冷轧钢板、锌系电镀冷轧钢板、热浸镀锌冷轧钢板、合金化热浸镀锌冷轧钢板及它们的制 ...的制作方法
【专利摘要】一种冷轧钢板，其按质量％计为C：0.0005～0.0045％、Mn：0.80～2.50％、Ti：0.002～0.150％、B：0.0005～0.01％，满足式(1)，余量为铁和杂质；板厚1/4的厚度位置的{332}<110>取向的随机强度比(A)为3以下，{557}<9 16 5>取向的随机强度比(B)和{111}<112>取向的随机强度比(C)均为7以上，且满足{(B)/(A)≥5}和{(B)＞(C)}。
【专利说明】冷轧钢板、锌系电镀冷轧钢板、热浸镀锌冷轧钢板、合金化 热浸镀锌冷轧钢板及它们的制造方法
【技术领域】
[0001] 本发明涉及刚性和深拉性优异的冷轧钢板、锌系电镀冷轧钢板、热浸镀锌冷轧钢 板、合金化热浸镀锌冷轧钢板及它们的制造方法。
【背景技术】
[0002] 在汽车领域中，从改善燃料耗费的观点出发，车身轻量化的需求在增高，从确保冲 撞安全性的观点出发，各种高强度钢板被应用于汽车部件。然而，即使使用组织强化、细粒 化效果等强化机制来提高钢材的屈服强度、拉伸强度，杨氏模量也没有变化。因此，为了轻 量化而减小钢板的板厚时，部件刚性降低，因此难以实现薄板化。
[0003] 另一方面，铁的杨氏模量一般为206GPa左右，通过控制多晶铁的晶体取向（织 构），可以提高特定方向的杨氏模量。迄今，已作出例如与通过提高{112}〈110>取向上的 集聚度而提高了与轧制方向垂直的方向（以下称为横向）的杨氏模量的钢板有关的多项发 明。然而，由于{112}〈110>取向是使轧制方向和横向的r值显著降低的取向，因此具有深 拉性显著劣化的问题。另外，乳制45°方向的杨氏模量比通常的钢板的杨氏模量低，因此具 有如下问题：仅能应用于如框架部件等单向长条部件，不能应用于例如面板部件、要求如扭 转刚性那样的多个方向的杨氏模量的部件。
[0004] 专利文献1?4均涉及包括{112}〈110>的取向群或者使包括{112}〈110>的取向 群发达的钢板。专利文献1?4涉及通过使横向具有高杨氏模量并使部件的特定方向与横 向一致而能够提高该方向的刚性的技术。然而，专利文献1?4均没有涉及横向的杨氏模 量以外的描述。在这些当中，专利文献3涉及谋求兼顾延性和杨氏模量的高强度钢，没有涉 及深拉性的描述。另外，专利文献4涉及加工性指标之一的扩孔性和杨氏模量优异的钢板， 没有涉及深拉性的描述。
[0005] 另外，本发明人等中的一部分人公开了关于轧制方向的杨氏模量高的热轧钢 板、冷轧钢板及它们的制造方法（例如参照专利文献5、6)。这些专利文献5、6是利用 {110}〈111>取向、{112}〈111>取向来提高轧制方向和垂直轧制方向的杨氏模量的技术。然 而，关于这些各专利文献中记载的钢板，虽然有涉及扩孔性、延性的描述，但没有描述深拉 性。
[0006] 另外，专利文献7公开了提高冷轧钢板的轧制方向和横向的杨氏模量的技术，但 没有涉及深拉性的描述。
[0007] 另外，专利文献8公开了使用极低碳钢来提高杨氏模量和深拉性的技术。然而，专 利文献8中记载的技术具有在Ar3?Ar3+150°C以下的温度范围实施总压下量85%以上的 轧制等对于轧机的负荷高的问题。另外，在专利文献8中，45°方向的杨氏模量未必高，发 达的晶体取向也不是适当的，因此必得不到显著的刚性。
[0008] 现有技术文献
[0009] 专利文献
[0010] 专利文献I :日本特开2006-183130号公报
[0011] 专利文献2 :日本特开2007-92128号公报
[0012] 专利文献3 :日本特开2008-240125号公报
[0013] 专利文献4 :日本特开2008-240123号公报
[0014] 专利文献5 :日本特开2009-19265号公报
[0015] 专利文献6 :日本特开2007-146275号公报
[0016] 专利文献7 :日本特开2009-13478号公报
[0017] 专利文献8 :日本特开平5-255804号公报
【发明内容】
[0018] 发明要解决的问题
[0019] 本发明是鉴于上述问题而做出的，其目的是提供任意方向的杨氏模量都比以往的 材料更高、刚性与深拉性优异的冷轧钢板、锌系电镀冷轧钢板、热浸镀锌冷轧钢板、合金化 热浸镀锌冷轧钢板及它们的制造方法。
[0020] 用于解决问题的方案
[0021] 本发明人等为了解决上述问题，进行了深入研宄。结果发现，在减低C的添加量、 进一步添加 Nb和Ti而极力减低了固溶C量的钢中，进一步添加适当范围的Mn、P、B，使热乳 条件优化，由此可以提高冷轧钢板的刚性和深拉性。即发现，通过采用上述条件，在此后的 冷轧和退火中，提高杨氏模量，且使r值比较高的取向的{557}〈9165>发达，同时使属于降 低轧制方向的杨氏模量的取向的{332}〈110>取向减低，从而获得了优异的刚性和深拉性。
[0022] 本发明如上所述是刚性和深拉性优异的冷轧钢板、锌系电镀冷轧钢板、热浸镀锌 冷轧钢板、合金化热浸镀锌冷轧钢板及它们的制造方法，其要旨如下所述。
[0023] [1] 一种冷轧钢板，其按质量％计为 C :0. 0005 ?0. 0045%、Mn :0. 80 ?2. 50%、 Ti :0· 002 ?0· 150 %、B :0· 0005 ?0· 01 %、Si :0 ?L 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、N :0.006%以下，满足下述式（1)，余量为铁和杂质；
[0024] 板厚1/4的厚度位置的{332}〈110>取向的随机强度比（A)为3以下，{557}〈9
[0025] 165>取向的随机强度比（B)和{111}〈112>取向的随机强度比（C)均为7以上，且 满足KBV㈧》5}和{(B) > (C)}。
[0026] 0· 07 彡（Mn(质量％ )-Mn*(质量％ )) AB(ppm)-B*(ppm))彡 0· 2.....(1)
[0027] 在上述式（1)中，
[0028] Mn*(质量％ ) = 55S(质量％ )/32
[0029] B* (ppm) = 10 (N(质量％ )-HTi (质量％ )/48)/14X10000。
[0030] Mn* < 0、B* < 0 时，将 视为 0。
[0031] [2]根据[1]所述的冷轧钢板，其按质量％计含有Si :0.01?1.0%、A1 :0.010? 0. 10 %的一种或两种。
