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

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}取向的随机强度比(A)为3以下，{557}取向的随机强度比(B)和{111}取向的随机强度比(C)均为7以上，且满足{(B)/(A)≥5}和{(B)＞(C)}。

说明书

技术领域

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

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。

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，轧制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。

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。

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。

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。

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℃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。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2006-183130号公报

专利文献2：日本特开2007-92128号公报

专利文献3：日本特开2008-240125号公报

专利文献4：日本特开2008-240123号公报

专利文献5：日本特开2009-19265号公报

专利文献6：日本特开2007-146275号公报

专利文献7：日本特开2009-13478号公报

专利文献8：日本特开平5-255804号公报

发明内容

发明要解决的问题

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。

用于解决问题的方案

本发明人等为了解决上述问题，进行了深入研究。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，使热轧条件优化，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。

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。

[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％、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；

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

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{(B)/(A)≥5}和{(B)＞(C)}。

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)/14×10000。

Mn*＜0、B*＜0时，将B*视为0。

[2]根据[1]所述的冷轧钢板，其按质量％计含有Si：0.01～1.0％、Al： 0.010～0.10％的一种或两种。

[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％。

[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。

[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。

[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，轧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]一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。

[8]一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。

[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。

[10]一种冷轧钢板的制造方法，该方法将下述钢坯加热至1150℃以上， 接着，将精轧的开始温度设定为1000～1100℃，在1000～950℃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℃的温度以上且950℃ 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℃的温度 范围内按照平均冷却速度15℃/s以上冷却之后，在500～650℃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℃的 温度范围按照平均加热速度2～20℃/s加热，进而650℃～700℃之间按照平均加 热速度2～15℃/s加热，接着进行在700℃以上且900℃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％、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。

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)/14×10000。

Mn*＜0、B*＜0时，将B*视为0。

X(形状比)＝ld/hm·····(2)

在上述式(2)中，

ld(热轧辊与钢板的接触弧长)：(L×(hin-hout)/2)，

hm：(hin+hout)/2，

L：辊直径，

hin：轧辊进料侧的板厚，

hout：轧辊出料侧的板厚，

A3(℃)＝937.2-476.5C+56Si-19.7Mn-16.3Cu-26.6Ni-4.9Cr+38.1Mo+136.3 Ti-19.1Nb+124.8V+198.4Al+3315.0B·····(3)

在上述式(3)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[10]所述的方法制造的 钢板的表面实施锌系电镀。

[12]一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。

[13]一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℃的温度范围进行 10s以上的热处理。

发明的效果

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、轧 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。

附图说明

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

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。

一般公知，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。

因此，本发明人等对于增强{557}<9165>取向且弱化{332}<110>的方法 反复深入研究，结果弄清楚了以下事实。

即，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}<916 5>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{(A)/(B)≥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(A)时，横向的杨氏模量降 低，因此满足下式{(A)＞(C)}也是重要的。

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。

[冷轧钢板]

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：0～1.0％、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、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{(B)/(A)≥ 5}和{(B)＞(C)}。

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)/14×10000。

Mn*＜0、B*＜0时，将B*视为0。

[钢组成]

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。

[必须成分]

(C：碳)0.0005～0.0045％

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 {110}<001>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0.0035％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％。

(Mn：锰)0.80～2.50％

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Mn。

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。

(Ti：钛)0.002～0.150％

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0.060％以下。

(B：硼)0.0005～0.01％

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。另外，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。

[任意成分]

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。

为了脱氧，可以含有Si、Al的一者或两者。

(Si：硅)0～1.0％

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1.0％为上限含有。含 有超过1.0％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0.8％以下。另外，从该观点出发，Si 的含量更理想地为0.6％以下。

(Al：铝)0～0.10％

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％。

(Nb：铌)0～0.040％

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0.04％。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。

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。

(Mo：钼)0～0.500％

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。

(Cr：铬)0～3.000％

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。

(W：钨)0～3.000％

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。

(Cu：铜)0～3.000％

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。

(Ni：镍)0～3.000％

Ni是提高钢板强度，同时提高韧性的元素。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0.005％以上且3.000％以下的范围含有。

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

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。

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％。

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。

(P：磷)0.15％以下

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0.1％以下，进 一步理想地为0.08％以下。

(S：硫)0.010％以下

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0.010％。另外，从该观点出发，S量更理想的是设 定为0.008％以下。

(N：氮)0.006％以下

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(48Ti/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48Ti/14以下。

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)。

(Mn量与B量的关系式)

接着详细说明作为Mn量与B量的关系式的下述式(1)。

在本发明中，以满足下述式(1)表示的关系的范围含有Mn和B。

0.07≤(Mn(质量％)-Mn*(质量％))/(B(ppm)-B*(ppm))≤0.2·····(1)

