TWI507541B - Cold-rolled steel sheet, galvanized cold-rolled steel sheet and the like - Google Patents

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TWI507541B
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Masaharu Kameda
Kohichi Sano
Riki Okamoto
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Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp
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Description

冷軋鋼板、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具有優異的沖壓成形性之冷軋鋼板、鍍鋅冷軋鋼板及該等的製造方法。
 發明背景
汽車係使用各種鋼板，其骨架系統的零件係使用大於980MPa的強度之鋼板。這是為了在確保衝撞安全性之同時，使車體輕量化且提升汽車的燃料消耗率。板件系統的零件用鋼板亦是為了使其兼具車體的輕量化及衝撞安全性而被要求提升強度，在板件系統的零件用鋼板係依照用途而沖壓成形性非常重要。
例如，在被要求沖壓成形性之外板零件，係使用添加有Ti及Nb之極低碳鋼板，特別是車門的外板板件，係為了賦予耐凹痕性(dent resistance)而使用BH(烘烤硬化；bake hardening)鋼板。而且，從避免在沖壓成形時產生被稱為面應變的面缺陷之觀點，亦使用降伏強度低的鋼板。如此，在板件系統的零件用鋼板，亦針對內板等複雜形狀的零件或是在外板零件所使用的鋼板，因為沖壓成形時產生面應變等的限制所以不要求骨架系統的零件程度之高強度， 但是要求與軟鋼板同等之高延展性。
作為具備延展性及高強度之鋼板，已知一種活用變態誘發塑性效果之TRIP(變能誘發塑性；transformation-induced plasticity)鋼板。例如在專利文獻1，係揭示一種外板用高強度熔融鍍鋅鋼板及其製造方法。
但是，包含在專利文獻1所記載之鋼板，先前的TRIP鋼板係難以在得到適合板件系統的零件之380MPa~630MPa的強度之同時，得到更優異的延展性及擴孔性。在專利文獻2~5亦記載各種鋼板，但是難以在得到380MPa~630MPa的強度之同時，得到更優異的延展性及擴孔性。
先前技術文獻 專利文獻
專利文獻1：日本特開2012-117148號公報
專利文獻2：日本特開2005-8961號公報
專利文獻3：國際公開第2011/148490號
專利文獻4：日本特開2000-290745號公報
專利文獻5：日本特開2009-249676號公報
 發明概要
本發明之目的，係提供一種在得到適當的強度之同時，能夠得到具有優異的延展性及擴孔性之冷軋鋼板、鍍鋅冷軋鋼板及該等的製造方法。
本申請發明者係為了上述課題而重複專心研討的結果，想出如以下所表示之本發明的各種態樣。
(1)一種冷軋鋼板，其特徵在於具有以下表示之化學組成：以質量%計：Si：0.01%~0.50%，Mn或Cr或是該等雙方：合計為0.70%~1.50%，C：當Cr為0%以上且小於0.30%時為0.030%~0.060%、當Cr為0.30%以上且1.50%以下時為0.030%~0.080%，Al：0.800%~2.000%，P：0.030%以下，S：0.0100%以下，Mo：0.10%~0.50%，O：0.0070%以下，N：0.0070%以下，B：0%~0.0020%，Ti：0%~0.050%，Nb：0%~0.050%，V：0%~0.050%，Ni：0%~1.00%，Cu：0%~1.00%， Ca或REM或是該等雙方：合計為0%~0.0300%，W：0%~1.000%，Mg：0%~0.010%，Zr：0%~0.200%，As：0%~0.500%，Co：0%~1.000%，Sn：0%~0.200%，Pb：0%~0.200%，Y：0%~0.200%，Hf：0%~0.2000%，且剩餘部分：Fe及不純物；並且，具有以下表示之組織：肥粒鐵的面積分率：95%以上，殘留沃斯田鐵的面積分率及麻田散鐵的面積分率：合計為1%~3%，殘留沃斯田鐵的面積分率與殘留沃斯田鐵中的碳濃度之乘積：1以上，且將(hkl)面的強度以I(hkl)表示時，從表面起算的深度為冷軋鋼板的厚度的1/4的區域之I(111)/{I(100)+I(110)}之值：2以下。
(2)如(1)之冷軋鋼板，其中前述化學組成中，Cr：0.30%~0.80%、或Mn：0.40%~1.00%，或是該等雙方成立。
(3)如(1)或(2)之冷軋鋼板，其中前述化學組成中，B：0.0003%~0.0020%、Ti：0.005%~0.050%、Nb：0.005%~0.050%、或V：0.005%~0.050%，或是該等任意組合成立。
(4)如(1)至(3)項中任一項之冷軋鋼板，其中前述化學組成中，Ni：0.01%~1.00%、或Cu：0.01%~1.00%，或是該等雙方成立。
(5)如(1)至(4)項中任一項之冷軋鋼板，其中前述化學組成中，Ca或REM或是該等雙方：合計為0.0005%~0.0300%係成立。
(6)如(1)至(5)項中任一項之冷軋鋼板，其中前述化學組成中，W：0.001%~1.000%、Mg：0.0001%~0.010%、Zr：0.0001%~0.200%、As：0.0001%~0.500%、Co：0.0001%~1.000%、Sn：0.0001%~0.200%、 Pb：0.0001%~0.200%、Y：0.0001%~0.200%、或Hf：0.0001%~0.2000%，或是該等任意組合成立。