[0032] [3]根据[1]或[2]所述的冷轧钢板，其按质量％计含有Nb :0· 005?0· 040%。
[0033] [4]根据[1]?[3]的任一项所述的冷轧钢板，其按质量％计含有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 %中的一种或两种以上。
[0034] [5]根据[1]?[4]的任一项所述的冷轧钢板，其按质量％计含有Ca :0· 0005? 0· 1000%、Rem :0· 0005 ?0· 1000%、V :0· 001 ?0· 100% 中的一种或两种以上。
[0035] [6]根据[1]?[5]的任一项所述的冷轧钢板，其中，垂直轧制方向的杨氏模量为 225GPa以上，乳制方向和相对于轧制方向为45°方向的杨氏模量均为206GPa以上，且平均 r值为1. 4以上。
[0036] [7] -种锌系电镀冷轧钢板，其是在[1]?[6]的任一项所述的冷轧钢板的表面实 施锌系电镀而获得的。
[0037] [8] -种热浸镀锌冷轧钢板，其是在[1]?[6]的任一项所述的冷轧钢板的表面实 施热浸镀锌而获得的。
[0038] [9] 一种合金化热浸镀锌冷轧钢板，其是在[1]?[6]的任一项所述的冷轧钢板的 表面实施合金化热浸镀锌而获得的。
[0039] [10] -种冷轧钢板的制造方法，该方法将下述钢坯加热至1150°C以上，接着，将 精轧的开始温度设定为1000?1100°c，在1000?950°C之间的温度范围至少进行一道次 以上的使由下述式（2)决定的形状比（X)为4. 4以下的轧制，接着，在比由下述式（3)求出 的A3相变温度低50°C的温度以上且950°C以下的温度范围至少进行一道次以上的使由下 述式（2)决定的形状比（X)为3. 0?4. 2的轧制，接着，终轧结束后在2s以内开始冷却， 截至700°C的温度范围内按照平均冷却速度15°C /s以上冷却之后，在500?650°C的温度 范围卷取，接着，进行酸洗之后，实施压下率为50?90%的冷轧，从室温到650°C的温度范 围按照平均加热速度2?20°C /s加热，进而650°C?700°C之间按照平均加热速度2? 15°C /s加热，接着进行在700°C以上且900°C以下的温度范围内保持1秒以上的退火，所述 钢坯按质量％计为 C :0· 0005 ?0· 0045%、Mn :0· 80 ?2. 50%、Ti :0· 002 ?0· 150%、B : 0· 0005 ?0· 01%、Si :0 ?I. 0%、A1 :0 ?0· 10%、Nb :0 ?0· 040%、M〇 :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、N :0· 006% 以下，满足下述 式（1)，余量为铁和杂质。
[0040] 0· 07 彡（Mn(质量％ )-Mn*(质量％ )) AB(ppm)-B*(ppm))彡 0· 2.....(1)
[0041] 在上述式⑴中，
[0042] Mn*(质量％ ) = 55S(质量％ )/32
[0043] B* (ppm) = 10 (N(质量％ )-HTi (质量％ )/48)/14X10000。
[0044] Mn* < 0、< 0 时，将 视为 0。
[0045] X(形状比）=ld/hm.....(2)
[0046] 在上述式⑵中，
[0047] Id(热乳棍与钢板的接触弧长）(LX (hin_hout)/2)，
[0048] hm : (hin+hout)/2，
[0049] L :辊直径，
[0050] hin :乳辊进料侧的板厚，
[0051] hout :轧辊出料侧的板厚，
[0052] A3(°C)= 937.2-476.5C+56Si-19.7Mn-16.3Cu-26.6Ni-4.9Cr+38.1Mo+136.3Ti- 19. lNb+124. 8V+198. 4A1+3315. OB.....(3)
[0053] 在上述式（3)中，(：、5丨、]?11、？、(：11、附、0、]\1〇、11、恥、￥、41、8是各元素的含量[质 量％ ]。关于不刻意含有Si、Al、Cu、Ni、Cr、Mo、Nb、V的钢板，它们的含有率按0 %计算。
[0054] [11] -种锌系电镀冷轧钢板的制造方法，其在由[10]所述的方法制造的钢板的 表面实施锌系电镀。
[0055] [12] -种热浸镀锌冷轧钢板的制造方法，其在由[10]所述的方法制造的钢板的 表面实施热浸镀锌。
[0056] [13] -种合金化热浸镀锌冷轧钢板的制造方法，其在由[10]所述的方法制造的 钢板的表面实施热浸镀锌之后，进一步在450?600°C的温度范围进行IOs以上的热处理。
[0057] 发明的效果
[0058] 根据本发明的冷轧钢板、锌系电镀冷轧钢板、热浸镀锌冷轧钢板、合金化热浸镀锌 冷轧钢板及它们的制造方法，通过上述构成，可以获得任意方向的杨氏模量均为206GPa以 上且垂直轧制方向的杨氏模量为225GPa以上、乳制方向的静态杨氏模量提高、刚性优异且 平均r值为1. 4以上、深拉性优异的冷轧钢板、锌系电镀冷轧钢板、热浸镀锌冷轧钢板、或合 金化热浸镀锌冷轧钢板。因此，例如通过将本发明应用于面板部件等汽车部件，除了提高了 加工性之外，能够充分享受与刚性提高带来的部件的薄板化相伴的燃料耗费改善、车身轻 量化的优点，因此其社会贡献不可估量。
【专利附图】
【附图说明】
[0059] 图1为对于本发明实施方式的深拉性优异的冷轧钢板、锌系电镀冷轧钢板、热 浸镀锌冷轧钢板、合金化热浸镀锌冷轧钢板及它们的制造方法进行说明的图，其所示为 ODF(Crystallite Orientation Distribution Function(晶体取向分布函数）；Φ2 = 45°截面）上的各晶体取向的位置图。
【具体实施方式】
[0060] 以下说明本发明实施方式的刚性和深拉性优异的冷轧钢板、锌系电镀冷轧钢板、 热浸镀锌冷轧钢板、合金化热浸镀锌冷轧钢板及它们的制造方法。其中，本实施方式是为了 更好地理解本发明的主旨而做出的详细说明，但不限制本发明，除非另有规定。
[0061] -般公知，钢板的杨氏模量和r值均取决于晶体取向，它们的值变化很大。本发明 人等调查了作为提高钢板的r值的取向所熟知的γ纤维（{111}〈112>?{111}〈110>取向 群））和靠近其的取向的杨氏模量各向异性。如此，本发明人等发现，稍微偏离γ纤维的 {557}〈9165〉的取向是r值劣化较少、且任意面内方向的杨氏模量都高、尤其是横向的杨氏 模量提高的取向，而相反地，{332}〈110>取向是使轧制方向和横向的杨氏模量降低的取向。
