時，設為0%。Nb小於0.005%時，設為0%。V小於0.001%時，設為0%)。

在本發明的製造方法，首先，使用常用的方法將鋼進行熔製、鑄造，而得到提供之熱軋之鋼片。該鋼片係可為將鋼塊鍛造或輥軋而成者，從生產性的觀點，係以藉由連續鑄造來製造鋼片為佳。又，亦可使用薄板鑄造機等而製造。

又，通常，鋼片係鑄造後，進行冷卻，且為了進行熱軋而再次加熱。此時，進行熱軋時之鋼片的加熱溫度係設為1150℃以上。這是因為鋼片的加熱溫度小於1150℃時，Nb和Ti係無法充分地固熔，而阻礙在熱軋中形成適合於高楊格模數化之集合組織。又，從效率良好且均勻地加熱鋼片的觀點，亦是將加熱溫度設為1150℃以上。雖然加熱溫度的上限係沒有規定，但是加熱至大於1300℃時，鋼板的結晶粒徑變為粗大，而有損害加工性之情形。又，亦可採用如將熔製後的鋼鑄造後，立刻進行輥軋之連續鑄造-直接輥軋(CC-DR)之製程。

在本發明，精加工輥軋的開始溫度係重要的，其溫度範圍係設為1000~1100℃。精加工輥軋的開始溫度大於1100℃時，因為在精加工輥軋的前段，輥軋中未充分地積蓄應變，在熱軋中，加工集合組織不發達之同時，熱軋板未細粒化之緣故，致使在冷軋．退火後，{332}<110>方位發達。又，從該觀點，精加工輥軋係以在1050℃以下開始為較佳。另一方面，在小於1000℃開始輥軋時，因為在使用上述(3)式所求取之(A₃ 變態溫度-50)℃以上將熱軋結束係變為困難同時，使楊格模數劣化之方位發達，所以將1000℃設為下限。

又，依照本發明的製造方法，係在1000~950℃的溫度區域，進行至少1道次以上依下述(2)式決定的形狀比(X)為4.4以下之輥軋。在該溫度範圍內之輥軋，係藉由使熱沃斯田鐵組織再結晶，而具有使熱軋板粒徑微細化且抑制在冷軋退火後之{332}<110>方位發達之效果。但是，形狀比大於4.4時，因為在冷軋再結晶退火時，難以在表面附近形成{557}<9 16 5>方位，所以將形狀比的上限限制為4.4。4.2以下係較佳範圍。

接著上述輥軋，在(A₃ 變態溫度-50)℃以上且950℃以下的溫度區域，進行至少1道次以上依上述(2)式決定的形狀比(X)為3.0~4.2之輥軋。

A₃ 變態溫度係使用上述(3)式求取。於小於(A₃ 變態溫度-50)℃進行輥軋時，變成α區域熱軋，使楊格模數低落之{100}<001>方位發達之同時，熱軋板粒徑變小而{332}<110>方位變弱。因此，將該溫度設為下限。另一方面，未能夠在950℃以下之能夠抑制再結晶之溫度區域施加適當的剪切變形時，因為在冷軋再結晶退火時，無法形成當作{557}<9 16 5>方位的核生成位置之初期組織，所以將該溫度設為上限。又，從該觀點，上述輥軋溫度係以設為930℃以下為佳。

在(A₃ 變態溫度-50)℃以上且950℃以下的溫度區域進行之輥軋，依上述(2)式決定的形狀比為小於3.0時，因為未施加充分的剪切變形，所以將該值設為下限。另一方面，使用4.2以上的形狀比進行輥軋時，因為在熱軋板最表層，在冷軋．退火後使r值的各向異性增大之方位發達，所以將該值設為上限。又，軋輥的直徑L係在室溫測定且不必考慮熱軋中的扁平。又，各軋輥的入側之板厚hin、及出側之板厚hout，係可使用放射線等而當場測定，亦可藉由輥軋荷重且考慮變形阻力等而計算來求取。

