薄钢板及其制造方法

摘要

一种薄钢板，其组成为以质量％计含有C：0.06～0.12％、Si：0.5～1.5％、Mn：1.0～3.0％、P：0.05％以下、S：0.01％以下、Al：0.5％以下、N：0.01％以下和Ti：0.02～0.20％，且满足下式(1)、式(2)所示的关系，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，并且，以面积率计，铁素体相：60％以上、马氏体相：15～35％，且铁素体相与马氏体相的总量为95％以上，铁素体的平均粒径为4.0μm以下，马氏体的平均粒径为1.5μm以下，轧制直角方向的拉伸强度780MPa以上、杨氏模量240GPa以上、强度-伸长率平衡16500MPa·％以上。0.05≤[％C]-(12/47.9)×[％Ti＊]≤0.10…(1) ，其中，Ti＊＝[％Ti]-(47.9/14)×[％N]-(47.9/32.1)×[％S]…(2)。

权利要求

1.一种薄钢板，具有如下组成：以质量％计含有C：0.06～0.12％、Si：0.5～1.5％、Mn：1.0～3.0％、P：0.05％以下、S：0.01％以下、Al：0.5％以下、N：0.01％以下和Ti：

0.02～0.20％，且满足下述式(1)和式(2)所示的关系，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，具有如下组织：以面积率计，铁素体相：60％以上、马氏体相：15～35％，且铁素体相与马氏体相的总量为95％以上，铁素体的平均粒径为4.0μm以下，马氏体的平均粒径为

1.5μm以下，

并且，轧制直角方向的拉伸强度TS为780MPa以上，杨氏模量为240GPa以上，用拉伸强度TS与总伸长率El的乘积表示的强度-伸长率平衡TS×El为16500MPa·％以上；

0.05≤[％C]-(12/47.9)×[％Ti*]≤0.10…(1)其中，Ti*＝[％Ti]-(47.9/14)×[％N]-(47.9/32.1)×[％S]…(2)[％M]是M元素的含量，单位为质量％。

2.根据权利要求1所述的薄钢板，其中，所述钢板在所述组成的基础上，以质量％计还含有Nb：0.02～0.10％，且代替所述式(1)而满足下述式(3)的关系；

0.05≤[％C]-(12/92.9)×[％Nb]-(12/47.9)×[％Ti*]≤0.10…(3)。

3.根据权利要求1或2所述的薄钢板，其中，所述钢板在所述组成的基础上，以质量％计还含有选自Cr：0.1～1.0％、Ni：0.1～1.0％、Mo：0.1～1.0％、Cu：0.1～2.0％和B：

0.0005～0.0030％中的1种或2种以上。

4.一种薄钢板的制造方法，将如下的钢材料在热轧工序中在850～950℃下结束精轧后，在650℃以下卷取，酸洗后，用60％以上的压下率进行冷轧后，在退火工序中，以(Ac1-100℃)到Ac1的平均升温速度为15℃/s以上的速度的方式，加热至780～880℃的均热温度，在该均热温度保持150s以下的时间后，使至少到350℃的平均冷却速度为

5～50℃/s而冷却至350℃以下，其中，所述钢材料由如下组成构成，即，以质量％含有C：

0.06～0.12％、Si：0.5～1.5％、Mn：1.0～3.0％、P：0.05％以下、S：0.01％以下、Al：

0.5％以下、N：0.01％以下和Ti：0.02～0.20％，且C、N、S和Ti的含量满足下述式(1)和式(2)所示的关系，剩余部分为Fe和不可避免的杂质；

0.05≤[％C]-(12/47.9)×[％Ti*]≤0.10…(1)其中，Ti*＝[％Ti]-(47.9/14)×[％N]-(47.9/32.1)×[％S]…(2)[％M]是M元素的含量，单位为质量％，

并且，Ac1是基于用质量％表示的C、Si、Mn、Al、Ni、Cr、Cu、Mo、Ti、Nb和B的含量，由下式(4)求出的Ac1相变温度，Ac1＝ 750.8-26.6[ ％ C]+17.6[ ％ Si]-11.6[ ％ Mn]-169.4[ ％ Al]-23.0[ ％Ni]+24.1[％Cr]-22.9[％Cu]+22.5[％Mo]-5.7[％Ti]+232.6[％Nb]-894.7[％B]…(4)[％M]是M元素的含量(质量％)。

5.根据权利要求4所述的薄钢板的制造方法，其中，所述钢材料在所述组成的基础上，以质量％计还含有Nb：0.02～0.10％，且代替所述式(1)而满足下述式(3)的关系；

0.05≤[％C]-(12/92.9)×[％Nb]-(12/47.9)×[％Ti*]≤0.10…(3)。

6.根据权利要求4或5所述的薄钢板的制造方法，其中，所述钢材料在所述组成的基础上，以质量％计还含有选自Cr：0.1～1.0％、Ni：0.1～1.0％、Mo：0.1～1.0％、Cu：0.1～