[0062] 因此，本发明人等对于增强{557}〈9165〉取向且弱化{332}〈110>的方法反复深入 研宄，结果弄清楚了以下事实。
[0063] S卩，在将C量减低至0.0045%以下、添加了 Nb和/或Ti的成分体系中，通过限 定为固溶Mn和固溶B适量残留的成分体系，且将热轧条件优化，从而将热轧板细粒化并且 热轧板晶粒形状变成贝氏体，退火时的{557}〈9165〉的成核位点增加，相反地，{332}〈110> 取向的发达被抑制。另外新发现，将相变织构强力发达的热轧板冷轧、退火时，由于固溶 Mn、B的存在，退火时的恢复被适度抑制、{557}〈9165>取向被进一步增强。另外发现，将 {557}〈9165〉的随机强度比设定为（A)、将{332}〈110>的随机强度比设定为（B)时，满足下 式KAV(B)多5}对于高杨氏模量化来说是重要的。另外，{111}〈112>取向作为提高r值 的取向是已知的，将其随机强度比（C)设定为7以上从深拉性的观点出发是重要的，随机强 度比（C)强于随机强度比㈧时，横向的杨氏模量降低，因此满足下式KA) > (C)}也是重 要的。
[0064] 其中，本发明中所述的杨氏模量可以使用动态振动法和静态拉伸法中任一者的 值。
[0065] [冷轧钢板]
[0066] 本发明的冷轧钢板按质量％计为C :0. 0005?0. 0045%、Mn :0. 80?2. 50%、Ti : 0· 002 ?0· 150%、B :0· 0005 ?0· 01%、Si :0 ?I. 0%、A1 :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、N : 0.006%以下，满足下述式（1)，余量为铁和杂质；板厚1/4的厚度位置的{332}〈110>取向 的随机强度比（A)为3以下，{557}〈9165〉取向的随机强度比（B)和{111}〈112>取向的随 机强度比（C)均为7以上，且满足KBV(A)彡5}和{(B) > (C)}。
[0067] 0· 07 < (Mn (质量％ )-Mn* (质量％ )) / (B (ppm)-B* (ppm)) < 0· 2.....(I)
[0068] 在上述式⑴中，
[0069] Mn*(质量％ ) = 55S(质量％ )/32
[0070] B* (ppm) = 10 (N(质量％ )-HTi (质量％ )/48)/14X10000。
[0071] Mn* < 0、B* < 0 时，将 视为 0。
[0072] [钢组成]
[0073] 以下进一步详细说明在本发明中限定钢组成的理由。需要说明的是，在以下的说 明中，关于钢组成的" ％ "表示质量％，除非另有规定。
[0074] [必须成分]
[0075] (C :碳）0· 0005 ?0· 0045 %
[0076] C是用于提高钢板的强度所必需的元素。然而，C在热轧板内以固溶状态残留时， 由于冷轧中在晶粒内形成剪切带，使轧制方向的杨氏模量降低的{11〇}〈〇〇1>取向发达，因 此将含量设定为0.0045%以下。另外，从该观点出发，理想的是将C量设定为0.004%以下， 进一步理想地为〇. 0035%以下。另一方面，为了使C量低于0. 0005%，真空脱气处理成本 变得过大，因此C的下限设定为0. 0005%。
[0077] (Mn :锰）0· 80 ?2. 50%
[0078] Mn在本发明中是重要的元素。Mn具有提高热轧结束后的冷却时的淬透性、使热轧 板组织为贝氏体-铁素体的效果。另外，Mn通过与B复合含有，抑制冷轧后的退火中的恢 复。照此，恢复被抑制的γ纤维取向的加工晶粒中，{557}〈9165>容易再结晶，杨氏模量提 高。因此，在本发明中，Mn含有0.8%以上。另外，从该观点出发，理想的是含有1.0%以上 的Μη。
[0079] 另一方面，含有超过2. 5%的Mn时，再结晶延迟，{112}〈110>取向发达，45°方向 的杨氏模量劣化。因此，Mn的上限设定为2.5%。另外，从该观点出发，更理想的是Mn为 2. 0%以下，进一步理想地为1. 5%以下。
[0080] (Ti :钛）0· 002 ?0· 150%
[0081] Ti是有助于提高深拉性和杨氏模量的重要元素。Ti在γ相高温域形成氮化物， 与下述的Nb同样地，在热轧中抑制加工γ相时的再结晶。另外，由于在卷取中以TiC形式 析出，使固溶C量减低，尤其提高深拉性。此外，通过在高温下形成TiN，抑制BN的析出，因 此可以确保固溶B，因此促进提高杨氏模量所优选的织构的发达。为了获得该效果，必须含 有0.002%以上的Ti。另一方面，含有0. 150%以上的Ti时，再结晶温度升高，同时加工性 显著劣化，因此将该值设定为上限。另外，从该观点出发，优选将Ti量设定为0. 100%以下， 进一步优选为〇. 060%以下。
[0082] (B :硼）0· 0005 ?0· 01 %
[0083] B与Ti同样地在本发明中也是重要的元素。B将淬透性以及热轧板的显微组织和 织构优化。另外，B通过与Mn复合含有，适度地延迟冷轧后的退火中的恢复，有助于优化的 织构形成。从该观点出发，B含有0.0005%以上，更理想的是含有0.001%以上。另一方面， 含有超过0. 01 %的B显著提高再结晶温度，导致加工性的劣化，因此将该值设定为上限。另 夕卜，从该观点出发，B量理想的是设定为0. 004%以下，进一步理想地为0. 003%以下。
[0084] [任意成分]
[0085] 在本发明中，除了上述必须成分以外，可以进一步含有规定范围的以下任意成分。
[0086] 为了脱氧，可以含有Si、Al的一者或两者。
[0087] (Si:-)0?L0%
[0088] Si的下限没有限制，由于是脱氧元素，理想的是含有0.01%以上。另外，Si是通过 固溶强化而增加强度的元素，因此根据用途以1. 〇%为上限含有。含有超过1. 〇%的Si将 导致加工性劣化，因此将该值设定为上限。另外，Si的含有会成为称之为Si氧化皮的热轧 中的氧化皮瑕疵的原因，除此以外，使镀层的密合性降低，因此更理想的是设定为〇. 8%以 下。另外，从该观点出发，Si的含量更理想地为0.6%以下。
[0089] (Al :铝）0 ?0· 10%
[0090] Al是脱氧调制剂，下限没有特别限制，从脱氧作用的观点出发，优选设定为 0.010%以上。另一方面，Al是显著提高相变点的元素，添加超过0. 10%时，γ域轧制变得 困难，因此将其上限设定为0. 10%。