其次，最後精加工輥軋結束後，在2s以內開始冷卻，且以15℃/s以上的平均冷卻速度冷卻至700℃為止。至冷卻開始為止的時間係1.5s以下為佳。最後精加工輥軋結束後，至冷卻開始為止的時間為大於2s時，熱軋板粒徑係變為粗大，在冷軋再結晶退火時，{332}<110>方位變強。又，冷卻的到達溫度為大於700℃且冷卻速度小於15℃/s時，淬火性不足且熱軋板粒徑變大之同時，組織係多角形肥粒鐵化且{332}<110>方位變強。因此，在本發明，係將15℃/s設為平均冷卻速度的下限。又，雖然平均冷卻速度的上限係沒有規定，以100℃/s以上進行冷卻時，因為必須具有過大的設備且無法得到特別的效果，以小於100℃/s的速度冷卻為佳。

使用上述條件冷卻之後，在500~650℃的溫度範圍捲取。捲取溫度小於500℃時，因為TiC或NbC無法析出且固熔C殘留，致使r值低落，所以將該值設為捲取溫度的下限。另一方面，捲取溫度大於650℃時，熱軋板粒徑變大，變成具有直線的粒界之多角形肥粒鐵組織且{332}<110>方位増加。因而，在本發明，係將650℃設為捲取溫度的上限。又，從該觀點，捲取溫度係以設為600℃以下為較佳。

其次，將使用上述的方法所製造的熱軋鋼板酸洗之後，以50~90%的範圍之軋縮率施行冷軋。使在冷軋之軋縮率為小於50%時，因為充分的冷軋集合組織不發達且r值低落，所以將該值設為下限。又，從該觀點，在冷軋之軋縮率係以60%以上為較佳，更佳為65%以上。另一方面，軋縮率大於90%時，因為在冷軋機的負荷變高之同時，增大r值的各向異性的方位之{110}<001>方位、使r值及楊格模數的絕對值降低之{100}<012>方位的集積度變大，所以將該值設為上限。又，從該觀點，在冷軋之軋縮率係以設為85%以下為較佳，更佳為80%以下。

其次，進行退火。此時，從室溫至650℃為止的平均加熱速度係設為2~20℃/s。該加熱速度小於2℃/s時，因為在低溫產生再結晶且{557}<9 16 5>方位變弱，所以將該值設為下限。又，從該觀點，以將加熱速度設為4℃/s以上為較佳。另一方面，加熱速度大於20℃/s時，因為在加熱中未開始再結晶且{112}<110>方位發達，而引起45°方向的r值低落。又，從該觀點，以將加熱速度設為15℃/s以下為較佳。

其次，在從650℃至700℃的範圍進行加熱，該溫度範圍內的平均加熱速度係設為2~15℃/s。該加熱速度小於2℃/s時，因為{557}<9 16 5>方位變弱，所以將該值設為下限。又，從該觀點，以將加熱速度設為4℃/s以上為較佳。另一方面，加熱速度大於15℃/s時，因為在加熱中未開始再結晶且{112}<110>方位發達，而引起45°方向的r值低落。而且，{332}<110>方位變強。從該觀點，以將加熱速度設為10℃/s以下為較佳。

以上述加熱速度加熱至700℃為止之後，進一步進行以1秒以上加熱至700℃以上且900℃以下。退火溫度為700℃以下時，因為冷軋時的加工組織係直接殘留致使成形性顯著地低落之緣故，所以將該溫度設為退火的下限值。另一方面，退火溫度為大於900℃時，因為集合組織係被破壞且形狀凍結性劣化，所以將其設為上限。

又，在本發明的冷軋鋼板之製造方法，使用上述條件退火之後，亦可以在順列或離線施行軋縮率10%以下的調質輥軋。

[鋅系電鍍冷軋鋼板、熔融鍍鋅冷軋鋼板、合金化熔融鍍鋅冷軋鋼板]

本發明之鋅系電鍍冷軋鋼板係在上述本發明之冷軋鋼板的表面，進一步施行鋅系電鍍而成者。又，本發明之熔融鍍鋅冷軋鋼板係在上述本發明之冷軋鋼板的表面，進一步施行熔融鍍鋅而成者。又，本發明之合金化熔融鍍鋅冷軋鋼板，係在上述本發明之冷軋鋼板的表面，進一步施行合金化熔融鍍鋅而成者。如此，在本發明，係可以在冷軋鋼板的表面，依照用途而施行鋅系電鍍、熔融鍍鋅或合金化熔融鍍鋅。