(7)一種鍍鋅冷軋鋼板，其特徵在於具有：如(1)至(6)項中任一項之冷軋鋼板；及形成在前述冷軋鋼板表面之熔融鍍鋅層或合金化熔融鍍鋅層。
(8)一種冷軋鋼板的製造方法，其特徵在於具有以下步驟：將已加熱至1250℃以下的溫度區域之鋼胚進行熱軋而得到熱軋板之步驟；在650℃以下的溫度區域將前述熱軋板捲取之步驟；其次，以70%以上的軋縮率進行前述熱軋板的冷軋而得到冷軋板之步驟；及在750℃~900℃的溫度區域進行前述冷軋板的連續退火之步驟；又，前述進行熱軋之步驟具有在850℃~1000℃的溫度區域，於肥粒鐵及沃斯田鐵的2相存在之狀態下進行精加工輥軋之步驟，前述精加工輥軋中，係將最後3個機架之總軋縮量設為60%以上，且在前述精加工輥軋結束後1秒鐘以內開始冷卻；前述鋼胚具有以下表示之化學組成： 以質量%計：Si：0.01%~0.50%，Mn或Cr或是該等雙方：合計為0.70%~1.50%，C：當Cr為0%以上且小於0.30%時為0.030%~0.060%、當Cr為0.30%以上且1.50%以下時為0.030%~0.080%，Al：0.800%~2.000%，P：0.030%以下，S：0.0100%以下，Mo：0.10%~0.50%，O：0.0070%以下，N：0.0070%以下，B：0%~0.0020%，Ti：0%~0.050%，Nb：0%~0.050%，V：0%~0.050%，Ni：0%~1.00%，Cu：0%~1.00%，Ca或REM或是該等雙方：合計為0%~0.0300%，W：0%~1.000%，Mg：0%~0.010%，Zr：0%~0.200%，As：0%~0.500%， Co：0%~1.000%，Sn：0%~0.200%，Pb：0%~0.200%，Y：0%~0.200%，Hf：0%~0.2000%，且剩餘部分：Fe及不純物。
(9)如(8)之冷軋鋼板的製造方法，其中前述化學組成中，Cr：0.30%~0.80%、或Mn：0.40%~1.00%，或是該等雙方成立。
(10)如(8)或(9)之冷軋鋼板的製造方法，其中前述化學組成中，B：0.0003%~0.0020%、Ti：0.005%~0.050%、Nb：0.005%~0.050%、或V：0.005%~0.050%，或是該等任意組合成立。
(11)如(8)至(10)項中任一項之冷軋鋼板的製造方法，其中前述化學組成中，Ni：0.01%~1.00%、或Cu：0.01%~1.00%，或是該等雙方成立。
(12)如(8)至(11)項中任一項之冷軋鋼板的製造方 法，其中前述化學組成中，Ca或REM或是該等雙方：合計為0.0005%~0.0300%成立。
(13)如(8)至(12項中任一項之冷軋鋼板的製造方法，其中前述化學組成中，W：0.001%~1.000%、Mg：0.0001%~0.010%、Zr：0.0001%~0.200%、As：0.0001%~0.500%、Co：0.0001%~1.000%、Sn：0.0001%~0.200%、Pb：0.0001%~0.200%、Y：0.0001%~0.200%、或Hf：0.0001%~0.2000%，或是該等任意組合成立。
(14)一種鍍鋅冷軋鋼板的製造方法，其特徵在於具有以下步驟：使用如(8)至(13)中任一項之方法製造冷軋鋼板之步驟：及在前述冷軋鋼板表面形成熔融鍍鋅層或合金化熔融鍍鋅層之步驟。
依照本發明，在具有適當的強度之同時，能夠得到優異的延展性及擴孔性。又，藉由TRIP效果，能夠期待 提升深拉延性。
 用以實施發明之形態
以下，說明本發明的實施形態。
首先，說明本實施形態之冷軋鋼板的組織。本實施形態之冷軋鋼板係具有以下表示之組織：肥粒鐵的面積分率(VF )：95%以上，殘留沃斯田鐵的面積分率(VγR )及麻田散鐵的面積分率(VM )：合計為1%~3%，殘留沃斯田鐵的面積分率(VγR )與殘留沃斯田鐵中的碳濃度(CγR )之乘積：1以上，且將(hkl)面的強度以I(hkl)表示時，從表面起算的深度為冷軋鋼板的厚度之1/4的區域之I(111)/{I(100)+I(110)}之值：2以下。
(肥粒鐵的面積分率(VF (%))：95%以上)
肥粒鐵係呈現優異的變形能力且提高延展性。肥粒鐵的面積分率小於95%時，無法得到充分的延展性。因而，肥粒鐵的面積分率係設為95%以上。
(殘留沃斯田鐵的面積分率(VγR (%))及麻田散鐵的面積分率(VM (%))：合計為1%~3%)
殘留沃斯田鐵及麻田散鐵有助於確保強度。殘留沃斯田鐵的面積分率及麻田散鐵的面積分率之和小於1%時，無法得到充分的強度。殘留沃斯田鐵的面積分率及麻田散鐵的面積分率之和大於3%時，無法得到充分的擴孔性。因而， 殘留沃斯田鐵的面積分率及麻田散鐵的面積分率係設為合計為1%~3%。。
(殘留沃斯田鐵的面積分率(VγR (%))與殘留沃斯田鐵中的碳濃度(CγR (質量%))之乘積：1以上)
殘留沃斯田鐵的特性，係重大地受到該殘留沃斯田鐵中的碳濃度之影響。殘留沃斯田鐵的面積分率與殘留沃斯田鐵中的碳濃度之乘積(VγR ×CγR )小於1時，係無法得到充分的延展性，例如無法得到40%以上的伸長率。因而，殘留沃斯田鐵的面積分率與殘留沃斯田鐵中的碳濃度之乘積係設為1以上。
(從表面起算的深度為冷軋鋼板的厚度之1/4的區域之I(111)/{I(100)+I(110)}之值：2以下)