[0091] (Nb :铌）0 ?0· 040%
[0092] 此外，更理想的是含有规定范围的Nb。Nb显著抑制热轧中加工γ相时的再结晶， 显著促进γ相中的加工织构的形成。另外，Nb在卷取中形成NbC，减低固溶C，从而有助于 提高深拉性。从该观点出发，Nb理想地含有0.005%以上，更理想地含有0.015%以上。然 而，Nb的含量超过0. 040%时，退火时的再结晶被抑制，深拉性劣化。因此，Nb的含量的上 限设定为〇. 04%。另外，从该观点出发，Nb的含量更理想的是设定为0. 03 %以下，更理想 地为0.025%以下。
[0093] 进一步，在本发明中，作为用于改善钢特性的元素，更理想的是含有Mo、Cr、W、Cu、 Ni中的一种或两种以上。具体而言，根据用途，理想的是含有0.005?0.500%的Mo、范围 各为0. 005?3. 000 %的Cr、W、Cu、Ni中的一种或两种以上。
[0094] (Mo :钼）0 ?0· 500%
[0095] Mo是具有提高淬透性并且形成碳化物而提高强度的效果的元素。因此，含有Mo 时，理想的是含有0. 005%以上。另一方面，含有超过0. 5%的Mo时，使延性、焊接性降低。 从以上的观点出发，Mo理想的是根据需要以0. 005%以上且0. 500%以下的范围含有。
[0096] (Cr :铬）0 ?3. 000%
[0097] Cr也是具有提高淬透性并且形成碳化物而提高强度的效果的元素。因此，含有Cr 时，理想的是含有0. 005%以上。另一方面，含有超过3. 000%的Cr时，使延性、焊接性降低。 从以上的观点出发，Cr理想的是根据需要以0. 005%以上且3. 000%以下的范围含有。
[0098] (W :钨）0 ?3. 000%
[0099] W也是具有提高淬透性并且形成碳化物而提高强度的效果的元素。因此，含有W 时，理想的是含有0. 005%以上。另一方面，含有超过3. 000%的W时，使延性、焊接性降低。 从以上的观点出发，W理想的是根据需要以0. 005%以上且3. 000%以下的范围含有。
[0100] (Cu :铜）0 ?3. 000%
[0101] Cu是提高钢板强度，同时改进耐腐蚀性、氧化皮的剥离性的元素。因此，含有Cu 时，理想的是含有0. 005%以上。另一方面，含有超过3. 000%的Cu时，构成表面瑕疵的原 因，因此理想的是根据需要以0. 005%以上且3. 000%以下的范围含有。
[0102] (Ni :镍）0 ?3. 000%
[0103] Ni是提尚钢板强度，同时提尚初性的兀素。因此，含有Ni时，理想的是含有 0. 005%以上。另一方面，含有超过3. 000%的Ni时，构成延性劣化的原因，因此理想的是根 据需要以〇. 005%以上且3. 000%以下的范围含有。
[0104] (Ca :0 ?0· 1000 %、REM :0 ?0· 1000 %、V :0 ?0· 100 % )
[0105] 进一步，在本发明中，作为用于获得提高强度或改善钢板的材质的效果的元素，优 选还含有Ca、REM (稀土元素）、V中的一种或两种以上。
[0106] Ca和REM的含量低于0. 0005%、V的添加量低于0. 001 %时，有可能不能获得上述 充分的效果。另一方面，Ca和REM的含量超过0. 1000%，V的含量超过0. 100%时，有时损 害延性。因此，含有Ca、REM、V时，优选分别以如下范围含有Ca :0. 0005?0. 1000%、REM : 0· 0005 ?0· 1000%、V :0· 001 ?0· 100%。
[0107] 上述以外的余量是Fe和杂质。作为杂质，可例示出矿石、废料等原材料中含有的 物质、制造工序中含有的物质。在本发明中，作为代表性杂质，可例示出P、S、N等。
[0108] (P:磷）0.15% 以下
[0109] P在钢中作为杂质含有。P的下限没有规定，由于它是能够廉价地提高强度的元 素，因此可以含有超过0.01%。另外，从该观点出发，理想的是含有0.02%以上的P。另一 方面，含有0. 15%以上的P构成二次加工开裂的原因，因此上限为0. 15%。另外，从该观点 出发，P量更理想的是设定为〇. 1 %以下，进一步理想地为〇. 08%以下。
[0110] (S :硫）0.010% 以下
[0111] S在钢中作为杂质含有。S形成MnS，导致加工性的劣化，同时减低固溶Mn量，因此 将上限设定为〇. 010%。另外，从该观点出发，S量更理想的是设定为0. 008%以下。
[0112] (N :氮）0· 006% 以下
[0113] N是在钢中含有的杂质。下限没有特别设定，若设定为低于0.0005%，则制钢成本 增高，因此优选设定为0.0005%以上。另一方面，N在高温下与Ti形成TiN，抑制γ相中的 再结晶，TiN的量过度增加时，加工性劣化，因此上限设定为0. 006%。另外，从该观点出发， N量设定为0. 0040%，更优选设定为0.0020%以下。另外，含有TiN的Ti当量（48--/14) 以上的N时，残留的N形成BN，固溶B量减低，减低了淬火效果、恢复抑制效果。因此，N量 更理想的是设定为48--/14以下。
[0114] 另外，本发明的钢除了以上的元素以外可以进一步含有用于改善钢特性的元素。 另外，作为余量，包括铁，同时还可以包含Sn、As等不可避免地混入的元素（不可避免的杂 质）。
[0115] (Mn量与B量的关系式）
[0116] 接着详细说明作为Mn量与B量的关系式的下述式（1)。
[0117] 在本发明中，以满足下述式⑴表示的关系的范围含有Mn和B。
[0118] 0· 07 彡（Mn(质量％ )-Mn*(质量％ )) AB(ppm)-B*(ppm))彡 0· 2.....(1)
[0119] 其中，在上述式（1)中，
[0120] Mn*(质量％ ) = 55S(质量％ )/32
[0121] B* (ppm) = 10 (N(质量％ )-HTi (质量％ )/48)/14X10000，
[0122] Mn* < 0、B* < 0 时，将 B* 视为 0。
[0123] 上述式（1)表示固溶Mn量与固溶B量之比。固溶Mn与固溶B共存时，导致与位 错的相互作用，恢复延迟，{557}〈9165>取向发达，{332}〈110>取向减少。然而，上述式（1) 表示的值小于〇. 07时，由于Mn相对于B的存在比太小，相互作用导致的恢复延迟变得不充 分，导致{332}〈110>取向增加以及{557}〈9165>取向减少，同时{111}〈112>成为主取向。 因此，将该值0. 07设为下限。从该观点出发，另外，上述式（1)表示的值更理想地以0. 1为 下限，进一步理想地以0.11为下限。另一方面，上述式（1)表示的值即使超过0.2,不仅得 不到特别的效果，而且延性等其他的加工性降低。因此，将该值0.2设为上限。另外，从该 观点出发，该值更理想地为〇. 19以下。