其中，在上述式(1)中，

Mn*(质量％)＝55S(质量％)/32

B*(ppm)＝10(N(质量％)-14Ti(质量％)/48)/14×10000，

Mn*＜0、B*＜0时，将B*视为0。

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0.07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0.19以下。

[晶体取向]

接着说明本发明的冷轧钢板的晶体取向。

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{(B)/(A)≥5}和{(B)＞(C)}。

图1示出了表示本发明的冷轧钢板的晶体取向的φ2＝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}。

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，φ1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＝0～90°来表示 的方式，即在本发明中，选择将φ1＝0～360°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](uvw)与{hkl}<uvw>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{110}<111> 取向的随机强度比。

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(ODF：Orientation 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。

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。

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。

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{(B)＞(C)}的 关系。另外，从该观点出发，更理想的是{(B)＞1.2(C)}的关系。

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{(B)/(A)≥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。

其中，X射线衍射用试样的制作如下进行。

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。

[制造方法]

接着详细描述本发明的冷轧钢板的制造条件。

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℃以上。接着，将精轧的开始温度设定为1000～1100℃，在1000～950℃ 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℃的温 度(A3相变温度-50℃)以上且950℃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℃的温度范围内按照平均冷却速度15℃/s以上冷却 之后，在500～650℃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℃的温度范围按照平均加热速度2～20℃ /s加热、进而650℃～700℃之间按照平均加热速度2～15℃/s加热。接着，进行 在700℃以上且900℃以下的温度范围内保持1秒以上的退火。

X(形状比)＝ld/hm·····(2)

在上述式(2)中，

Ld(热轧辊与钢板的接触弧长)：(L×(hin-hout)/2)，

hm：(hin+hout)/2，

L：辊直径，

hin：轧辊进料侧的板厚，

hout：轧辊出料侧的板厚。

A3(℃)＝937.2-476.5C+56Si-19.7Mn-16.3Cu-26.6Ni-4.9Cr+38.1Mo+136.3 Ti-19.1Nb+124.8V+198.4Al+3315.0B·····(3)

在上述式(3)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。(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％。)

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 轧的钢坯。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。另外，可以使用薄板坯连铸机(thin slab caster) 等来制造。

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℃以上。这是因为，钢坯的加热温 度低于1150℃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℃以上。加热温度的上限没有规定，加热至超过1300℃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。

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℃。精轧的开始温度超过1100℃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℃以下开始。另一方面，在低于1000℃下开始轧制时，难以在由上 述式(3)求出的(A3相变温度-50)℃以上结束热轧，同时使杨氏模量劣化 的取向发达，因此将1000℃作为下限。

另外，在本发明的制造方法中，在1000～950℃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。

在上述轧制之后，在(A3相变温度-50)℃以上且950℃以下的温度域至 少进行一道次以上的使由上述式(2)决定的形状比(X)为3.0～4.2的轧制。

A3相变温度由上述式(3)求出。在低于(A3相变温度-50)℃进行轧 制时，变成α域热轧，使杨氏模量降低的{100}<001>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℃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℃ 以下。

在(A3相变温度-50)℃以上且950℃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，轧辊的直径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。

接着，终轧结束后在2s以内开始冷却，按照15℃/s以上的平均冷却速度 冷却到700℃。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℃、冷却速度小于15℃/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℃/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100℃/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100℃/s的速度冷却。

利用上述条件冷却之后，在500～650℃的温度范围卷取。卷取温度低于 500℃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℃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℃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℃以下。

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。

接着，进行退火。此时，从室温到650℃的平均加热速度设定为2～20℃ /s。该加热速度低于2℃/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℃/s以上。另一方面，加热速度超过20℃/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℃/s以下。

接着，在650℃～700℃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℃/s。该加热速度低于2℃/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℃/s 以上。另一方面，加热速度超过15℃/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℃/s以下。

以上述加热速度加热至700℃之后，进一步加热至700℃以上且900℃以 下，进行1秒以上。退火温度在700℃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℃时，织构被破坏，形状保持性劣化，因此将其设定为上限。

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。

[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]

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。

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。

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。

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。

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℃的温度范 围实施10s以上的热处理，从而进行合金化处理。

上述合金化处理(热处理)有必要在450～600℃的范围内进行。该温度 低于450℃时，具有合金化不充分进行的问题。另外，在600℃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。

另外，合金化处理的时间设定为10s以上。合金化处理的时间少于10s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。

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。

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。

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、轧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。

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。

实施例

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。

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，辊径为650～830mm。另外，最终道次后的最终板厚 为2.3mm～4.5mm。