I(111)/{I(100)+I(110)}之值、亦即面強度比係反映肥粒鐵的集合組織之形態。從表面起算的深度為冷軋鋼板的厚度之1/4的區域(板厚1/4t部分)之面強度比大於2時，因為面內各向異性太大，所以無法得到充分的擴孔性。板厚1/4t部分之面強度比係較佳為1以下。又，(hkl)面的強度(I(hkl))，係能夠藉由使用電場放射型掃描型電子顯微鏡(FESEM：field emission scanning electron microscope)之電子射線後方散射繞折(EBSD：electron backscattered diffraction pattern)法和X射線繞射法來取得。亦即，使用FESEM-EBSD法和X射線繞射法能夠掌握肥粒鐵的集合組織之特徵。又，在後述的實施例，係使用FESEM-EBSD法來求取(111)面的強度、(100)面的強度及(110)面的強度。
肥粒鐵、殘留沃斯田鐵、麻田散鐵及變韌鐵的辨識、存在位置的確認及面積分率的測定，係例如能夠藉由觀察與冷軋鋼板的輥軋方向及厚度方向平行的剖面、或與輥軋方向正交的剖面來進行。在剖面的觀察，係例如將該剖面使用NITAL(硝酸乙醇腐蝕液)試藥腐蝕，使用掃描型電子顯微鏡(SEM：scanning electron microscope)或透射型電子顯微鏡(TEM：transmission electron microscope)且採用1000倍~100000倍的倍率來觀察即可。亦可使用其他的腐蝕液來代替NITAL試藥。能夠使用的腐蝕液的一個例子係記載在特開昭59-219473號公報。在特開昭59-219473號公報所記載的腐蝕液係「一種彩色蝕刻液，其特徵在於：由前處理液及後處理液所構成，其中該前處理液係將以1~5g的苦味酸(picric acid)之比率溶解在乙醇100mL而成之A液，及以硫代硫酸鈉為1~25g及檸檬酸為1~5g之比率溶解在水100mL而成之B液，使A液與B液以1：1混合之後，將硝酸以1.5~4%的比率添加混合而成；而該後處理係將前述前處理液以10%的比率混合在2%的NITAL液，或是將硝酸以2~5%的比率混合在乙醇100mL而成」。又，藉由使用FESEM之EBSD法來進行結晶方位解析，亦能夠辨識組織，確認存在位置及測定面積分率。
麻田散鐵的面積分率(VM )、肥粒鐵的面積分率(VF )、殘留沃斯田鐵的面積分率(VγR )及變韌鐵的面積分率(VB )亦能夠如以下進行而測定。例如，將與鋼板的輥軋方向及厚度方向平行的剖面設作觀察面而採取試料，而且將 觀察面進行電場研磨且使用FESEM觀察從表面起算的深度為鋼板的厚度之1/8~3/8的部分，並且使用EBSD法測定面積分率。此時，採用5000倍的倍率各測定10視野且將其平均值設為面積分率。解析係能夠使用TSL Solutions股份公司製的「OIM-Analysis 5」。
又，即便含有變韌鐵及波來鐵，只要該等的面積分率之和小於1%，亦能夠得到本實施形態的效果。
殘留沃斯田鐵中的碳濃度(CγR )係能夠如以下進行而特定。首先，藉由將Fe設作標靶之X射線繞射，針對殘留沃斯田鐵的(200)面、(220)面及(311)面，從各自面強度的半寬度中點求取晶格常數。然後，將該該等晶格常數的平均值設作沃斯田鐵的晶格常數(a0 )且從下述式1算出碳濃度(CγR )。式1中的「%Al」係該冷軋鋼板的Al含量，其係數(0.0087)係從文獻(C.M.Chu等人：Scr.Metal.et Mater(S CR金屬與材料).,第30卷，第505-508頁)的表1藉由多元迴歸(multiple regression)所求得之值。
a0 =3.572+0.033×(CγR )+0.0087×(%Al)…(式1)
滿足該等條件時，鄰接變韌鐵之殘留沃斯田鐵及麻田散鐵為非常少而能夠得到良好的延展性及擴孔性。又，將變韌鐵的面積分率(VB )除以殘留沃斯田鐵的面積分率(VγR )所得到的商(VB /VγR )係0.6以下。雖然藉由鄰接變韌鐵之殘留沃斯田鐵及麻田散鐵為非常少而能夠得到良好的延展性及擴孔性之理由係不明確，但是能夠如以下考慮。通常，藉由在殘留沃斯田鐵或麻田散鐵的周圍存在容易變形 之肥粒鐵，成形能力係進一步提升。在殘留沃斯田鐵的周圍之變韌鐵較少時，因為該殘留沃斯田鐵的形狀係變為接近球狀，使得應變集中不容易產生，即便該殘留沃斯田鐵接受沖壓成形等的加工，亦殘留至其後期為止。因此，TRIP效果係被持續而能夠得到良好的延展性及擴孔性。又，鄰接變韌鐵之殘留沃斯田鐵的面積分率及麻田散鐵的面積分率之和(f_N)係越小越佳。相對於麻田散鐵的面積分率及殘留沃斯田鐵的面積分率之和，面積分率的和(f_N)係以三成以下為佳，以二成以下為較佳。
其次，說明在本發明的實施形態之冷軋鋼板及其製造所使用的鋼胚之化學組成。詳細係後述，本發明的實施形態之冷軋鋼板係經由鋼胚的熱軋、冷卻、捲取、冷軋及連續退火等而製造。因而，冷軋鋼板及鋼胚的化學組成係不僅是冷軋鋼板的特性，亦考慮該等處理。在以下的說明，在冷軋鋼板及其製造所使用的鋼胚含有的各元素的含量之單位「%」，係只要未特別預先告知，就意味著「質量%」。在本實施形態之冷軋鋼板及其製造所使用的鋼胚，具有以下表示之化學組成：Si：0.01%~0.50%、Mn或Cr或是該等雙方：合計為0.70%~1.50%、C：0.030%~0.060%(當Cr為o%以上且小於0.30%時)或0.030%~0.080%(當Cr為0.30%以上且1.50%以下時)、Al：0.800%~2.000%、P：0.030%以下、S：0.0100%以下、Mo：0.10%~0.50%、O：0.0070%以下、N：0.0070%以下、B：0%~0.0020%、Ti：0%~0.050%、Nb：0%~0.050%、V：0%~0.050%、Ni：0%~1.00%、Cu： 0%~1.00%、Ca或REM(希土類金屬)或是該等雙方：合計為0%~0.0300%、W：0%~1.000%、Mg：0%~0.010%、Zr：0%~0.200%、As：0%~0.500%、Co：0%~1.000%、Sn：0%~0.200%、Pb：0%~0.200%、Y：0%~0.200%、Hf：0%~0.2000%、且剩餘部分：Fe及不純物。作為不純物，能夠例示在礦石、廢料等的原材料所含有者，及在生產製程所含有者。
(Si：0.01%~0.50%)