[0124] [晶体取向]
[0125] 接着说明本发明的冷轧钢板的晶体取向。
[0126] 本发明的冷轧钢板在板厚1/4厚度位置的{332}〈110>取向的随机强度比（A)为 3以下，{557}〈9165>取向的随机强度比（B)和{111}〈112>取向的随机强度比（C)均为7 以上，且满足KBV(A)彡5}和{(B) > (C) }。
[0127] 图1示出了表示本发明的冷轧钢板的晶体取向的Φ 2 = 45 °截面的 ODF(Crystallite Orientation Distribution Function，晶体取向分布函数）。其中，关 于晶体的取向，通常将与板面垂直的取向用[hkl]或{hkl}表示，将与轧制方向平行的取 向用（UVW)或<uvw>表示。{hkl}、〈uvw>是等效的面的统称，[hkl]、（UVW)是指各个晶 面。即，在本发明中，由于以b.c.c.结构为对象，例如，（111)、（-111)、（1-11)、（11-1)、 (-1-11)、（-11-1)、（1-1-1)、（-1-1-1)面是等效的，不加区别。在这种情况下，这些取向统 称为{111}。
[0128] 另外，由于ODF也用于表示对称性低的晶体结构的取向，一般而言，用Φ1 = 0? 360°、Φ = 0?180°、Φ2 = 0?360°来表现，各个取向用[hkl] (uvw)表示。然而，在 本发明中，由于以对称性高的体心立方晶为对象，因此对于Φ和Φ2,用0?90°的范围来 表现。另外，Φ 1根据在进行计算时是否考虑了变形导致的对称性，其范围改变，在本发明 中，考虑到对称性，选择用Φ1 = O?90°来表示的方式，即在本发明中，选择将Φ1 = O? 360°中的同一取向的平均值在0?90°的ODF上表示的方式。在该情况下，[hkl] (uw) 与{hkl}〈uw>同义。因此，例如，图1所示的Φ2 = 45°截面中的ODF的（110)[1-11]的 随机强度比是{11〇}〈111>取向的随机强度比。
[0129] 其中，{332}〈110>取向、{557}〈9165>取向和{111}〈112>取向的随机强度比由以 通过X射线衍射测定的{110}、{100}、{211}、{310}极点图（pole figure)中的多个极点 图为基础用级数开展法（series expansion)计算的、表示三维织构的晶体取向分布函数 (0DF:0rientation Distribution Function)求出即可。需要说明的是，随机强度比是指， 在相同条件下通过X射线衍射法等测定不具有在特定取向的集聚的标准试样和供试材料 的X射线强度，将所得供试材料的X射线强度除以标准试样的X射线强度而获得的数值。
[0130] 如图1所示，本发明的冷轧钢板的晶体取向之一 {332}〈110>在ODF上用Φ1 = 0°、Φ= 65°、Φ2 = 45°来表示。然而，有时发生试验片加工、试样的固定引起的测定误 差，因此{332}〈110>取向的随机强度比（A)的值为Φ1 = 0?2°、Φ = 63?67°的范 围内的最大随机强度比，将其上限设定为3。该值超过3.0时，尤其横向的杨氏模量降低，因 此将该值设定为上限。另外，从该观点出发，（A)理想的是设定为2.0以下，进一步理想地 为1. 5以下。对随机强度比（A)的值的下限没有特别规定，原理上小于0的值没有意义，因 此将该值设定为下限。
[0131] 另外，{557}〈9165> 取向在 ODF 上用 Φ1 = 20。、Φ = 45。、Φ2 = 45。来表示。 如上所述，在本发明中，考虑试验片加工等引起的测定误差，{557}〈9165>取向的随机强度 比（B)的值为Φ1 = 18?22°、Φ =43?47°的范围内的最大随机强度比，该值的下限 设定为7。另外，从该观点出发，随机强度比（B)的值更理想地为9以上，进一步理想地为 11以上。该取向由于是使任意方向的杨氏模量提高到220GPa以上的优选取向，因此不设置 随机强度比（B)的上限，但随机强度比达到30以上，则钢板内的晶粒的取向全部一致，即显 示形成了单晶，有可能导致加工性的劣化等，因此理想的是设定为低于30。
[0132] 另外，{111}〈112> 取向在 ODF 上用 Φ1 = 90。、Φ = 55。、Φ2 = 45。来表示。 在本发明中，考虑上述那样的试验片加工等引起的测定误差，{111}〈112>取向的随机强度 比（C)的值为Φ1 =88?90°、Φ =53?57°范围内的最大随机强度比，该值的下限设 定为7。该值小于7时，不能获得高的平均r值。然而，随机强度比（C)显示比（B)大的值 时，横向的杨氏模量降低，因此设定为KB) > (C)}的关系。另外，从该观点出发，更理想的 是{(B) > 1.2(C)}的关系。
[0133] 另外，{332}〈110>取向的随机强度比（A)与{557}〈9165〉取向的随机强度比（B) 满足KBV㈧》5}。该值小于5时，难以达成225GPa以上的高横向的杨氏模量。另外，从 该观点出发，上述式表示的值更理想地为10以上。
[0134] 其中，X射线衍射用试样的制作如下进行。
[0135] 首先，通过机械研磨或化学研磨等将钢板研磨至板厚方向上规定的位置，通过抛 光（buffing)精加工为镜面之后，通过电解研磨或化学研磨除去应变，同时调整成1/4板厚 部为测定面。其中，由于难以将测定面正确地设定为规定的板厚位置，因此以目标位置为 中心，以使得相对于板厚为3%的范围内为测定面的方式制作试样即可。另外，难以通过X 射线衍射测定时，通过EBSP (Electron Back Scattering Pattern、电子背散射图样）法或 ECP(Electron Channeling Pattern、电子通道图样）法进行统计学上充分的数的测定即 可。
[0136] [制造方法]
[0137] 接着详细描述本发明的冷轧钢板的制造条件。