2.0％和B：0.0005～0.0030％中的1种或2种以上。

说明书

薄钢板及其制造方法

技术领域

[0001] 本发明主要涉及适合用作汽车车体的刚性优异的高强度薄钢板及其制造方法。本发明的高强度薄钢板适合用于汽车的中柱、侧梁、侧架和横梁等刚性的板厚敏感指数接近1的柱状或近似于柱状截面形状的结构用部材，因此具有780MPa以上的拉伸强度且延展性也优异。

背景技术

[0002] 近年来，随着对地球环境问题的关心日益高涨，对于汽车也在进行排气的限制等，因此汽车车体的轻型化是极为重要的课题。因此，通过钢板的高强度化来减少板厚，从而欲实现车体的轻型化，最近，钢板的高强度化进展显著，已至板厚小于1.6mm的钢板的使用开始增加。特别是，拉伸强度为780MPa级、980MPa级钢板的使用比率有逐年增加的趋势，而为了利用这样的高强度化来实现轻型化，还需同时改善由薄壁化引起的部件刚性的降低。由钢板的薄壁化引起的部件刚性降低的问题在拉伸强度为590MPa以上的钢板中变得尤为显著。

[0003] 通常，为了提高部件的刚性，有效的是改变部件形状，或者对进行了点焊的部件增加焊接点，或者切换为激光焊接等的焊接条件的改变。

[0004] 但是，用作汽车用部件时，在汽车内的有限空间改变部件形状并不容易，另外，改变焊接条件还存在伴随有成本增加等的问题。

[0005] 因此，为了在不改变部件形状、焊接条件的前提下提高部件的刚性，有效的是提高用于部件的部材的杨氏模量。

[0006] 已知杨氏模量主要被集合组织左右，为体心立方晶格的钢时，属于原子的最稠密方向的＜111＞方向最高，相反原子密度小的＜100＞方向最小。众所周知，在结晶方位各向异性小的一般的铁的杨氏模量为约210GPa左右，但只要能够使结晶方位具有各向异性，提高特定方向的原子密度，就能够提高该方向的杨氏模量。

[0007] 以往以来，关于钢板的杨氏模量，对通过控制集合组织来提高特定方向的杨氏模量进行了各种研究。

[0008] 例如，专利文献1中公开了如下技术，即，使用极低碳钢中添加了Nb或Ti的钢，在热轧工序中使Ar3～(Ar3+150℃)的温度区域的压下率为85％以上来促进从未重结晶奥氏体的铁素体相变，由此在热轧板阶段发展{311}＜011＞方位和{332}＜113＞方位的铁素体，通过其后的冷轧、重结晶退火，使{211}＜011＞为主方位，提高与轧制方向成直角方向的杨氏模量。

[0009] 另外，专利文献2中公开了如下的热轧钢板的制造方法，即，通过在C量为0.02～0.15％的低碳钢中添加Nb或Mo、B，使Ar3～950℃的温度区域的压下率为50％以上来发展{211}＜011＞方位，从而提高杨氏模量。

[0010] 并且，专利文献3和4中公开了如下技术，即，使用低碳钢中添加了Nb的钢，规定没有作为碳氮化合物被固定的C量，并且在热轧工序中使950℃以下的总压下量为30％以上来促进从未重结晶奥氏体的铁素体相变，由此在热轧板阶段发展{113}＜110＞方位的铁素体，通过其后的冷轧、重结晶退火，从而使{112}＜110＞为主方位，提高与轧制方向成直角方向的杨氏模量。

[0011] 现有技术文献

[0012] 专利文献

[0013] 专利文献1：日本特开平5-255804号公报

[0014] 专利文献2：日本特开平8-311541号公报

[0015] 专利文献3：日本特开2006-183131号公报

[0016] 专利文献4：日本特开2005-314792号公报

发明内容

[0017] 然而，上述的现有技术中存在如下所述的问题。

[0018] 即，专利文献1中公开的技术中，通过使用C量为0.01％以下的极低碳钢并控制集合组织来提高钢板的杨氏模量，但所得到的拉伸强度最多不过450MPa左右，因此，通过应用该技术来实现进一步的高强度化是有限的。

[0019] 专利文献2中公开的技术存在如下问题，即，由于作为对象的钢板是热轧钢板，所以无法利用冷加工来控制集合组织，不仅难以实现进一步的高杨氏模量化，也难以通过低温精轧而稳定地制造板厚小于2.0mm这样的高强度钢板。

[0020] 专利文献3中公开的技术通过增加合金添加量并增加马氏体分率来提高拉伸强度，但总伸长率降低，强度-伸长率平衡(TS×El)也降低，所以难以在实现高强度化的同时提高加工性。