Si係有助於提升冷軋鋼板的強度且抑制雪明碳鐵(cementite)的析出而使殘留沃斯田鐵安定化。Si含量小於0.01%時，無法充分地得到該等效果。因而，Si含量係設為0.01%以上。又，Si含量的減低係有花費很大的成本之情形。Si含量大於0.50%時，固熔強化使得強度變為太高，無法得到充分的沖壓成形性。因而，Si含量係設為0.50%以下，較佳是設為0.10%以下。Si含量過剩時，在形成熔融鍍鋅層時，有無法得到充分的鍍敷濕潤性之情形。
(Mn或Cr或是該等雙方：合計為0.70%~1.50%)
Mn及Cr係確保淬火性且有助於確保適量的殘留沃斯田鐵。Mn含量及Cr含量之和小於0.70%時，係過剩地形成肥粒鐵及波來鐵，而無法得到所需要的殘留沃斯田鐵的面積分率。Mn含量及Cr含量之和係設為0.70%以上。Mn含量及Cr含量之和大於1.50%時，強度變為太高而無法得到充分的沖壓成形性。起因於Mn及/或Cr的偏析引起脆化，致使所鑄造的鋼胚容易產生龜裂等的問題。熔接性亦有低落之情形。 熱軋板的強度過度地提高亦有確保較高的冷軋率變為困難之情形。因而，Mn含量及Cr含量之和係設為1.50%以下。Mn含量及Cr含量之和為0.70%~1.50%時，亦可以不含有Mn或Cr的一方。
Cr含量係以0.30%~0.80%為佳，Mn含量係以0.40%~1.00%為佳。0.30%以上的Cr及0.40%以上的Mn，係有助於進一步提升淬火性。Cr含量大於0.80%或Mn含量大於1.00%時，有容易產生起因於偏析之脆化、或熱軋板的強度變高致使冷軋性低落之情形。如後述，Cr含量小於0.30%之情況，C含量大於0.060%時，無法得到充分的沖壓成形，Cr含量為0.30%以上時，即便C含量大於0.060%，亦有能夠得到充分的沖壓成形之情形。
(C：0.030%~0.060%(當Cr為0%以上且小於0.30%時)或0.030%~0.080%(當Cr為0.30%以上且1.50%以下時))
C係有助於提升冷軋鋼板的強度且使殘留沃斯田鐵安定化。C含量小於0.030%時，無法充分地得到該等效果。因而，C含量係設為0.030%以上，較佳是設為0.040%以上。Cr含量為0%以上且小於0.30%之情況，C含量大於0.060%時，強度變為太高而無法得到充分的沖壓成形性。因而，Cr含量為0%以上且小於0.30%之情況，C含量係設為0.060%以下，較佳是設為0.050%以下。另一方面，Cr含量為0.30%以上且1.50%以下之情況，C含量為0.080%以下時，即便大於0.060%亦能夠得到充分的沖壓成形性。因而，Cr含量為0.30%以上且1.50%以下之情況，C含量係設為0.080%以下， 較佳是設為0.060%以下。即便C含量大於0.060%亦能夠得到充分的沖壓成形性之理由係不明確，但是認為因為藉由Cr的作用，即便退火時碳化物亦未溶解且殘留，而能夠抑制殘留沃斯田鐵及麻田散鐵等的硬質組織的生成且能夠抑制強度的過度上升。又，認為因為Cr的固熔強化能力比Mn的固熔強化能力更低，亦是能夠得到充分的沖壓成形性之一個原因。
(Al：0.800%~2.000%)
Al係具有將熔鋼脫氧之作用，使殘留沃斯田鐵安定化且有助於確保高延展性。Al含量小於0.800%時，無法得到充分的延展性。因而，Al含量係設為0.800%以上。Al含量大於2.000%時，氧化物在冷軋鋼板中大量地殘留，致使機械特性、特別是局部變形能力變差，或是特性的偏差變大。Al含量大於2.000%時，使殘留沃斯田鐵安定化之效果係飽和。因而，Al含量係設為2.000%以下。從鑄造時避免噴嘴堵塞等之觀點、Al含量係較佳是設為1.700%以下。
(P：0.030%以下)
P不是必要元素，例如係以不純物的方式含有在鋼中。P係容易偏析在鋼板的厚度方向之中央部，而且使熔接部脆化。P的偏析會造成擴孔性低落。因此，P含量係越低越佳。特別是P含量大於0.030%時，擴孔性低落及熔接部的脆化顯著。因而，P含量係設為0.030%以下。又，為了使P含量小於0.001%，有需要很大的成本之情形。為了減低P含量，係花費成本，欲使減低至小於0.001%為止時，成本係顯著地 上升。因此，P含量可設為0.001%以上。
(S：0.0100%以下
S不是必要元素，例如係以不純物的方式含有在鋼中。S含量越高，鑄造時的製造性及熱軋時的製造性越低落。因此，S含量係越低越佳。特別是S含量大於0.0100%時，製造性係顯著地低落。因而，S含量係設為0.0100%以下。為了減低S含量，係花費成本，欲使減低至小於0.0001%為止時，成本係顯著地上升。因此，S含量可設為0.0001%以上。
(Mo：0.10%~0.50%)
Mo係確保殘留沃斯田鐵，特別是進行熔融鍍鋅處理時，有助於確保殘留沃斯田鐵。Mo含量小於0.10%時，該效果係無法充分地得到。因而，Mo含量係設為0.10%以上。Mo含量大於0.50%時，該效果係飽和而只有成本上升。又，Mo含量大於0.50%時，使殘留沃斯田鐵安定化之效果係飽和。因而，Mo含量係設為0.50%以下，從成本的觀點，較佳是設為0.30%以下。
(O：0.0070%以下)
O不是必要元素，例如係以不純物的方式含有在鋼中。O係形成氧化物且使擴孔性變差。又，在冷軋鋼板表面附近存在之氧化物，係成為表面傷痕的原因且使外觀品質水準變差。在截斷面存在氧化物時，在該截斷面形成切口狀的傷痕且擴孔性變差。因此，O含量係越低越佳。特別是O含量大於0.0070%時，擴孔性的變差等係顯著。因而，O含量係設為0.0070%以下。為了減低O含量，係花費成本，欲使 減低至小於0.0001%為止時，成本係顯著地上升。因此，O含量可設為0.0001%以上。
(N：0.0070%以下)