[0138] 本发明的冷轧钢板的制造方法首先是将具有上述化学成分的钢坯加热至1150 °C 以上。接着，将精轧的开始温度设定为1000?1100°c，在1000?950°C之间的温度范围至 少进行一道次以上的使由下述式（2)决定的形状比（X)为4. 4以下的轧制。接着，在比由 下述式（3)求出的A3相变温度低50°C的温度（A3相变温度-50°C )以上且950°C以下的 温度范围至少进行一道次以上的使由下述式（2)决定的形状比（X)为3. 0?4. 2的轧制。 接着，终轧结束后在2s以内开始冷却，截至700°C的温度范围内按照平均冷却速度15°C /s 以上冷却之后，在500?650°C的温度范围卷取。接着，进行酸洗之后，实施压下率为50? 90%的冷轧。然后，从室温到650°C的温度范围按照平均加热速度2?20°C /s加热、进而 650°C?700°C之间按照平均加热速度2?15°C /s加热。接着，进行在700°C以上且900°C 以下的温度范围内保持1秒以上的退火。
[0139] X(形状比）=ld/hm.....(2)
[0140] 在上述式⑵中，
[0141] Ld(热轧辊与钢板的接触弧长）：>Γ (LX (hin-hout)/2)，
[0142] hm : (hin+hout)/2，
[0143] L :辊直径，
[0144] hin :乳棍进料侧的板厚，
[0145] hout :乳棍出料侧的板厚。
[0146] A3(°C)= 937.2-476.5C+56Si-19.7Mn-16.3Cu-26.6Ni-4.9Cr+38.1Mo+136.3Ti- 19. lNb+124. 8V+198. 4A1+3315. OB.....(3)
[0147] 在上述式（3)中，(：、5丨、]?11、？、(：11、附、0、]\1〇、11、恥、￥、41、8是各元素的含量[质 量％ ]。关于不刻意含有Si、Al、Cu、Ni、Cr、Mo、Nb、V的钢板，它们的含有率按0%计算。 (即，Si在少于0.01 %时，视为0%。Al在少于0.010%时，视为0%。Cu在少于0.005% 时，视为0%。Ni在少于0.005%时，视为0%。Cr在少于0.005%时，视为0%。Mo在少于 0.005%时，视为0%。Nb在少于0.005%时，视为0%。V在少于0.001 %时，视为0%。）
[0148] 在本发明的制造方法中，首先，按照常法将钢熔炼、铸造，获得供于热轧的钢还。该 钢坯可以是锻造或轧制钢锭而获得的，从生产率的观点考虑，优选通过连铸来制造钢坯。另 夕卜，可以使用薄板还连铸机（thin slab caster)等来制造。
[0149] 另外，钢坯通常在铸造后冷却，为了进行热轧，再次加热。在该情况下，进行热轧时 的钢坯的加热温度设定为1150°C以上。这是因为，钢坯的加热温度低于1150°C时，Nb、Ti 没有充分固溶，在热轧中阻碍适合于高杨氏模量化的织构的形成。另外，从有效地将钢坯均 一加热的观点出发，也将加热温度设定为1150°C以上。加热温度的上限没有规定，加热至超 过1300 °C时，钢板的晶体粒径变得粗大，有可能损害加工性。其中，可以采用将熔炼的钢铸 造之后立即进行热轧的连铸-直接轧制（CC-DR)这样的工艺。
[0150] 在本发明中，精轧的开始温度是重要的，其温度范围设定为1000?1100°C。精轧 的开始温度超过1100°c时，在精轧的前段的轧制中的应变没有充分蓄积，在热轧中加工织 构不发达且热轧板没有细粒化，因此在冷轧和退火后，{332}〈110>取向发达。另外，从该观 点出发，更理想的是，精轧在1050°C以下开始。另一方面，在低于1000°C下开始轧制时，难 以在由上述式（3)求出的（A3相变温度-50) °C以上结束热轧，同时使杨氏模量劣化的取向 发达，因此将l〇〇〇°C作为下限。
[0151] 另外，在本发明的制造方法中，在1000?950°C的温度域至少进行一道次以上的 使由上述式（2)决定的形状比（X)为4. 4以下的轧制。在该温度范围内的轧制通过使热奥 氏体组织再结晶，使热轧板粒径变得微细，具有抑制冷轧退火后的{332}〈110>取向发达的 效果。然而，形状比超过4. 4时，在冷轧再结晶退火时，表面附近难以形成{557}〈9165〉取 向，因此将形状比的上限限制在4. 4。4.2以下是更优选的范围。
[0152] 在上述轧制之后，在（A3相变温度-50) °C以上且950°C以下的温度域至少进行一 道次以上的使由上述式⑵决定的形状比⑴为3. 0?4. 2的轧制。
[0153] A3相变温度由上述式（3)求出。在低于（A3相变温度-50) °C进行轧制时，变成α 域热乳，使杨氏模量降低的{100}〈〇〇1>取向发达，同时热轧板粒径变小，{332}〈110>取向 变弱。因此，将该温度设定为下限。另一方面，若不在950°C以下的再结晶被抑制的温度域 施加适当的剪切变形，则冷轧再结晶退火时无法形成作为{557}〈9165〉取向的成核位点的 初期组织，因此将该温度设定为上限。另外，从该观点出发，上述轧制温度优选设定为930°C 以下。
[0154] 在（A3相变温度-50) °C以上且950°C以下的温度域进行的轧制中，由上述式（2) 决定的形状比低于3. 0时，没有施加充分的剪切变形，因此将该值设定为下限。另一方面， 以4. 2以上的形状比进行轧制时，热轧板的最表层中，冷轧和退火后使r值的各向异性增大 的取向发达，因此将该值设定为上限。其中，乳辊的直径L是在室温下测定的值，不必考虑 热轧中的扁平。另外，各轧辊的进料侧的板厚hin和出料侧的板厚hout可以使用放射线等 现场测定，也可以根据轧制负载并考虑变形阻力等来计算求出。
[0155] 接着，终轧结束后在2s以内开始冷却，按照15°C /s以上的平均冷却速度冷却到 700°C。到冷却开始的时间理想地为1.5s以下。终轧结束后到冷却开始的时间超过2s时， 热轧板粒径变粗大，在冷轧再结晶退火时，{332}〈110>取向增强。另外，冷却的到达温度超 过700°C、冷却速度小于15°C /s时，淬透性不足，热轧板粒径变大，同时组织发生多边形铁 素体化，{332}〈110>取向增强。因此，在本发明中，将15°C/s设定为平均冷却速度的下限。 其中，平均冷却速度的上限没有限定，以l〇〇°C /s以上冷却需要具有过大的设备，且得不到 特别的效果，因此理想地以低于l〇〇°C /s的速度冷却。
[0156] 利用上述条件冷却之后，在500?650°C的温度范围卷取。卷取温度低于500°C 时，TiC或NbC没有析出，固溶C残留，r值降低，因此将该值设定为卷取温度的下限。另一 方面，卷取温度超过650°C时，热轧板粒径变大，形成具有直线性晶界的多边形铁素体组织， {332}〈110>取向增加。因此，在本发明中，将650°C设定为卷取温度的上限。另外，从该观 点出发，卷取温度更理想的是设定为600°C以下。