[0021] 另外，专利文献3和4中公开的技术是通过在热轧工序中使950℃以下的总压下量为30％以上来提高杨氏模量，但由于950℃以下的温度区域的轧制负载高，所以存在难以确保总压下量为30％以上的问题。

[0022] 如此地，关于高杨氏模量化，现有的技术中由于是以板厚较厚的热轧钢板、软质钢板为对象或虽然是高强度材料但缺乏延展性或制造性存在困难，所以使用这样的现有技术，难以使板厚为1.6mm以下且TS为780MPa以上的高强度钢板具有高延展性同时高杨氏模量化。

[0023] 本发明目的是提供一种解决了上述课题的、即使板厚为1.6mm以下，轧制直角方向的拉伸强度也高达780MPa以上，更优选高达980MPa以上，且满足轧制直角方向的杨氏模量为240GPa以上的刚性优异的高强度薄钢板及其有利的制造方法。

[0024] 钢的杨氏模量主要取决于集合组织，为体心立方晶格的普通钢时，在作为原子的最密方向的＜111＞方向上高，相反在原子密度小的＜100＞方向上低，因此如果发展(112)[1-10]方位，则＜111＞方向与钢板的轧制直角方向一致，所以能够提高该方向的杨氏模量。

[0025] 另外，钢的强化法有各种方法，例如，已知用硬质的马氏体相强化软质的铁素体相的DP钢具有基本良好的延展性。然而，在780MPa以上的超高强度钢中，马氏体相的体积率有总体变高的趋势，因此不仅延展性降低，也难以发展对于提高轧制直角方向的杨氏模量有效的(112)[1-10]方位。

[0026] 因此，发明人等为了解决上述问题，在TS为780MPa以上的高强度薄钢板中，对与轧制方向成直角方向的杨氏模量进行了研究，结果发现通过利用固溶强化、微细化强化、析出强化，从而即使在TS为780MPa以上的超高强度下，也能够较低地抑制马氏体的体积率，且能够提高铁素体向(112)[1-10]的集合，由此能够为高延展性的同时实现兼具高强度化和高刚性化。

[0027] 本发明立足于上述见解。

[0028] 即，本发明的主要构成如下所述。

[0029] 1.一种薄钢板，具有如下组成：以质量％计含有C：0.06～0.12％、Si：0.5～1.5％、Mn：1.0～3.0％、P：0.05％以下、S：0.01％以下、Al：0.5％以下、N：0.01％以下和Ti：0.02～0.20％，且满足下述式(1)和式(2)所示的关系，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，

[0030] 具有如下组织：以面积率计，铁素体相：60％以上、马氏体相：15～35％，且铁素体相与马氏体相的总量为95％以上，铁素体的平均粒径为4.0μm以下，马氏体的平均粒径为1.5μm以下，

[0031] 并且，轧制直角方向的拉伸强度(TS)为780MPa以上，杨氏模量为240GPa以上，用拉伸强度(TS)与总伸长率(El)的乘积表示的强度-伸长率平衡(TS×El)为16500MPa·％以上；

[0032] 0.05≤[％C]-(12/47.9)×[％Ti*]≤0.10…(1)

[0033] 其中，Ti*＝[％Ti]-(47.9/14)×[％N]-(47.9/32.1)×[％S]…(2)

[0034] [％M]是M元素的含量(质量％)

[0035] 2.如上述1所述的薄钢板，其中，上述钢板在上述组成的基础上，以质量％计还含有Nb：0.02～0.10％，且代替上述式(1)而满足下述式(3)的关系。

[0036] 0.05≤[％C]-(12/92.9)×[％Nb]-(12/47.9)×[％Ti*]≤0.10…(3)

[0037] 3.如上述1或2所述的薄钢板，其中，上述钢板在上述组成的基础上，以质量％计还含有选自Cr：0.1～1.0％、Ni：0.1～1.0％、Mo：0.1～1.0％、Cu：0.1～2.0％和B：0.0005～0.0030％中的1种或2种以上。

[0038] 4.一种薄钢板的制造方法，将如下的钢材料在热轧工序中在850～950℃下结束精轧后，在650℃以下卷取，酸洗后，以60％以上的压下率进行冷轧后，在退火工序中，以(Ac1-100℃)～Ac1的平均升温速度：15℃/s以上的速度加热至780～880℃的均热温度，在该均热温度保持150s以下的时间后，使至少到350℃的平均冷却速度为5～50℃/s冷却至350℃以下；其中，所述钢材料由以下组成构成，即，以质量％计含有C：0.06～0.12％、Si：0.5～1.5％、Mn：1.0～3.0％、P：0.05％以下、S：0.01％以下、Al：0.5％以下、N：0.01％以下和Ti：0.02～0.20％，且C、N、S和Ti的含量满足下述式(1)和式(2)所示的关系，剩余部分为Fe和不可避免的杂质；