N不是必要元素，例如係以不純物的方式含有在鋼中。N係形成粗大的氮化物且使延展性及擴孔性變差。N亦成為熔接時產生氣孔(blow hole)之原因。因此，N含量係越低越佳。特別是N含量大於0.0070%時，彎曲性及擴孔性變差等係顯著。為了減低N含量，係花費成本，欲使減低至小於0.0010%為止時，成本係顯著地上升。因此，N含量可設為0.0010%以上。
B、Ti、Nb、V、Ni、Cu、Ca、REM、W、Mg、Zr、As、Co、Sn、Pb、Y、及Hf不是必要元素，係亦可在冷軋鋼板有限度且適當地含有預定量之任意元素。
(B：0%~0.0020%、Ti：0%~0.050%、Nb：0%~0.050%、V：0%~0.050%)
B係有助於提升淬火性。但是，B含量大於0.0020%時，鐵系的硼化物係容易析出而無法得到提升淬火性之效果。因而，B含量係設為0.0020%以下。Ti係藉由與N鍵結且形成TiN，而有助於抑制B的氮化，Ti含量大於0.050%時，因為形成Ti鐵系碳化物致使有助於殘留沃斯田鐵的安定化之碳減少，所以延展性低落。因而，Ti含量係設為0.050%以下。Nb及V係藉由結晶粒的細粒化而有助於強度的上升及韌性的提升。但是，Nb大於0.050%時，因為形成Nb鐵系碳化物致使有助於殘留沃斯田鐵的安定化之碳減少，所以延 展性低落。因而，Nb含量係設為0.050%以下。同樣地，V大於0.050%時，因為形成V鐵系碳化物致使有助於殘留沃斯田鐵的安定化之碳減少，所以延展性低落。因而，V含量係設為0.050%以下。為了確實地得到藉由上述作用之效果，B含量係較佳是設為0.0003%以上，Ti含量、Nb含量及V含量係任一者均是較佳為0.005%以上。亦即，以滿足「B：0.0003%~0.0020%」、「Ti：0.005%~0.050%」、「Nb：0.005%~0.050%」、或「V：0.005%~0.050%」，或是該等任意組合為佳。
(Ni：0%~1.00%、Cu：0%~1.00%)
Ni及Cu係有助於確保淬火性。但是，Ni及/或Cu的含量大於1.00%時，熔接性、熱加工性等變差。因而，Ni含量係設為1.00%以下，Cu含量係設為1.00%以下。為了確實地得到藉由上述作用之效果，Ni含量及Cu含量係任一者均是以0.01%以上為佳，較佳為0.05%以上。亦即，以滿足「Ni：0.01%~1.00%」、或「Cu：0.01%~1.00%」，或是該等組合為佳。
(Ca或REM或是該等雙方：合計為0%~0.0300%)
Ca及REM，係有助於藉由提升強度提升及組織微細化來改善韌性。但是，Ca含量及REM含量之和大於0.0300%時，鑄造性和熱加工性變差。因而，Ca含量及REM含量之和係設為0.0300%以下。為了確實地得到藉由上述作用之效果，Ca含量及REM含量之和係以0.0005%以上為佳。亦即，以滿足「Ca或REM或是該等雙方：0.0005%~0.0300%」為 佳。REM係指Sc、Y及屬於鑭系列之元素，「REM含量」係意味著該等元素的合計含量。鑭系元素(Lanthanoid)係在工業上多半是例如使用美鈰合金(Misch metal)而添加，含有La、Ce等複數種類的元素。亦可以單獨添加金屬La或金屬Ce等屬於REM之金屬元素。
(W：0%~1.000%、Mg：0%~0.010%、Zr：0%~0.200%、As：0%~0.500%、Co：0%~1.000%、Sn：0%~0.200%、Pb：0%~0.200%、Y：0%~0.200%、Hf：0%~0.2000%)
W、Mg及Zr係有助於抑制起因於夾雜物之局部延展性低落。例如，Mg係有助於夾雜物的無害化。但是，W含量大於1.000%時，加工性低落。因而，W含量係設為1.000%以下。Mg含量大於0.010%時，潔淨度變差。因而，Mg含量係設為0.010%以下。Zr含量大於0.200%時，加工性亦低落。因而，Zr含量係設為0.200%以下。As係有助於提升機械強度及改善材質。但是，As含量大於0.500%時，加工性低落。因而，As含量係設為0.500%以下。Co係促進變韌鐵變態。在TRIP鋼，為了活用變韌鐵變態，Co係有用的。但是，Co含量大於1.000%時，熔接性變差。因而，Co含量係設為1.000%以下。Sn及Pb係有助於提升鍍敷濕潤性及鍍敷層的密著性。但是，Sn及/或Pb的含量大於0.200%時，在製造時容易產生傷痕，或是韌性低落。因而，Sn含量係設為0.200%以下，Pb含量係設為0.200%以下。Y及Hf係有助於提升耐蝕性。Y係在鋼中形成氧化物，藉由吸附鋼中的氫， 因為減低擴散性氫，所以亦有助於提升耐氫脆化特性。但是，Y含量大於0.200%或Hf含量大於0.2000%時，擴孔性變差。因而，Y含量係設為0.200%以下，Hf含量係設為0.2000%以下。
為了確實地得到藉由上述作用之效果、W含量係較佳為0.001%以上，Mg含量、Zr含量、As含量、Co含量、Sn含量、Pb含量、Y含量及Hf含量係任一者均是較佳為0.0001%以上。亦即，以滿足「W：0.001%~1.000%」、「Mg：0.0001%~0.010%」、「Zr：0.0001%~0.200%」、「As：0.0001%~0.500%」、「Co：0.0001%~1.000%」、「Sn：0.0001%~0.200%」、「Pb：0.0001%~0.200%」、「Y：0.0001%~0.200%」、或「Hf：0.0001%~0.2000%」，或是該等任意組合為佳。
其次，說明在實施形態之製造冷軋鋼板之方法的例子。依照在此所說明之方法，能夠製造實施形態之冷軋鋼板，但是實施形態之製造冷軋鋼板之方法係不被此限定。亦即，即便依照其他的方法而製成之冷軋鋼板，只要其具有上述的組織及化學組成時，可說是在實施形態的範圍內。
在該製造方法，係將已加熱至1250℃以下的溫度區域之鋼胚進行熱軋而取得熱軋板，在650℃以下的溫度區域將該熱軋板捲取，以70%以上的軋縮率將該熱軋板進行冷軋而取得冷軋板，在750℃~900℃的溫度區域將該冷軋板進行連續退火。在進行熱軋時，係在850℃~1000℃的溫度 區域且肥粒鐵及沃斯田鐵的2相存在之狀態下進行精加工輥軋。在精加工輥軋，係將在最後的3個機架之總軋縮量設為60%以上，且從精加工輥軋結束起算1秒鐘以內開始冷卻。