本發明之鋅系電鍍冷軋鋼板的製造方法，係在上述條件及程序所製造之冷軋鋼板的表面，使用先前眾所周知的方法施行鋅系電鍍。又，本發明之熔融鍍鋅冷軋鋼板(合金化熔融鍍鋅冷軋鋼板)的製造方法係在使用上述條件及程序所製造之冷軋鋼板的表面，使用先前眾所周知的方法施行熔融鍍鋅。

此時，作為鍍鋅的組成，係沒有特別限定，除了鋅以外，按照必要而含有Fe、Al、Mn、Cr、Mg、Pb、Sn、Ni等亦無妨。

使用上述方法，能夠得到本發明的鋅系電鍍冷軋鋼板及熔融鍍鋅冷軋鋼板。

而且，在製造本發明之合金化熔融鍍鋅冷軋鋼板時，係設為以下的方法：藉由對使用上述方法所得到之本發明的熔融鍍鋅冷軋鋼板，進一步在450~600℃的溫度範圍施行熱處理10s以上來進行合金化處理。

上述的合金化處理(熱處理)，必須在450~600℃的範圍內進行。該溫度小於450℃時，有合金化未充分地進行問題。又，600℃以上時，因為過度地進行合金化且鍍覆層脆化，有因衝壓等的加工引起鍍覆剝離等之問題。

又，合金化處理的時間係設為10s以上。合金化處理的時間小於10s時，合金化未充分地進行。又，合金化處理的時間之上限係沒有特別規定，因為通常係藉由在連續生產線所設置的熱處理設備來進行，進行大於3000s時，因為損害生產性、或是必須設備投資，致使製造成本變高，以將其設為上限為佳。

而且，在本發明，在上述的合金化處理之前，亦可按照製造設備的構成而預先施行Ac3變態溫度以下的退火。在合金化處理之前所進行之退火溫度係上述溫度區域以下的溫度時，因為幾乎不會使集合組織產生變化，而能夠抑制楊格模數的降低。

又，在本發明，關於上述的調質輥軋，亦可在鋅系電鍍、鍍鋅、合金化處理之後進行。

依照如以上說明之本發明之剛性及深拉延展性優越的冷軋鋼板、鋅系電鍍冷軋鋼板、熔融鍍鋅冷軋鋼板、合金化熔融鍍鋅冷軋鋼板、及該等之製造方法，藉由上述構成，能夠得到任一方向的楊格模數均是206GPa以上且輥軋直角方向的楊格模數為225GPa以上，輥軋方向的靜態楊格模數提升而剛性優越，而且平均r值為1.4以上且深拉延展性優越的冷軋鋼板、鋅系電鍍冷軋鋼板、熔融鍍鋅冷軋鋼板或合金化熔融鍍鋅冷軋鋼板。

因而，藉由將本發明應用在例如板組件等的汽車組件，伴隨著加工性提升、以及剛性提升所得到的組件薄板化，能夠充分地享受燃料費用改善和車體輕量化之優點，其社會性的貢獻係無法估計的。

[實施例]

以下，舉出本發明的冷軋鋼板、鋅系電鍍冷軋鋼板、熔融鍍鋅冷軋鋼板、合金化熔融鍍鋅冷軋鋼板、及該等的製造方法之實施例，更具體地說明本發明，但是本發明係不被下述實施例限定，在能夠適合前述的宗旨、後述的宗旨之範圍，亦能夠施加適當的變更而實施，該等係任一者均被包含在本發明的技術的範圍。

在本實施例，首先，將具有在表1所顯示的組成之鋼，進行熔製而製造鋼片。將表1的各鋼片進行加熱而進行熱粗軋之後，接著使用在表2所顯示的條件而進行精加工輥軋。精加工輥軋的機架係由全部7段所構成且輥徑為650~830mm。又，最後道次後的精加工板厚係設為2.3mm~4.5mm。