[0039] 0.05≤[％C]-(12/47.9)×[％Ti*]≤0.10…(1)

[0040] 其中，Ti*＝[％Ti]-(47.9/14)×[％N]-(47.9/32.1)×[％S]…(2)

[0041] [％M]是M元素的含量(质量％)。

[0042] 5.如上述4所述的薄钢板的制造方法，其中，上述钢材料在上述组成的基础上，以质量％计还含有Nb：0.02～0.10％，且代替上述式(1)而满足下述式(3)的关系。

[0043] 0.05≤[％C]-(12/92.9)×[％Nb]-(12/47.9)×[％Ti*]≤0.10…(3)

[0044] 6.如上述4或5所述的薄钢板的制造方法，其中，上述钢材料在上述组成的基础上，以质量％计还含有选自Cr：0.1～1.0％、Ni：0.1～1.0％、Mo：0.1～1.0％、Cu：0.1～2.0％和B：0.0005～0.0030％中的1种或2种以上。

[0045] 根据本发明，能够得到拉伸强度为780MPa以上，更优选为980MPa以上，轧制直角方向的杨氏模量为240GPa以上，更优选为245GPa以上，而且TS×El满足16500MPa·％以上的高强度薄钢板。

具体实施方式

[0046] 以下，具体说明本发明。

[0047] 首先，对本发明中将钢板的成分组成限定在上述范围的理由进行说明。

[0048] 应予说明，钢板的成分组成中的元素的含量的单位均为“质量％”，在下面如果没有特别说明，则仅用“％”表示。

[0049] C：0.06～0.12％

[0050] C是使奥氏体稳定化的元素，在冷轧后的退火时的冷却过程中，提高淬透性，大幅促进低温相变相的生成，从而能够显著有助于高强度化。为了得到这样的效果，需要使C含量为0.06％以上。更优选为0.08％以上。另一方面，如果C含量高于0.12％，则硬质的低温相变相的分率变大，钢不仅极度高强度化，加工性也变差。另外，含有大量的C时冷轧后的退火工序中会抑制有利于高杨氏模量化的方位的重结晶。并且，含有大量的C时也会导致焊接性的劣化。因此，需要使C含量为0.12％以下。

[0051] Si：0.5～1.5％

[0052] Si是本发明中的一个重要元素。由于Si在热轧中使Ar3相变点升高，所以进行Ar3以上的轧制时，会促进加工奥氏体的重结晶。因此，含有超过1.5％的大量的Si时，无法得到高杨氏模量化所需的结晶方位。另外，添加大量的Si不仅使钢板的焊接性变差，而且在热轧工序中的加热时，促进钢坯表面的铁橄榄石的生成，助长所谓的被称为红色氧化皮的表面花纹的产生。并且，作为冷轧钢板使用时，在表面生成的Si氧化物使化学转化处理性变差，另外，作为热浸镀锌钢板使用时，在表面生成的Si氧化物引起不镀覆部分。因此，需要使Si含量为1.5％以下。应予说明，对于需要表面性状的钢板、热浸镀锌钢板而言，优选使Si含量为1.2％以下。

[0053] 另一方面，Si是使铁素体稳定化的元素，在冷轧后的退火工序中的二相域均热后的冷却过程中，通过促进铁素体相变，使C在奥氏体中稠化，从而能够使奥氏体稳定化，促进低温相变相的生成。并且，Si也能够通过固溶强化来提高钢的强度。为了得到这样的效果，需要使Si含量为0.5％以上。优选为0.7％以上。

[0054] Mn：1.0～3.0％

[0055] Mn也是本发明中的一个重要元素。Mn是奥氏体稳定化元素，在冷轧后的退火工序中的加热过程中，使Ac1相变点降低，促进从未重结晶铁素体的奥氏体的相变，对于均热后的冷却过程中生成的低温相变相的方位，能够发展有利于提高杨氏模量的方位，能够抑制伴随低温相变相的生成的杨氏模量的降低。

[0056] 另外，Mn在退火工序中的均热退火后的冷却过程中，通过提高淬透性，显著促进低温相变相的生成，从而也能够显著有助于高强度化。并且，通过作为固溶强化元素发挥作用，从而也有助于钢的高强度化。为了得到这样的效果，需要使Mn含量为1.0％以上。

[0057] 另一方面，含有超过3.0％的大量的Mn会在退火后的冷却时显著抑制铁素体的生成，并且含有大量的Mn时也会使钢板的焊接性变差。因此，使Mn含量为3.0％以下。更优选为2.5％以下。

[0058] P：0.05％以下

[0059] P在粒界偏析，不仅使钢板的延展性和韧性降低，而且使焊接性也变差。另外，作为合金化热浸镀锌钢板使用时，产生使合金化速度延迟的不良情况。因此，使P含量为0.05％以下。