作為供給熱軋之鋼胚，係使用從調整成分使化學組成為上述的範圍內之熔鋼所鑄造而成者。能夠使用連續鑄造鋼胚、或使用薄鋼胚鑄造機等所製成之鋼胚等作為鋼胚。亦可應用鑄造後立刻進行熱軋之如連續鑄造-直接輥軋(CC-DR)的製程。
鋼胚加熱溫度係設為1250℃以下。鋼胚加熱溫度太高時，不僅是生產性變差，製造成本變高。鋼胚加熱溫度係以設為1200℃以下為佳。又，鋼胚加熱溫度係以設為1050℃以上為佳。鋼胚加熱溫度小於1050℃時，有精加工輥軋溫度低落且精加工輥軋時的輥軋荷重變高之情形。輥軋荷重上升，有引起輥軋展性變差及輥軋後鋼板(熱軋板)的形狀不良之情形。
在進行熱軋時，係在850℃~1000℃的溫度區域且肥粒鐵及沃斯田鐵的2相存在之狀態下進行精加工輥軋。精加工輥軋的溫度(精加工輥軋溫度)小於850℃時，輥軋荷重變高，有引起輥軋展性變差及熱軋板的形狀不良之情形。又，精加工輥軋溫度係設為1000℃以下。為了盡可能減小熱軋板的結晶粒徑。在精加工輥軋，係將最後機架之2個前的機架至最後機架為止的總軋縮量、亦即將在最後3個機架之總軋縮量設為60%以上，且從精加工輥軋結束起算1秒鐘 以內開始冷卻、例如水冷。該總軋縮量小於60%時，在熱軋板的結晶粒徑係變為粗大。又，從精加工輥軋結束至冷卻開始為止需要大於1秒鐘的時間時，在熱軋板的結晶粒徑係變為粗大。
熱軋板的捲取係在650℃以下的溫度區域進行。該溫度(捲取溫度)為650℃時，在熱軋板的表面所形成的氧化物之厚度係過度地増大且酸洗性變差。捲取溫度係以設為500℃以上為佳。捲取溫度小於500℃時，熱軋板的強度係過剩地増大且在冷軋時有造成斷裂和形狀不良之情形。
又，在熱軋時亦可將粗輥軋板之間接合而連續地進行精加工輥軋。又，將粗輥軋板暫時捲取亦無妨。
在熱軋板捲取後，較佳是將熱軋板進行酸洗。藉由酸洗能夠將熱軋板的表面之氧化物除去。因而，對於提升以後的熔融鍍鋅層或合金化熔融鍍鋅層時之熔融鍍敷性，酸洗係非常有效的。酸洗係可以一次亦可以分開複數次而進行。
隨後，以70%以上的軋縮率將熱軋板進行冷軋而取得冷軋板。冷軋的軋縮率小於70%時，再結晶溫度變高且無法得到充分的延展性，又，將鋼板的形狀保持平坦係變為困難，最後製品之冷軋鋼板的延展性變差。軋縮率係以設為90%以下為佳。軋縮率大於90%時，輥軋荷重變為太大而冷軋變為困難。又，軋縮率大於90%時，亦有各向異性變大，或擴孔性變差之情況。藉由將軋縮率設為90%以下，能夠使面強度比(I(111)/{I(100)+I(110)}之值)為2以下。 又，輥軋道次的次數及毎道次的軋縮率，係只要不對本實施形態的效果造成影響，就沒有特別限定。
冷軋後，在750℃~900℃的溫度區域將冷軋板進行連續退火。藉由該連續退火，能夠使因冷軋而高強度化之冷軋板的強度降低至預定範圍為止，又，能夠得到含有適當的殘留沃斯田鐵之所需要的組織。亦即，藉由連續退火，使在冷軋中被導入的位錯(dislocation)恢復且藉由再結晶或相變態而釋放，能夠得到安定的殘留沃斯田鐵。連續退火的溫度小於750℃時，未再結晶粒係殘留且無法得到充分的延展性。連續退火的溫度大於900℃時，連續退火爐承受太大的負荷。藉由將連續退火的溫度設為750℃以上，能夠使殘留沃斯田鐵的面積分率(VγR )及麻田散鐵的面積分率(VM )合計為1%以上，且能夠使殘留沃斯田鐵的面積分率(VγR )與殘留沃斯田鐵中的碳濃度(CγR )之乘積為1以上。
如此進行而能夠製造冷軋鋼板。
製造鍍鋅冷軋鋼板時，係在冷軋鋼板表面形成熔融鍍鋅層或合金化熔融鍍鋅層。熔融鍍鋅層或合金化熔融鍍鋅層的形成，係藉由連續退火後、或接著連續退火之熔融鍍鋅處理來進行。藉由熔融鍍鋅處理，能夠得到抑制鏽垢的形成及提升耐蝕性之效果。形成合金化熔融鍍鋅層時，合金化溫度係設為600℃以下。合金化溫度大於600℃時，因為殘留沃斯田鐵係分解成為肥粒鐵及雪明碳鐵，所以無法得到高延展性。
熔融鍍鋅層或合金化熔融鍍鋅層，亦可含有Ni、 Cu、Cr、Co、Al、Si、或Zn，或是該等任意組合。製造鍍鋅冷軋鋼板時，係以在冷軋與連續退火之間，在冷軋板的表面形成含有Ni、Cu、Co、或Fe，或是該等任意組合之基底鍍敷層為佳。藉由預先形成基底鍍敷層，能夠使熔融鍍鋅層或合金化熔融鍍鋅層的密著性提升。
亦能夠藉由電鍍法而形成鍍敷層，但是為了形成較厚的鍍敷層，係以熔融鍍鋅法為適合。
又，上述實施形態，任一者均只不過是顯示在實施本發明時之具體化的例子，不可因該等而限定地解釋本發明的技術的範圍。亦即，本發明係在不脫離其技術思想、或其主要的特徵，而能夠以各式各樣的形式實施。
實施例
其次，說明本發明的實施例。在實施例的條件係為了確認本發明的實施可能性及效果而採用的一條件例，本發明係不被該一條件例限定。本發明係只要在不脫離本發明的要旨而達成本發明的目的，能夠採用各種條件。
(第1實驗)
在第1實驗，係使用在表1所顯示之化學組成的鋼(鋼種a~r及A~G)而鑄造鋼胚，且進行鋼胚加熱、熱軋、冷卻、捲取、酸洗、冷軋及連續退火。冷軋鋼板的厚度係設為0.65mm。表1中的空欄係顯示該元素的含量為小於檢測界限。針對一部分的冷軋鋼板，係在連續退火後進行熔融鍍鋅處理及合金化處理。將鋼胚加熱的溫度、熱軋中的精加工輥軋溫度、在精加工輥軋的最後3個機架之總軋縮量、捲取溫度、在冷 軋的冷軋率、在連續退火的退火溫度及在合金化處理的合金化溫度顯示在表2及表3。又，在全部的條件，冷卻係從精加工輥軋結束起算1秒鐘以內開始。表1、表2或表3中的底線係表示其數值不在本發明的範圍內。
而且，從所得到的鋼板採取試料而進行機械試驗及組織觀察。