在表1，在數值所附加的底線係意味著合金成分為本發明的範圍外。「-」係意味著未蓄意地含有各合金成分。又，表1中所顯示之「(1)式Mn/B」，係在上述(1)式之「(Mn(mass%)-Mn*(mass%))/(B(ppm)-B*(ppm))」的值。「(3)式(A₃ -50)℃」係使用以上述(3)式所求取之比A₃ 變態溫度低 50℃的溫度(A₃ 變態溫度-50℃)之值。

在表2，在數值所附加的底線，係意味著製造條件係本發明的範圍外。SRT[℃]係表示鋼片的加熱溫度，F0T[℃]係表示精加工輥軋之第1道次的入側溫度(精加工輥軋的開始溫度)，FT[℃]係表示精加工輥軋的最後道次後、亦即精加工輥軋之出側的溫度，t[s]係表示從最後精加工輥軋至冷卻開始為止的時間，冷卻速度係表示從精加工輥軋的結束後至700℃為止之平均冷卻速度，CT[℃]係表示捲取溫度。形狀比1係表示在1000℃~950℃的溫度區域所進行之第4道次的形狀比，形狀比2係表示在(A₃ 變態溫度-50)℃以上且950℃以下的溫度區域所進行之第7道次的形狀比。冷軋率係將熱軋板的板厚與冷軋結束後的板厚之差除以熱軋板的板厚所得之值且以百分率的方式表示。加熱速度1係表示從室溫至650℃為止之平均加熱速度。加熱速度2係表示從650℃至700℃為止之平均加熱速度。

將從所得到的冷軋鋼板之輥軋直角方向設作長度方向，採取依據JIS Z 2201之拉伸試片，依據JIS Z 2241進行拉伸試驗且測定拉伸強度。

r值係將輥軋方向、45°方向、輥軋直角方向設作長度方向，與拉伸試驗同樣地，採取依據JIS Z 2201之拉伸試片，測定在應變量15%之值。

楊格模數的測定，係使用上述之靜態拉伸法及振動法的兩種方法來測定。

使用靜態拉伸法測定楊格模數，係使用依據JIS Z 2201之拉伸試片，進行賦予相當於鋼板的降伏強度之1/2的拉伸應力。此時，測定係進行5次，將基於應力-應變線圖的斜度所算出的楊格模數之中，除以最大值及最小值後之3個計量值的平均值設作使用靜態拉伸法之楊格模數，而且作為拉伸楊格模數而顯示在表3。又，關於後述的鋅系電鍍鋼板、熔融鍍鋅鋼板及合金化熔融鍍鋅鋼板，係將表面的鍍覆層剝離之後進行測定。

在鋼板的板厚1/4位置之{332}<110>、{557}<9 16 7>、{111}<112>方位的無規強度比，係如以下進行而測定。首先，使用將鋼板進行機械研磨及磨光研磨之後，進而進行電解研磨而除去應變且調整使1/4板厚部為測定面之試料，進行X射線繞射。又，不具有在特定方位的集積之標準試料的X射線繞射，亦使用同條件而進行。

其次，將藉由X射線繞射而得到的{110}、{100}、{211}、{310}極點圖作為基礎，且使用級數展開法而得到 ODF。然後，從該ODF決定上述方位的無規強度比。

又，該等鋼板之中，在冷軋退火後經施行鋅系電鍍之情況係在表2中標記為「電性」施行熔融鍍鋅之情況係在表2中標記為「熔融」，而且，熔融鍍鋅後，進行於520℃保持15秒的合金化處理來施行合金化熔融鍍鋅之情況，係標記為「合金」。

而且，作為本實施例之鋅系電鍍處理，係施行鍍Zn-Ni(Ni=11mass%)。

單位面積重量係任一者均設為20g/m² 。

將在本實施例之結果顯示在表3。又，在表3中之楊格模數的欄，係各自意味著：RD為輥軋方向(Rollinng Direction)，45°係相對於輥軋方向為45°，TD為寬度方向(Transverse Direction)。

從在表3所顯示的結果可以清楚明白，將具有本發明的化學成分之鋼以適當的條件所製造之本發明例(在表1~3的備考欄之本發明例)的情況，輥軋方向及45°方向的楊格模數皆為206GPa以上，寬度方向的楊格模數係225GPa以上，而且平均r值為1.4以上。藉此，清楚明白在本發明例，係剛性高且深拉延展性優越。