[0060] S：0.01％以下

[0061] S使热轧中的延展性显著降低而诱发热破裂，使表面性状显著劣化。另外，由于S作为杂质元素形成粗大的MnS，使延展性和扩孔性降低，所以优选尽量减少。这些问题在S量超过0.01％时变得显著，所以使S量为0.01％以下。应予说明，从特别提高扩孔性的观点考虑，优选使S量为0.005％以下。

[0062] Al：0.5％以下

[0063] Al是铁素体稳定化元素，使退火时的Ac3点大幅度上升，因此通过抑制从未重结晶铁素体的奥氏体相变，从而从冷却时的奥氏体生成铁素体时，妨碍有利于杨氏模量的方位的发展。因此，使Al含量为0.5％以下。优选为0.1％以下。另一方面，由于Al作为钢的脱氧元素有用，所以优选使Al含量为0.01％以上。

[0064] N：0.01％以下

[0065] 如果大量含有N，则有可能热轧中伴随钢坯破裂而产生表面缺陷。因此，需要使N量为0.01％以下。

[0066] Ti：0.02～0.20％

[0067] Ti是本发明中最重要的元素。即，Ti在退火工序中的加热过程中，通过抑制加工铁素体的重结晶，促进从未重结晶铁素体的奥氏体相变，关于退火后的冷却过程中生成的铁素体，能够发展对杨氏模量的提高有优势的方位。另外，Ti的微小析出物有助于提高强度，并且也发挥有利于铁素体和马氏体的微细化的作用。为了得到这样的作用，需要使Ti含量为0.02％以上。优选为0.04％以上。

[0068] 另一方面，即使添加大量的Ti，在通常的热轧工序中的再加热时也无法使碳氮化合物全部固溶，残留粗大的碳氮化合物，因此反而阻碍强度上升效果、重结晶抑制效果。另外，即使在连续铸造后不经过在将钢坯暂时冷却后进行再加热的工序，而在连续铸造后直接开始热轧的情况下，Ti的添加量的超过0.20％的部分对强度上升效果和重结晶抑制效果的帮助也小，并且也会导致合金成本的增加。因此，需要使Ti含量为0.20％以下。

[0069] 以上，说明了本发明的基本组成说明，但在本发明中，仅满足上述的基本组成是不充分的，还需要使C、N、S和Ti的含量满足下述式(1)和式(2)所示的关系。

[0070] 0.05≤[％C]-(12/47.9)×[％Ti*]≤0.10…(1)

[0071] 其中，Ti*＝[％Ti]-(47.9/14)×[％N]-(47.9/32.1)×[％S]…(2)

[0072] [％M]是M元素的含量(质量％)

[0073] 上述的关系式规定了没有作为碳化物被固定的C量，但如果该C量超过0.10％而大量存在，则不仅使马氏体的分率增加，杨氏模量降低，而且使延展性也降低。因此，需要使由式(1)算出的没有作为碳化物被固定的C量为0.10％以下。优选为0.09％以下。另一方面，如果没有作为碳化物被固定的C量小于0.05％，则冷轧后的2相域中的退火中奥氏体中的C量减少，进而冷却后生成的马氏体相减少，因此780MPa以上的高强度化变难。因此，需要使没有作为碳化物被固定的C量为0.05％以上。优选为0.06％以上。

[0074] 另外，本发明中可以适当地含有以下叙述的元素。

[0075] Nb：0.02～0.10％

[0076] Nb与Ti一样，是本发明中的重要元素。在冷轧后的退火工序中的加热过程中，通过抑制加工铁素体的重结晶，从而能够促进从未重结晶铁素体的奥氏体相变，另外抑制奥氏体粒的粗大化，并且关于退火均热后的冷却过程中生成的铁素体，能够发展有利于提高杨氏模量的方位。并且，Nb的微小的碳氮化合物也有助于强度的上升。并且，也发挥有利于铁素体和马氏体的微细化的作用。为了具有这样的作用，优选使Nb的含量为0.02％以上。

[0077] 另一方面，即使添加大量的Nb，通常的热轧工序中的再加热时也无法使碳氮化合物全部固溶，残留粗大的碳氮化合物，因此无法得到热轧工序中的加工奥氏体的重结晶抑制效果以及冷轧后的退火工序中的加工铁素体的重结晶抑制效果。另外，即使在不经过连续铸造后将钢坯暂时冷却后进行再加热的工序，而在连续铸造后直接开始热轧的情况下，Nb的添加量的超过0.10％的部分对重结晶抑制效果的帮助也小，并且会导致合金成本的增加。因此，优选使Nb含量为0.10％以下。更优选为0.08％以下。

[0078] 另外，除含有Ti以外还含有Nb时，代替上述式(1)而满足下述式(3)所示的关系。

[0079] 0.05≤[％C]-(12/92.9)×[％Nb]-(12/47.9)×[％Ti*]≤0.10…(3)