針對拉伸特性，係採取依據JIS Z 2201之拉伸試驗片，依據JIS Z 2241進行拉伸試驗且測定降伏強度(YP)、拉伸強度(TS)及伸長率(EL)。針對擴孔性，係使用在JIS Z 2256所記載的方法進行試驗。亦即進行衝孔得到直徑10mm(d0 )的孔穴，使用60度的圓錐衝孔機將以毛邊為外側之方式將該孔穴擴張，且在龜裂貫穿鋼板之時點測定孔穴直徑(d)。而且，算出擴孔率λ(=((d-d0 )/d0 )×100)。
在組織觀察，係測定麻田散鐵的面積分率(VM )、肥粒鐵的面積分率(VF )、殘留沃斯田鐵的面積分率(VγR )及變韌鐵的面積分率(VB )。該等面積分率係將與鋼板的輥軋方向及厚度方向平行的剖面設作觀察面且採取試料，將觀察面進行電場研磨且使用FESEM觀察從表面起算的深度為鋼板的厚度之1/8~3/8的部分，而且使用EBSD法測定面積分率。此時，以5000倍的倍率測定各10視野且將其平均值設為面積分率。解析係使用TSL Solutions股份公司製的「OIM-Analysis 5」。又，使用FESEM-EBSD法進行結晶方位解析，且進行組織的辨識及特定在板厚1/4t部分之面強度比(I(111)/{I(100)+I(110)}之值)。
在測定殘留沃斯田鐵中的碳濃度(CγR )，係藉由以Fe作為標靶之X射線繞射，針對殘留沃斯田鐵的(200)面、(220)面及(311)面，各自從面強度的半寬度中點求取晶格常數。而且，將該等晶格常數的平均值設作沃斯田鐵的晶格常數(a0 )且從上述的式1算出碳濃度(CγR )。
而且，求取鄰接變韌鐵之殘留沃斯田鐵的面積分率及麻田散鐵的面積分率之和(f_N)、不鄰接變韌鐵且在晶界存在之殘留沃斯田鐵的面積分率及麻田散鐵的面積分率之和(f_s)、以及不鄰接變韌鐵且在粒內存在之殘留沃斯田鐵的面積分率及麻田散鐵的面積分率之和(f_I)。此時，將與鋼板的輥軋方向及厚度方向平行的剖面設為觀察面且採取試料，使用NITAL液腐蝕觀察面且使用SEM觀察該觀察面。而且，將能夠觀察到變韌鐵的方塊狀組織者設為變韌鐵，將其他的島狀組織設為沃斯田鐵及/或麻田散鐵。
將該等結果顯示在表4及表5。在此，將降伏強度(YP)為400MPa以下，拉伸強度(TS)為630MPa以下、拉伸強度(TS)與伸長率(EL)之乘積(TS×EL)為16500MPa%以上，拉伸強度(TS)的立方根與擴孔率(λ)之乘積(TS1/3 ×λ)為810MPa1/3 %以上者判定為良好。表4或表5中的底線，係表示其數值係不在該等所需要的範圍或本發明的範圍內。降伏強度(YP)為大於400MP時，造成面應變且不容易加工。拉伸強度(TS)大於630時，不容易加工。「TS×EL」的值小於16500MPa%時，無法得到良好的沖壓成形性。「TS1/3 ×λ」的值小於810MPa1/3 %時，無法得到良好的沖壓成形性。如表4 及表5所顯示，全部的條件在本發明的範圍內之發明例，係在確保適當的強度之同時，能夠得到優異的延展性及擴孔性。另一方面，任一種以上的條件不在本發明的範圍內之比較例，係無法得到所需要的強度、延展性及/或擴孔性。
(第2實驗)
在第2實驗，係使用在表6所顯示之化學組成的鋼(鋼種a2~n2及A2~B2)而鑄造鋼胚，且進行鋼胚加熱、熱軋、冷卻、捲取、酸洗、冷軋及連續退火。冷軋鋼板的厚度係設為0.65mm。如表6所顯示，該等鋼係含有W、Mg、Zr、As、Co、Sn、Pb、Y或Hf。表6中的空欄係表示該元素的含量係小於檢測界限。針對一部分的冷軋鋼板，係在連續退火後進行熔融鍍鋅處理及合金化處理。將鋼胚加熱的溫度、熱軋中的精加工輥軋溫度、在精加工輥軋的最後3個機架之總軋縮量、捲取溫度、在冷軋的冷軋率、在連續退火的退火溫度及在合金化處理的合金化溫度顯示在表7。又，在全部的條件，冷卻係從精加工輥軋結束起算1秒鐘以內開始。表6或表7中的底線係表示其數值不在本發明的範圍內。
而且，從得到的鋼板採取試料，與第1實驗同樣地進行機械試驗及組織觀察。將該等結果顯示在表8。在此亦是依照與第1實驗同樣的基準進行評價。表8中的底線係表示其數值不在所需要的範圍或本發明的範圍內。如表8所顯示，全部的條件係在本發明的範圍內之發明例，係在確保適當的強度之同時，能夠得到優異的延展性及擴孔性。在使用Cr含量為0.3%以上的鋼種a2~f2之條件下，雖然C含量比較高，但是能夠抑制過剩的強度上升。這種情形係意味著Cr含量為0.3%以上時，容易抑制強度上升。另一方面，任一種以上的條件不在本發明的範圍內之比較例，係無法得到所需要的強度、延展性及/或擴孔性。
(第3實驗)
在第3實驗，係使用在表9所顯示之化學組成的鋼(鋼種a3~d3及A3~H3)而鑄造鋼胚，且進行鋼胚加熱、熱軋、冷卻、捲取、酸洗、冷軋及連續退火。冷軋鋼板的厚度係設為0.65mm。表9中的空欄係表示該元素的含量係小於檢測界限。將鋼胚加熱的溫度、熱軋中的精加工輥軋溫度、在精加工輥軋的最後3個機架之總軋縮量、捲取溫度、在冷軋的冷軋率、及在連續退火的退火溫度顯示在表10。又，在全部的條件，冷卻係從精加工輥軋結束起算1秒鐘以內開始。表9或表10中的底線係表示其數值不在本發明的範圍內。
而且，從得到的鋼板採取試料，與第1實驗同樣地進行機械試驗及組織觀察。將該等結果顯示在表11。在此亦是依照與第1實驗同樣的基準進行評價。表11中的底線係表示其數值不在所需要的範圍或本發明的範圍內。如表11所顯示，全部的條件係在本發明的範圍內之發明例，係在確保適當的強度之同時，能夠得到優異的延展性及擴孔性。另一方面，任一種以上的條件不在本發明的範圍內之比較例，係無法得到所需要的強度、延展性及/或擴孔性。
產業上之可利用性
本發明係例如能夠利用在與具有380MPa~630MPa的強度之沖壓成形性優異的冷軋鋼板及鍍鋅冷軋鋼板有關聯之產業。

Claims (14)