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(1)Mn/B”是上述式 (1)中的“(Mn(质量％)-Mn*(质量％))/(B(ppm)-B*(ppm))”的值。“式(3) (A3-50)℃”是比由上述式(3)求出的A3相变温度低50℃的温度(A3相 变温度-50℃)的值。

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。SRT[℃] 表示钢坯的加热温度，F0T[℃]表示精轧的第一道次的进料侧温度(精轧的 开始温度)，FT[℃]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℃的平均冷却 速度，CT[℃]表示卷取温度。形状比1表示在1000℃～950℃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)℃以上且950℃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℃的平均加热速度。加热速度2表示从650℃到700℃的平均加热 速度。

[表1]

[表2]

以垂直轧制方向作为纵向，从所得冷轧钢板中获取根据JIS Z 2201的拉 伸试验片，根据JIS Z 2241进行拉伸试验，测定拉伸强度。

关于r值，以轧制方向、45°方向、垂直轧制方向作为纵向，与拉伸试验 同样地获取根据JIS Z 2201的拉伸试验片，应变量15％时测定值。

关于杨氏模量的测定，通过上述静态拉伸法和振动法两种方法来测定。

利用静态拉伸法的杨氏模量的测定使用根据JIS Z 2201的拉伸试验片， 赋予相当于钢板的屈服强度的1/2的拉伸应力来进行。此时，测定进行5次， 将根据应力-应变曲线的斜率算出的杨氏模量中的除了最大值和最小值以外 的3个测量值的平均值作为静态拉伸法的杨氏模量，以拉伸杨氏模量形式示 于表3中。需要说明的是，对于下述的锌系电镀钢板、热浸镀锌钢板和合金 化热浸镀锌钢板，剥离表面的镀层之后进行测定。

钢板的板厚1/4位置的{332}<110>、{557}<9167>、{111}<112>取向的 随机强度比如下测定。首先，使用将钢板机械研磨和抛光之后、进一步电解 研磨而除去应变、调整成1/4板厚部为测定面的试样，进行X射线衍射。另外， 还在相同条件下进行不具有在特定取向的集聚的标准试样的X射线衍射。

接着，以通过X射线衍射获得的{110}、{100}、{211}、{310}极点图为 基础，用级数展开法获得ODF。然后，由该ODF决定上述取向的随机强度比。

另外，这些钢板当中，在冷轧退火后实施锌系电镀时，在表2中表示为 “电”，实施热浸镀锌时在表2中表示为“熔融”，此外，在热浸镀锌之后， 进行在520℃下保持15秒的合金化处理，实施合金化热浸镀锌时，表示为“合 金”。

其中，作为本实施例中的锌系电镀处理，实施Zn-Ni镀覆(Ni＝11质量％)。

每单位面积重量均为20g/m²。

本实施例的结果示于表3中。其中，表3中的杨氏模量栏的RD是指轧制 方向(Rolling Direction)，45°是指相对于轧制方向为45°，TD是指横向 (Transverse Direction)。

[表3]

(注释)下划线是本发明的范围外的条件。

1){332}＜110＞取向的随机强度比(A)

2){557}＜9 16 5＞取向的随机强度比(B)

3){111}＜112＞取向的随机强度比(C)

从表3中所示的结果可以看出，以适当的条件制造的具有本发明的化学 成分的钢的本发明例(表1～3的备注栏中的本发明例)的情况下，轧制方向 和45°方向的杨氏模量均为206GPa以上，横向的杨氏模量为225GPa以上，且 平均r值达到1.4以上。由此可以看出，在本发明例中，刚性高，且深拉性优 异。

另一方面，制造编号45～52是使用化学成分在本发明的范围外的钢编号 P～W的比较例。制造编号45由于S的含量高，编号48由于Mn的含量低，因此 是不能满足式(1)的情况的例子。在该情况下，由于退火中的恢复未被充 分抑制，因此随机强度比(A)、(C)增强，没有获得充分的横向杨氏模量。

制造编号46示出了不含Ti的情况的例子。在该情况下，不发生TiN析出， γ粒径粗大化，因此随机强度比(A)增加。除此以外，由于热轧板的阶段中固 溶C残留，因此随机强度比(A)进一步发达，相反地，随机强度比(B)、(C)的 发达被抑制，横向的杨氏模量降低，同时r值也劣化。

制造编号47是C添加量过高的情况。在该情况下，由于热轧中固溶C残 留，因此随机强度比(A)、(B)、(C)的所有取向的发达均被抑制。

制造编号49是Mn过高的情况的例子。在该情况下，再结晶延迟，随机 强度比(B)、(C)变弱，不能满足横向的杨氏模量，同时r值也降低。

制造编号50是B量少的情况。在该情况下，恢复未被抑制，因此随机强 度比(C)发达，随机强度比(B)降低，因此不能满足横向的杨氏模量。

制造编号51是Ti添加量过高的情况，编号52是B添加量过高的情况。在 这些情况下，均是由于退火时的再结晶温度变得过高，因此加工性劣化，同 时随机强度比(B)变弱，45°方向的杨氏模量降低，另外r值也降低。