[0080] Nb通过形成碳化物，从而使没有作为碳化物被固定的C量减少。因此，为了使没有作为碳化物被固定的C量为0.05～0.10％，添加Nb时，使[％C]-(12/92.9)×[％Nb]-(12/47.9)×[％Ti*]的值为0.05～0.10％。优选为0.06～0.09％。

[0081] Cr：0.1～1.0％

[0082] Cr是通过抑制渗碳体的生成来提高淬透性的元素，具有在退火工序中的均热后的冷却过程中显著促进马氏体相的生成的效果。为了得到该效果，优选含有0.1％以上的Cr。另一方面，即使大量添加Cr，不仅效果达到饱和，还会导致合金成本的增加，因此优选以1.0％以下添加Cr。另外，作为热浸镀锌钢板使用时，由于表面生成的Cr的氧化物会引发不镀覆，所以优选使Cr含量为0.5％以下。

[0083] Ni：0.1～1.0％

[0084] Ni是提高淬透性的元素，在退火工序中的均热后的冷却过程中，能够促进马氏体相的生成。另外，Ni作为固溶强化元素也有效地有助于钢的高强度化。并且，在添加了Cu的钢的情况下，热轧时，由于伴随热延展性的降低的破裂而引起表面缺陷，但通过复合含有Ni而能够抑制表面缺陷的产生。为了得到这样的作用，优选使Ni含量为0.1％以上。另一方面，大量的Ni添加在均热后的冷却过程中阻碍高杨氏模量化所需的铁素体的生成，另外合金成本增加，优选以1.0％以下含有Ni。

[0085] Mo：0.1～1.0％

[0086] Mo是提高淬透性的元素，在退火工序中的均热后的冷却过程中，通过促进马氏体相的生成，从而有助于高强度化。为了得到该效果，优选使Mo含量为0.1％以上。另一方面，即使大量添加Mo，不仅效果达到饱和，而且合金成本增加，因此Mo优选以1.0％以下含有。更优选为0.5％以下。

[0087] Cu：0.1～2.0％

[0088] Cu是提高淬透性的元素，在退火工序中的均热后的冷却过程中，通过促进马氏体相的生成，从而有助于高强度化。为了得到该效果，优选使Cu含量为0.1％以上。另一方面，由于过度的Cu添加使热延展性降低，引起伴随热轧时的破裂的表面缺陷，所以优选使Cu含量为2.0％以下。

[0089] B：0.0005～0.0030％

[0090] B是通过抑制从奥氏体向铁素体的相变来提高淬透性的元素，在退火工序中的均热后的冷却过程中，通过促进马氏体的生成而有助于高强度化。为了得到该效果，优选使B含量为0.0005％以上。另一方面，由于B的过度添加会显著妨碍均热后的冷却时的铁素体生成，使杨氏模量降低，所以优选以0.0030％以下含有。

[0091] 接下来，对本发明的组织的限定理由进行说明。

[0092] 本发明的钢板是以铁素体相为主相，以面积率计具有60％以上的铁素体相，含有15～35％的马氏体相的组织。

[0093] 由于铁素体相对有利于提高杨氏模量的集合组织的发展有效，所以以面积率计需要为60％以上。另外，通过含有马氏体相，提高强度和强度-伸长率平衡，因此以面积率计需要含有15％以上的马氏体相。另一方面，如果马氏体相的面积率超过35％，则无法确保轧制直角方向的杨氏模量，因此需要使马氏体相的面积率为35％以下。并且，为了提高强度-伸长率平衡，需要使铁素体相的面积率与马氏体相的面积率的总量为95％以上。

[0094] 作为铁素体相和马氏体相以外的相，可举出珠光体、贝氏体和渗碳体，如果这些相为5％以下，则即使含有也没有问题。优选3％以下，更优选1％以下。

[0095] 另外，如果铁素体的平均粒径超过4.0μm，则强度降低，因此需要增加马氏体相的分率、增加添加元素，导致杨氏模量的降低、制造成本的上升。因此，需要使铁素体的平均粒径为4.0μm以下。特别是为了稳定地满足780MPa以上的拉伸强度，优选为3.5μm以下。

[0096] 并且，如果马氏体的平均粒径超过1.5μm，则受到加工·变形时容易进行空隙的连接，结果钢板的延展性降低，因此，需要使马氏体的粒径为平均1.5μm以下。更优选为1.0μm以下。

[0097] 应予说明，铁素体相和马氏体相的面积率通过如下方式求出，即，在对钢板截面进行硝酸乙醇腐蚀后，用扫描式电子显微镜(SEM)进行观察，拍摄3张25μm×30μm域的照片，对这些照片进行图像处理，测定铁素体相和马氏体相的面积。另外，平均粒径是将SEM照片中视场的铁素体相和马氏体相的各面积的总和除以该相的个数而求出平均面积，将其1/2次方的值作为平均粒径。