另一方面，製造No.45~52係使用化學成分為本發明的範圍外之鋼No.P~W之比較例。製造No.45係因為S的含量較高，No.48係因為Mn的含量較低而無法滿足(1)式的情況之例子。此時，因為無法充分地抑制退火中的恢復，致使無規強度比(A)、(C)變強且寬度方向無法得到充分的楊格模數。

製造No.46係顯示不含有Ti的情況之例子。此時，因為未產生TiN析出而γ粒徑粗大化，致使無規強度比(A)増加。此外，並且因為固熔C在熱軋板的階段殘留，無規強度比(A)係進一步發達，相反地，無規強度比(B)、(C)的發達係被抑制，在寬度方向的楊格模數低落之同時，r值亦劣化。

製造No.47係C添加量太高之情況。此時，因為固熔C在熱軋殘留，無規強度比(A)、(B)、(C)之任一者的方位均是發達被抑制。

製造No.49係Mn為太高的情況之例子。此時，再結晶遲延且無規強度比(B)、(C)變弱，在寬度方向的楊格模數無法滿足之同時，r值亦低落。

製造No.50係B量為較少的情況。此時，因為恢復被抑制，致使無規強度比(C)發達且無規強度比(B)低落之緣故，而無法滿足寬度方向的楊格模數。

製造No.51係Ti添加量為太高的情況，No.52係B添加量為太高的情況。該等情況，因為任一者均是退火時的再結晶溫度變為太高，在加工性劣化之同時，無規強度比(B)變弱且45°方向的楊格模數低落，又，r值亦低落。

如鋼No.A的比較例之製造No.3，係加熱速度2為太大的情況，因為在r值低落之同時，無規強度比(A)發達，致使寬度方向及輥軋方向的楊格模數低落。

如鋼No.A的比較例之製造No.4，係形狀比1為太高的情況，因為在r值低落之同時，無規強度比(B)不發達，致使寬度方向及輥軋方向的楊格模數低落。

如鋼No.B的比較例之製造No.7，係最後精加工輥軋至冷卻開始為止的時間t為太長的情況，因為無規強度比(A)發達，致使寬度方向及輥軋方向的楊格模數低落。

如鋼No.B的比較例之製造No.8，係加熱速度2為太小的情況，因為在r值低落之同時，無規強度比(B)不發達，致使寬度方向及輥軋方向的楊格模數低落。

如鋼No.C的比較例之製造No.11，係熱軋的最後道次之形狀比為太低的情況，因為無法導入充分的剪切變形且無規強度比(B)不發達，致使寬度方向的楊格模數低落。

如鋼No.D的比較例之製造No.14，係形狀比1為太高的情況，因為在r值低落之同時，無規強度比(B)不發達，致使寬度方向及輥軋方向的楊格模數低落。

如鋼No.E的比較例之製造No.17，係加熱溫度較低而無法確保充分的F0T和FT之情況，雖然無規強度比(B)變強，但是因為無規強度比(C)變弱，致使r值無法確保。

如鋼No.E的比較例之製造No.18，係加熱速度2太大的情況，因為在r值低落之同時，無規強度比(A)發達，致使寬度方向及輥軋方向的楊格模數低落。

如鋼No.F的比較例之製造No.21，係退火溫度為太高的情況，因為γ區域退火掉，致使集合組織變弱且楊格模數、r值均低落。

如鋼No.G的比較例之製造No.24，係F0T和FT為太高的情況，因為無規強度比(A)變為太強，致使寬度方向的楊格模數低落。

如鋼No.H的比較例之製造No.26，係熱軋後的冷卻速度為較小且冷軋率為較低的情況，因為在無規強度比(A)變為太強之同時，無規強度比(B)、(C)變弱，致使楊格模數、r值均低落。