  1. 一種冷軋鋼板，其特徵在於具有以下表示之化學組成：以質量%計：Si：0.01%~0.50%，Mn或Cr或是該等雙方：合計為0.70%~1.50%，C：當Cr為0%以上且小於0.30%時為0.030%~0.060%、當Cr為0.30%以上且1.50%以下時為0.030%~0.080%，Al：0.800%~2.000%，P：0.030%以下，S：0.0100%以下，Mo：0.10%~0.50%，O：0.0070%以下，N：0.0070%以下，B：0%~0.0020%，Ti：0%~0.050%，Nb：0%~0.050%，V：0%~0.050%，Ni：0%~1.00%，Cu：0%~1.00%，Ca或REM或是該等雙方：合計為0%~0.0300%，W：0%~1.000%， Mg：0%~0.010%，Zr：0%~0.200%，As：0%~0.500%，Co：0%~1.000%，Sn：0%~0.200%，Pb：0%~0.200%，Y：0%~0.200%，Hf：0%~0.2000%，且剩餘部分：Fe及不純物；並且，具有以下表示之組織：肥粒鐵的面積分率：95%以上，殘留沃斯田鐵的面積分率及麻田散鐵的面積分率：合計為1%~3%，殘留沃斯田鐵的面積分率與殘留沃斯田鐵中的碳濃度之乘積：1以上，且將(hkl)面的強度以I(hkl)表示時，從表面起算的深度為冷軋鋼板的厚度的1/4的區域之I(111)/{I(100)+I(110)}之值：2以下。
  2. 如請求項1之冷軋鋼板，其中前述化學組成中，Cr：0.30%~0.80%、或Mn：0.40%~1.00%，或是該等雙方成立。
  3. 如請求項1或2之冷軋鋼板，其中前述化學組成中，B：0.0003%~0.0020%、 Ti：0.005%~0.050%、Nb：0.005%~0.050%、或V：0.005%~0.050%，或是該等任意組合成立。
  4. 如請求項1或2之冷軋鋼板，其中前述化學組成中，Ni：0.01%~1.00%、或Cu：0.01%~1.00%，或是該等雙方成立。
  5. 如請求項1或2之冷軋鋼板，其中前述化學組成中，Ca或REM或是該等雙方：合計為0.0005%~0.0300%成立。
  6. 如請求項1或2之冷軋鋼板，其中前述化學組成中，W：0.001%~1.000%、Mg：0.0001%~0.010%、Zr：0.0001%~0.200%、As：0.0001%~0.500%、Co：0.0001%~1.000%、Sn：0.0001%~0.200%、Pb：0.0001%~0.200%、Y：0.0001%~0.200%、或Hf：0.0001%~0.2000%，或是該等任意組合成立。
  7. 一種鍍鋅冷軋鋼板，其特徵在於具有：如請求項1至6項中任一項之冷軋鋼板；及 形成在前述冷軋鋼板表面之熔融鍍鋅層或合金化熔融鍍鋅層。
  8. 一種冷軋鋼板的製造方法，其特徵在於具有以下步驟：將已加熱至1250℃以下的溫度區域之鋼胚進行熱軋而得到熱軋板之步驟；在650℃以下的溫度區域將前述熱軋板捲取之步驟；其次，以70%以上的軋縮率進行前述熱軋板的冷軋而得到冷軋板之步驟；及在750℃~900℃的溫度區域進行前述冷軋板的連續退火之步驟；又，前述進行熱軋之步驟具有在850℃~1000℃的溫度區域，於肥粒鐵及沃斯田鐵的2相存在之狀態下進行精加工輥軋之步驟；前述精加工輥軋中，係將最後3個機架之總軋縮量設為60%以上；且在前述精加工輥軋結束後1秒鐘以內開始冷卻；前述鋼胚具有以下表示之化學組成：以質量%計：Si：0.01%~0.50%，Mn或Cr或是該等雙方：合計為0.70%~1.50%，C：當Cr為0%以上且小於0.30%時為0.030%~0.060%、當Cr為0.30%以上且1.50%以下時為0.030%~0.0 80%，Al：0.800%~2.000%，P：0.030%以下，S：0.0100%以下，Mo：0.10%~0.50%，O：0.0070%以下，N：0.0070%以下，B：0%~0.0020%，Ti：0%~0.050%，Nb：0%~0.050%，V：0%~0.050%，Ni：0%~1.00%，Cu：0%~1.00%，Ca或REM或是該等雙方：合計為0%~0.0300%，W：0%~1.000%，Mg：0%~0.010%，Zr：0%~0.200%，As：0%~0.500%，Co：0%~1.000%，Sn：0%~0.200%，Pb：0%~0.200%，Y：0%~0.200%，Hf：0%~0.2000%，且剩餘部分：Fe及不純物。
  9. 如請求項8之冷軋鋼板的製造方法，其中前述化學組成中，Cr：0.30%~0.80%、或Mn：0.40%~1.00%，或是該等雙方成立。
  10. 如請求項8或9之冷軋鋼板的製造方法，其中前述化學組成中，B：0.0003%~0.0020%、Ti：0.005%~0.050%、Nb：0.005%~0.050%、或V：0.005%~0.050%，或是該等任意組合成立。
  11. 如請求項8或9之冷軋鋼板的製造方法，其中前述化學組成中，Ni：0.01%~1.00%、或Cu：0.01%~1.00%，或是該等雙方成立。
  12. 如請求項8或9之冷軋鋼板的製造方法，其中前述化學組成中，Ca或REM或是該等雙方：合計為0.0005%~0.0300%成立。
  13. 如請求項8或9之冷軋鋼板的製造方法，其中前述化學組成中，W：0.001%~1.000%、 Mg：0.0001%~0.010%、Zr：0.0001%~0.200%、As：0.0001%~0.500%、Co：0.0001%~1.000%、Sn：0.0001%~0.200%、Pb：0.0001%~0.200%、Y：0.0001%~0.200%、或Hf：0.0001%~0.2000%，或是該等任意組合成立。
  14. 一種鍍鋅冷軋鋼板的製造方法，其特徵在於具有以下步驟：使用如請求項8至13項中任一項之方法來製造冷軋鋼板之步驟：及在前述冷軋鋼板表面形成熔融鍍鋅層或合金化熔融鍍鋅層之步驟。
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