[0098] 通过成为以上的成分组成和组织，能够得到轧制直角方向的拉伸强度(TS)为780MPa以上，杨氏模量为240GPa以上，强度-伸长率平衡(TS×El)为16500MPa·％以上这样的刚性优异的高强度薄钢板。

[0099] 接下来，对本发明钢板的优选制造方法进行说明。

[0100] 制造本发明的钢板时，首先，要根据目标强度等级来熔炼基于上述组成的化学成分的钢。熔炼方法可以适当地应用通常的转炉法、电炉法等。熔炼的钢在铸造成钢坯后，直接或者暂时冷却后进行加热，在精轧温度：850～950℃的条件下实施热轧。接着，在650℃以下卷取，酸洗后，以60％以上的压下率进行冷轧。其后，在退火工序中，在(Ac1-100℃)～Ac1的温度区域以平均升温速度：15℃/s以上的速度加热，在780～880℃的均热温度保持150s以下的时间后，使至少到350℃的平均冷却速度为5～50℃/s而冷却至350℃以下。

[0101] 以下，对将各制造条件限定为上述的范围的理由进行说明。

[0102] [精轧温度：850～950℃]

[0103] 通过使精轧温度为950℃以下，从而进行从未重结晶奥氏体的铁素体相变，得到微小的铁素体组织，再通过冷轧和退火，从而能够提高向(112)[1-10]方位的集合度。另一方面，如果精轧温度低于850℃，则Ar3相变点降低的可能性变大，加工组织混入热轧组织，结果，妨碍冷轧退火后向(112)[1-10]方位的集合。另外，由于变形阻力的增加而伴随有轧制负载大幅度增大等制造上的困难。因此，需要使精轧温度为850～950℃的范围。

[0104] [卷取温度：650℃以下]

[0105] 如果精轧后的卷取温度高于650℃，则Ti和Nb的碳氮化合物粗大化，在冷轧后的退火工序中的加热阶段，抑制铁素体的重结晶的效果和抑制奥氏体粒的粗大化的效果变小，因此，使卷取温度为650℃以下。另一方面，如果卷取温度低于400℃，则硬质的低温相变相大量生成，其后的冷轧中的变形变得不均匀，妨碍向有利于杨氏模量的方位的集合，其结果无法使退火后的集合组织发展，提高杨氏模量变难。并且，由于卷取后的冷轧中的负载增加，所以优选使卷取温度为400℃以上。

[0106] [冷轧时的压下率：60％以上]

[0107] 上述卷取后，实施酸洗后供给至60％以上的压下率的冷轧。通过该冷轧，从而使对提高杨氏模量有利的(112)[1-10]方位集合。即，通过利用冷轧来发展(112)[1-10]方位，从而即使是其后的退火工序后的组织中也增加具有(112)[1-10]方位的铁素体粒，提高杨氏模量。为了得到这样的效果，需要使冷轧时的压下率为60％以上。更优选为65％以上。另一方面，如果冷轧时的压下率变大，则轧制负载变大而制造变难，因此，优选使冷轧时的压下率的上限为85％。

[0108] [(Ac1-100℃)～Ac1的平均升温速度：15℃/s以上]

[0109] 为了提高退火后的钢板的杨氏模量，需要在退火的加热过程中抑制具有通过冷轧而发展的(112)[1-10]方位的铁素体的重结晶，从加工铁素体相变为奥氏体，因此，需要平均为15℃/s以上的升温速度。

[0110] 其中，Ac1是基于用质量％表示的C、Si、Mn、Al、Ni、Cr、Cu、Mo、Ti、Nb和B的含量，由下式(4)求出的Ac1相变温度。

[0111] Ac1＝750.8-26.6[ ％C]+17.6[％ Si]-11.6[％Mn]-169.4[ ％Al]-23.0[％Ni]+24.1[％Cr]-22.9[％Cu]+22.5[％Mo]-5.7[％Ti]+232.6[％Nb]-894.7[％B]…(4)[0112] 其中，[％M]是M元素的含量(质量％)

[0113] [均热温度：780～880℃、均热时间：150s以下]

[0114] 通过退火工序的均热时使足够量的铁素体相变成奥氏体，冷却时再相变成铁素体，从而使集合组织发展，提高杨氏模量。另外，在均热温度低的情况下，轧制组织残留，伸长率降低。因此，需要使均热温度为780℃以上。另一方面，如果均热温度过高，则奥氏体粒变得粗大，退火后冷却时再相变的铁素体变得难以在(112)[1-10]方位集合。因此，需要使均热温度为880℃以下。

[0115] 另外，即使是在该温度区域的长时间保持也会引起奥氏体粒的粗大化，因此需要使均热时间为150s以下。另一方面，为了防止轧制组织的残留并提高伸长率，优选使均热时间为15s以上。