[0157] 接着，将用上述方法制造的热轧钢板酸洗之后，以50?90%的范围的压下率实施 冷轧。冷轧中的压下率低于50%，则冷轧织构不足够发达，r值降低，因此将该值设定为下 限。另外，从该观点出发，冷轧中的压下率更理想地为60%以上，进一步理想地为65%以 上。另一方面，压下率超过90%时，冷轧机的负荷增高，与此同时，使r值的各向异性增大的 取向即{110}〈001 >取向、使r值和杨氏模量的绝对值降低的{100}〈012>取向的集聚度变 大，因此将该值设定为上限。另外，从该观点出发，冷轧中的压下率更理想的是设定为85% 以下，进一步理想地为80%以下。
[0158] 接着，进行退火。此时，从室温到650 °C的平均加热速度设定为2?20 °C /s。该加 热速度低于2°C /s时，在低温下引起再结晶，{557}〈9165>取向变弱，因此将该值设定为下 限。另外，从该观点出发，更理想的是将加热速度设定为4°C/s以上。另一方面，加热速度 超过20°C/s时，在加热中再结晶没有开始，{112}〈110>取向发达，因此导致45°方向的r 值降低。另外，从该观点出发，更理想的是将加热速度设定为15°C /s以下。
[0159] 接着，在650 °C?700 °C的范围进行加热，该温度范围内的平均加热速度设定为 2?15°C /s。该加热速度低于2°C /s时，{557}〈9165〉取向变弱，因此将该值设定为下限。 另外，从该观点出发，更理想的是将加热速度设定为4°C /s以上。另一方面，加热速度超过 15°C/s时，在加热中再结晶没有开始，{112}〈110>取向发达，因此导致45°方向的r值降 低，此外，{332}〈110>取向增强。从该观点出发，更理想的是将加热速度设定为10°C /s以 下。
[0160] 以上述加热速度加热至700°C之后，进一步加热至700°C以上且900°C以下，进行1 秒以上。退火温度在700°C以下时，冷轧时的加工组织直接残留，导致成形性显著降低，因而 将该温度设定为退火的下限值。另一方面，退火温度超过900°C时，织构被破坏，形状保持性 劣化，因此将其设定为上限。
[0161] 需要说明的是，在本发明的冷轧钢板的制造方法中，利用上述条件退火之后，可以 在线或离线实施压下率10%以下的平整轧制。
[0162] [锌系电镀冷轧钢板、热浸镀锌冷轧钢板、合金化热浸镀锌冷轧钢板]
[0163] 本发明的锌系电镀冷轧钢板是在上述本发明的冷轧钢板的表面进一步实施锌系 电镀而获得的。另外，本发明的热浸镀锌冷轧钢板是在上述本发明的冷轧钢板的表面进一 步实施热浸镀锌而获得的。另外，本发明的合金化热浸镀锌冷轧钢板是在上述本发明的冷 轧钢板的表面进一步实施合金化热浸镀锌而获得的。照此，在本发明中，在冷轧钢板的表面 可以根据用途可以实施锌系电镀、热浸镀锌或合金化热浸镀锌。
[0164] 本发明的锌系电镀冷轧钢板的制造方法在按照上述条件和步骤制造的冷轧钢板 的表面采用以往公知的方法实施锌系电镀。另外，本发明的热浸镀锌冷轧钢板（合金化热 浸镀锌冷轧钢板）的制造方法在按照上述条件和步骤制造的冷轧钢板的表面采用以往公 知的方法实施热浸镀锌。
[0165] 此时，对锌镀层的组成没有特别限制，除了锌以外，可以根据需要含有Fe、Al、Mn、 Cr、Mg、Pb、Sn、Ni 等。
[0166] 按照上述方法，可获得本发明的锌系电镀冷轧钢板和热浸镀锌冷轧钢板。
[0167] 另外，在制造本发明的合金化热浸镀锌冷轧钢板时，采用如下方法：对用上述方法 获得的本发明的热浸镀锌冷轧钢板进一步在450?600°C的温度范围实施IOs以上的热处 理，从而进行合金化处理。
[0168] 上述合金化处理（热处理）有必要在450?600°C的范围内进行。该温度低于 450°C时，具有合金化不充分进行的问题。另外，在600°C以上时，合金化过度进行，镀层脆 化，因而压制等加工会诱发镀层剥离等问题。
[0169] 另外，合金化处理的时间设定为IOs以上。合金化处理的时间少于IOs时，合金化 不充分进行。另外，合金化处理的时间的上限没有特别限定，通常采用连续生产线上设置的 热处理设备进行，所以进行超过3000s时，损害生产率，或者需要加大设备投资，制造成本 增高，因此优选将其设定为上限。
[0170] 另外，在本发明中，在上述的合金化处理之前，根据制造设备的构成，可以预先实 施Ac3相变温度以下的退火。如果在合金化处理之前进行的退火的温度是上述温度域以下 的温度，则织构基本上没有发生变化，因此可抑制杨氏模量的降低。
[0171] 另外，在本发明中，关于上述平整轧制，可以在锌系电镀、镀锌、合金化处理之后进 行。
[0172] 根据以上说明的本发明的刚性和深拉性优异的冷轧钢板、锌系电镀冷轧钢板、热 浸镀锌冷轧钢板、合金化热浸镀锌冷轧钢板及它们的制造方法，采用上述构成，可以获得任 意方向的杨氏模量均为206GPa以上且垂直轧制方向的杨氏模量为225GPa以上、乳制方向 的静态杨氏模量提高、刚性优异且平均r值为1. 4以上、深拉性优异的冷轧钢板、锌系电镀 冷轧钢板、热浸镀锌冷轧钢板或者合金化热浸镀锌冷轧钢板。
[0173] 因此，例如通过将本发明应用于面板部件等汽车部件，除了加工性提高以外，能够 充分享受与刚性提高带来的部件的薄板化相伴的燃料耗费改善、车身轻量化的优点，因此 其社会贡献不可估量。
[0174] 实施例
[0175] 以下给出本发明的冷轧钢板、锌系电镀冷轧钢板、热浸镀锌冷轧钢板、合金化热浸 镀锌冷轧钢板及它们的制造方法的实施例来更具体地说明本发明。本发明不限于下述实施 例，可以在迎合上述要旨、下述要旨的范围内进行适当改变来实施，这些改变均包括在本发 明的技术范围内。
[0176] 在本实施例中，首先将具有表1所示的组成的钢熔炼，制造钢坯。将表1的各钢坯 加热，进行热粗轧之后，继而在表2所示的条件下进行精轧。精轧的轧机由总共7段构成， 棍径为650?830mm。另外，最终道次后的最终板厚为2. 3mm?4. 5mm。
[0177] 在表1中，数值所带的下划线是指合金成分在本发明的范围外。是指不刻意含 有各合金成分。另外，表1中所示的"式⑴Mn/B"是上述式⑴中的" (Mn(质量％ )-Mn*(质 量％))八8_111)-8*_111))"的值。"式（3)仏3-50)°〇"是比由上述式（3)求出的六3相变 温度低50 °C的温度（A3相变温度-50 °C )的值。