如鋼No.H的比較例之製造No.27，係從最後精加工輥軋至冷卻開始為止的時間t為太長的情況，因為無規強度比(A)發達，致使寬度方向及輥軋方向的楊格模數低落。

如鋼No.I的比較例之製造No.30，係捲取溫度為太低的情況，因為固熔C殘留在熱軋板，致使無規強度比(B)、(C)未充分地發達，楊格模數低落且r值亦劣化。

如鋼No.K的比較例之製造No.34，捲取溫度變為太高且冷軋率變為太高時，因為在無規強度比(A)變為太強之同時，使r值及楊格模數的絕對值降低之{100}<012>方位的集積度變高，致使r值、楊格模數均成為無法確保之結果。

如鋼No.M的比較例之製造No.38，退火時的加熱速度(加熱速度1、2)太快時，因為{112}<110>方位變強且無規強度比(B)變弱，在致使45°方向的楊格模數低落之同時，r值亦劣化。

如鋼No.N的比較例之製造No.41，退火溫度為太低時，未充分地進行再結晶且未再結晶殘留，在致使延展性低落之同時，45°方向的楊格模數且r值劣化。

如鋼No.O的比較例之製造No.44，形狀比2為太高的情況，因為在冷軋退火後，相較於無規強度比(C)，無規強度比(B)係較不發達，致使寬度方向的楊格模數低落。

從以上所說明之實施例的結果，清楚明白依照本發明，能夠實現剛性和深拉延展性優越的冷軋鋼板、鋅系電鍍冷軋鋼板、熔融鍍鋅冷軋鋼板、合金化熔融鍍鋅冷軋鋼板。

產業上之可利用性

本發明的軋鋼板係例如能夠使用在汽車、家庭電性製品、建物等。又，本發明的冷軋鋼板係包含不表面處理之狹義的冷軋鋼板、為了防鏽而經施行熔融鍍Zn、合金化熔融鍍Zn、鋅系電鍍等的表面處理之廣義的冷軋鋼板。該表面處理亦包含鍍鋁；在各種鍍覆鋼板的表面形成、塗裝有機皮膜、無機皮膜；以及將該等組合而成之處理。而且，因為本發明的冷軋鋼板係具有高楊格模數，所以相較於先前的鋼板，能夠減少板厚、亦即能夠輕量化，而能夠有助於地球環境保全。又，因為本發明的冷軋鋼板亦能夠改善形狀凍結性，所以高強度鋼板能夠容易地應用在汽車用組件等的衝壓零件。而且，因為將本發明的鋼板成形、加工而得到的組件，係衝撞能量吸收特性亦優越，亦有助於提升汽車的安全性，其社會性的貢獻係無法估計的。