如属于钢编号A的比较例的制造编号3所示，加热速度2过大时，r值减低， 同时随机强度比(A)发达，因此横向和轧制方向的杨氏模量降低。

如属于钢编号A的比较例的制造编号4所示，形状比1过高时，r值减低， 同时随机强度比(B)不发达，因此横向和轧制方向的杨氏模量降低。

如属于钢编号B的比较例的制造编号7所示，从终轧到冷却开始的时间t 太长时，随机强度比(A)发达，因此横向和轧制方向的杨氏模量降低。

如属于钢编号B的比较例的制造编号8所示，加热速度2太小时，r值减低， 同时随机强度比(B)不发达，因此横向和轧制方向的杨氏模量降低。

如属于钢编号C的比较例的制造编号11所示，热轧的最后道次的形状比 过低时，没有引入充分的剪切变形，随机强度比(B)不发达，因此横向的杨 氏模量降低。

如属于钢编号D的比较例的制造编号14所示，形状比1过高时，r值减低， 同时随机强度比(B)不发达，因此横向和轧制方向的杨氏模量降低。

如属于钢编号E的比较例的制造编号17所示，加热温度低、不能确保充 分的F0T、FT时，随机强度比(B)增强，但随机强度比(C)变弱，因此不能确 保r值。

如属于钢编号E的比较例的制造编号18所示，加热速度2过大时，r值减 低，同时随机强度比(A)发达，因此横向和轧制方向的杨氏模量降低。

如属于钢编号F的比较例的制造编号21所示，退火温度过高时，成为γ域 退火，因此织构变弱，杨氏模量、r值均减低。

如属于钢编号G的比较例的制造编号24所示，F0T、FT过高时，随机强 度比(A)过度增强，因此横向的杨氏模量降低。

如属于钢编号H的比较例的制造编号26所示，热轧后的冷却速度小、冷 轧率低时，随机强度比(A)过度增强，同时随机强度比(B)、(C)变弱，因此杨 氏模量、r值均减低。

如属于钢编号H的比较例的制造编号27所示，从终轧到冷却开始的时间t 太长时，随机强度比(A)发达，因此横向和轧制方向的杨氏模量降低。

如属于钢编号I的比较例的制造编号30所示，卷取温度太低时，固溶C残 留在热轧板中，因此随机强度比(B)、(C)不充分发达，杨氏模量降低，r值也 劣化。

如属于钢编号K的比较例的制造编号34所示，卷取温度过高且冷轧率过 高时，随机强度比(A)过度增强，与此同时，使r值和杨氏模量的绝对值降低 的{100}<012>取向的集聚度增高，因此出现r值、杨氏模量均无法确保的结 果。

如属于钢编号M的比较例的制造编号38所示，退火时的加热速度(加热 速度1、2)过快时，{112}<110>取向增强，随机强度比(B)变弱，因此45°方 向的杨氏模量降低，同时r值也劣化。

如属于钢编号N的比较例的制造编号41所示，退火温度太低时，再结晶 没有充分进行，由于未再结晶残留，延性降低，同时45°方向的杨氏模量和r 值劣化。

如属于钢编号O的比较例的制造编号44所示，形状比2过高时，在冷轧退 火后，随机强度比(B)没有随机强度比(C)发达，因此横向的杨氏模量降低。

从以上说明的实施例的结果可以看出，根据本发明，可以实现刚性和深 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。

产业上的可利用性

本发明的冷轧钢板例如用于汽车、家用电气产品、建筑物等。另外，本 发明的冷轧钢板包括没有进行表面处理的狭义的冷轧钢板、以及为了防锈而 实施了热浸镀锌、合金化热浸镀锌、锌系电镀等表面处理的广义的冷轧钢板。 该表面处理还包括铝系的镀覆，各种镀覆钢板上的有机覆膜、无机覆膜的形 成、涂装，将它们组合的处理。而且，本发明的冷轧钢板由于具有高杨氏模 量，板厚比以往的钢板减少，即可实现轻量化，能够有助于地球环境保护。 另外，本发明的冷轧钢板由于还改善了形状保持性，因此易于将高强度钢板 应用于汽车用部件等压制部件。此外，将本发明的钢板成形、加工而获得的 部件由于冲撞能量吸收特性优异，因此还有助于提高汽车的安全性，所以其 社会贡献不可估量。