[0178] 在表2中，数值所带的下划线是指制造条件在本发明的范围外。SRITC ]表示钢 坯的加热温度，H)T[°C ]表示精轧的第一道次的进料侧温度（精轧的开始温度），FITC ] 表示精轧的最终道次后即精轧的出料侧的温度，t[s]表示从终轧到冷却开始的时间，冷却 速度表示从精轧结束后到700°C的平均冷却速度，CT[°C ]表示卷取温度。形状比1表示在 1000°C?950°C的温度域进行的第4道次的形状比，形状比2表示在（A3相变温度-50) °C 以上且950°C以下的温度域进行的第7道次的形状比。冷轧率是热轧板的板厚与冷轧结束 后的板厚之差除以热轧板的板厚所获得的值，以百分率形式表示。加热速度1表示从室温 到650°C的平均加热速度。加热速度2表示从650°C到700°C的平均加热速度。
[0179] [表 1]
[0180]
【权利要求】
1. 一种冷轧钢板，其按质量％计为c:0. 0005?0. 0045%、Mn:0. 80?2. 50%、Ti: 0? 002 ?0? 150%、B:0? 0005 ?0? 01%、Si:0 ?1. 0%、A1 :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、N: 0.006%以下，满足下述式（1)，余量为铁和杂质； 板厚1/4的厚度位置的{332}〈110>取向的随机强度比（A)为3以下，{557}〈9 16 5>取向的随机强度比（B)和{111}〈112>取向的随机强度比（C)均为7以上，且满 足{(BV(A) >5}和{(B) > (〇}， 0? 07 < (Mn(质量％ )-Mn*(质量％ ))/(B(ppm)-B*(ppm)) < 0? 2.....(1) 在上述式（1)中， Mn* (质量％) =55S(质量％)/32 B*(ppm) = 10(N(质量％ )-14Ti(质量％ )/48)/14X10000 ; Mn* < 0、B* < 0 时，将 视为 0。
2. 根据权利要求1所述的冷轧钢板，其按质量％计含有Si:0. 01?1.0%、A1 :0. 010? 0. 10 %的一种或两种。
3. 根据权利要求1或2所述的冷轧钢板，其按质量％计含有Nb:0. 005?0. 040%。
4. 根据权利要求1?3的任一项所述的冷轧钢板，其按质量％计含有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 %中的一种或两种以上。
5. 根据权利要求1?4的任一项所述的冷轧钢板，其按质量％计含有Ca:0. 0005? 0? 1000%、Rem:0? 0005 ?0? 1000%、V:0? 001 ?0? 100% 中的一种或两种以上。
6. 根据权利要求1?5的任一项所述的冷轧钢板，其中，垂直轧制方向的杨氏模量为 225GPa以上，乳制方向和相对于轧制方向为45°方向的杨氏模量均为206GPa以上，且平均 r值为1. 4以上。
7. -种锌系电镀冷轧钢板，其是在权利要求1?6的任一项所述的冷轧钢板的表面实 施锌系电镀而获得的。
8. -种热浸镀锌冷轧钢板，其是在权利要求1?6的任一项所述的冷轧钢板的表面实 施热浸镀锌而获得的。
9. 一种合金化热浸镀锌冷轧钢板，其是在权利要求1?6的任一项所述的冷轧钢板的 表面实施合金化热浸镀锌而获得的。
10. -种冷轧钢板的制造方法，该方法将下述钢坯加热至1150°C以上，接着，将精轧的 开始温度设定为1000?1100°C，在1000?950°C之间的温度范围至少进行一道次以上的 使由下述式（2)决定的形状比（X)为4. 4以下的轧制，接着，在比由下述式（3)求出的A3相 变温度低50°C的温度以上且950°C以下的温度范围至少进行一道次以上的使由下述式（2) 决定的形状比（X)为3. 0?4. 2的轧制，接着，终轧结束后在2s以内开始冷却，截至700°C的 温度范围内按照平均冷却速度15°C/s以上冷却之后，在500?650°C的温度范围卷取，接 着，进行酸洗之后，实施压下率为50?90%的冷轧，从室温到650°C的温度范围按照平均加 热速度2?20°C/s加热，进而650°C?700°C之间按照平均加热速度2?15°C/s加热，接 着进行在700°C以上且900°C以下的温度范围内保持1秒以上的退火，所述钢坯按质量％计 为C:0? 0005 ?0? 0045%、Mn:0? 80 ?2. 50%、Ti:0? 002 ?0? 150%、B:0? 0005 ?0? 01%、Si:0 ?1. 0%、A1 :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、N:0? 006%以下，满足下述式（1)，余量为 铁和杂质， 0? 07 < (Mn(质量％ )-Mn*(质量％ ))/(B(ppm)-B*(ppm)) < 0? 2.....(1) 在上述式（1)中， Mn* (质量％) =55S(质量％)/32 B*(ppm) = 10(N(质量％ )-14Ti(质量％ )/48)/14X10000 ; Mn* < 0、B* < 0 时，将B* 视为 0 ; 形状比⑴=ld/hm.....(2) 在上述式（2)中， 热乳棍与钢板的接触弧长Id:W(LX(hin-hout)/2)，hm: (hin+hout) /2， L:辊直径， hin:乳棍进料侧的板厚，hout:乳棍出料侧的板厚； A3(°C) = 937. 2-476. 5C+56Si-19. 7Mn-16. 3Cu-26. 6Ni-4. 9Cr+38.lMo+136. 3Ti-19. 1 Nb+124. 8V+198. 4A1+3315.OB.....(3) 在上述式⑶中，C、Si、Mn、P、Cu、Ni、Cr、Mo、Ti、Nb、V、Al、B是各元素的含量[质 量％ ]; 关于不刻意含有Si、Al、Cu、Ni、Cr、Mo、Nb、V的钢板，它们的含有率按0%计算。
11. 一种锌系电镀冷轧钢板的制造方法，其在由权利要求10所述的方法制造的钢板的 表面实施锌系电镀。
12. -种热浸镀锌冷轧钢板的制造方法，其在由权利要求10所述的方法制造的钢板的 表面实施热浸镀锌。
13. -种合金化热浸镀锌冷轧钢板的制造方法，其在由权利要求10所述的方法制造的 钢板的表面实施热浸镀锌之后，进一步在450?600°C的温度范围进行10s以上的热处理。
【文档编号】B21B3/00GK104487603SQ201380039133
【公开日】2015年4月1日 申请日期:2013年7月31日 优先权日:2012年7月31日
【发明者】杉浦夏子, 米村繁, 丸山直纪 申请人:新日铁住金株式会社