[0116] [从均热温度到至少350℃的平均冷却速度：5～50℃/s]

[0117] 在本发明的制造方法中，重要的是控制上述均热处理后的冷却条件。

[0118] 即，通过在均热后的冷却时使铁素体生成，从而使对提高杨氏模量有利的集合组织发展。因此，在该冷却时使60％以上的铁素体生成。为此，需要使冷却速度的上限为50℃/s。另一方面，如果冷却过慢，则不生成马氏体，所以需要使冷却速度为5℃/s以上。
优选为10℃/s以上。

[0119] 另外，冷却停止温度高时，不生成马氏体而生成贝氏体、珠光体，导致强度的降低和YS/TS比的上升。或者，即使生成马氏体，也因冷却中的回火而导致马氏体的硬度降低，所以不仅对强度提高的帮助变小，也得不到良好的TS-El平衡。因此，需要至少到350℃以规定的冷却速度进行冷却。并且，为了使TS-El平衡更良好，优选至少300℃为止以规定的冷却速度进行冷却。

[0120] 其后可以实施通过过时效带的处理。另外，制造热浸镀锌钢板时，可以使钢板在熔融锌中通过，此外，制造合金化热浸镀锌钢板时，可以进行合金化处理。

[0121] 应予说明，为了调整钢板的形状，可以实施调质轧制，只要伸长率为0.8％以下，杨氏模量、拉伸特性就不发生大的变化。优选为0.6％以下。

[0122] 实施例

[0123] 接下来，对本发明的实施例进行说明。应予说明，本发明不仅限于这些实施例。

[0124] 实施例1

[0125] 首先，将表1所示的成分组成的钢A用真空熔炼炉进行熔炼，热轧后，酸洗，冷轧后，实施退火，制作冷轧钢板。此时，以如下条件作为基本条件：轧之前的加热条件：在1250℃加热1小时，热轧的精轧温度：880℃、热轧后的板厚：4.4mm、卷取条件：与在600℃保持1小时后进行炉冷的卷取相当的处理，冷轧的压下率：68％，冷轧后的板厚：1.4mm、(Ac1-100℃)～Ac1的平均升温速度：20℃/s，均热温度：830℃下的保持时间：60s，300℃为止的平均冷却速度：15℃/s，其后的室温为止的冷却：空冷。将该基本条件示于表2。

[0126] 并且，按表3所示地变上述基本条件中的冷轧的压下率、退火工序中的(Ac1-100℃)～Ac1的升温速度、均热温度、骤冷停止温度和骤冷停止温度为止的冷却速度。

[0127] 上述退火后，从与钢板的轧制方向成直角的方向切出10mm×50mm的试验片，使用横振动型的共振频率测定装置，根据American Society to Testing Materials的基准(C1259)测定杨氏模量(Ec)。另外，从实施了伸长率0.5％的调质轧制的冷轧钢板，沿与轧制方向成直角的方向切出JIS5号拉伸试验片，测定拉伸特性(拉伸强度TS和伸长率El)。

[0128] 应予说明，铁素体相的面积率(α)、马氏体相的面积率(M)以及各相的平均结晶粒径利用上述方法求出。

[0129] 将所得结果一并记录于表2和表3。

[0130] 表1

[0131]

[0132] C*是没有作为碳化物被固定的C量

[0133] (C*＝[％C]-(12/92.9)×[％Nb]-(12/47.9)×[％Ti*])

[0134] 其中，Ti*＝[％Ti]-(47.9/14)×[％N]-(47.9/32.1)×[％S]

[0135]

[0136]

[0137] 如表2所示，根据基本条件制作的冷轧钢板(钢板：A1)是TS：1064MPa、El：16.3％、TS×El：17343MPa·％、Ec：252GPa、铁素体的面积率：67％、马氏体的面积率：33％、铁素体粒径：2.9μm、马氏体粒径：0.8μm、强度-伸长率平衡良好且具有高杨氏模量的冷轧钢板。

[0138] 另外，即使改变冷轧的压下率、退火条件，如果这些条件满足本发明的范围(钢板：A3、A4、A7)，则均可得到TS为780MPa以上，TS×El为16500MPa·％以上和Ec为240GPa以上这样的优异的特性。

[0139] 实施例2

[0140] 此外，将表4所示的成分的钢B～N用真空熔炼炉进行熔炼，按表5所示的条件依次进行热轧、酸洗、冷轧和退火。

[0141] 对这样得到的冷轧钢板进行与实施例1相同的研究。

[0142] 将所得结果一并示于表5。

[0143]

[0144]

[0145] 如表5所示，根据本发明得到的钢板(钢板：B～G、L～N)均得到TS为780MPa以上、TS×El为16500MPa·％以上、和Ec为240GPa以上这样的优异的特性。