Claims

一種冷軋鋼板，以質量%計：C：0.0005~0.0045%、Mn：0.80~2.50%、Ti：0.002~0.150%、B：0.0005~0.01%、Si：0~1.0%、Al：0~0.10%、Nb：0~0.040%、Mo：0~0.500%、Cr：0~3.000%、W：0~3.000%、Cu：0~3.000%、Ni：0~3.000%、Ca：0~0.1000%、Rem：0~0.1000%、V：0~0.100%、P：0.15%以下、S：0.010%以下、及N：0.006%以下，並滿足下述(1)式，且剩餘部分為鐵及不純物；在板厚1/4厚度位置之{332}<110>方位的無規強度比(A)為3以下，{557}<9 16 5>方位的無規強度比(B)及{111}<112>方位的無規強度比(C)皆為7以上，並且滿足 {(B)/(A)≧5}及{(B)>(C)}；0.07≦(Mn(mass%)-Mn*(mass%))/(B(ppm)-B*(ppm))≦0.2．．．．．(1)在上述(1)式中，Mn*(mass%)=55S(mass%)/32 B*(ppm)=10(N(mass%)-14Ti(mass%)/48)/14×10000，Mn*<0、B*<0時，係將B*設為0。
如請求項1之冷軋鋼板，其以質量%計，含有下述1種或2種元素：Si：0.01~1.0%、Al：0.010~0.10%。
如請求項1或2之冷軋鋼板，其以質量%計，含有：Nb：0.005~0.040%。
如請求項1或2之冷軋鋼板，其以質量%計，含有下述1種或2種以上元素：Mo：0.005~0.500%、Cr：0.005~3.000%、W：0.005~3.000%、Cu：0.005~3.000%、及Ni：0.005~3.000%。
如請求項1或2之冷軋鋼板，其以質量%計，含有下述1種或2種以上元素：Ca：0.0005~0.1000%、 Rem：0.0005~0.1000%、及V：0.001~0.100%。
如請求項1或2之冷軋鋼板，其輥軋直角方向的楊格模數為225GPa以上，輥軋方向及相對於輥軋方向為45°方向的楊格模數皆為206GPa以上，且平均r值為1.4以上。
一種鋅系電鍍冷軋鋼板，係在如請求項1至6項中任一項之冷軋鋼板的表面施行有鋅系電鍍者。
一種熔融鍍鋅冷軋鋼板，係在如請求項1至6項中任一項之冷軋鋼板的表面施行有熔融鍍鋅者。
一種合金化熔融鍍鋅冷軋鋼板，係在如請求項1至6項中任一項之冷軋鋼板的表面施行有合金化熔融鍍鋅者。
一種冷軋鋼板的製造方法，係將以質量%計：C：0.0005~0.0045%、Mn：0.80~2.50%、Ti：0.002~0.150%、B：0.0005~0.01%、Si：0~1.0%、Al：0~0.10%、Nb：0~0.040%、Mo：0~0.500%、Cr：0~3.000%、W：0~3.000%、Cu：0~3.000%、Ni：0~3.000%、Ca：0~0.1000%、Rem：0~0.1000%、 V：0~0.100%、P：0.15%以下、S：0.010%以下、及N：0.006%以下，並滿足下述(1)式，且剩餘部分為鐵及不純物之鋼片進行下述步驟：加熱至1150℃以上；其次，將精加工輥軋的開始溫度設為1000~1100℃，並在1000~950℃間的溫度範圍，至少進行1道次以上依下述(2)式決定的形狀比(X)為4.4以下之輥軋；其次，在比以下述(3)式所求取的A₃ 變態溫度低50℃的溫度以上且950℃以下的溫度範圍，至少進行1道次以上依下述(2)式決定的形狀比(X)為3.0~4.2之輥軋；其次，於最後輥軋結束後，在2s以內開始冷卻，且以平均冷卻速度15℃/s以上冷卻至700℃為止的溫度範圍內後，在500~650℃的溫度範圍捲取；其次，於進行酸洗之後，施行軋縮率為50~90%的冷軋，並以平均加熱速度2~20℃/s在從室溫至650℃為止的溫度範圍加熱，進而以平均加熱速度2~15℃/s在650℃~700℃間加熱；其次，進行在700℃以上且900℃以下的溫度範圍內保持1秒以上之退火；0.07≦(Mn(mass%)-Mn*(mass%))/(B(ppm)-B*(ppm))≦0.2．．．．．(1)在上述(1)式中，Mn*(mass%)=55S(mass%)/32 B*(ppm)=10(N(mass%)-14Ti(mass%)/48)/14×1000 0，Mn*<0、B*<0時，將B*設為0；X(形狀比)=ld/hm．．．．．(2)在上述(2)式中，ld(熱軋輥與鋼板的接觸弧長)：√(L×(hin-hout)/2)，hm：(hin+hout)/2，L：輥直徑，hin：軋輥入側的板厚，hout：軋輥出側的板厚；A₃ (℃)=937.2-476.5C+56Si-19.7Mn-16.3Cu-26.6Ni-4.9Cr+38.1Mo+136.3Ti-19.1Nb+124.8V+198.4Al+3315.0B．．．．．(3)在上述(3)式中，C、Si、Mn、P、Cu、Ni、Cr、Mo、Ti.Nb、V、Al、B係各元素的含量[質量%]；針對未蓄意含有Si、Al、Cu、Ni、Cr、Mo、Nb、V之鋼板，係將該等的含有率以0%計算。
一種鋅系電鍍冷軋鋼板之製造方法，係在如請求項10之方法所製造之鋼板的表面施行鋅系電鍍。
一種熔融鍍鋅冷軋鋼板之製造方法，係在如請求項10之方法所製造之鋼板的表面施行熔融鍍鋅。
一種合金化熔融鍍鋅冷軋鋼板之製造方法，係在如請求項10之方法所製造之鋼板的表面施行熔融鍍鋅之後，進而在450~600℃的溫度範圍進行10s以上的熱處理。