CN105473749B - 高强度高杨氏模量钢板及其制造方法 - Google Patents

高强度高杨氏模量钢板及其制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明提供高强度高杨氏模量钢板，TS为780MPa以上、轧制方向及相对于轧制方向呈45°方向的杨氏模量为205GPa以上、相对于轧制方向呈直角方向的杨氏模量为220GPa以上、平均r值为1.05以上且极限拉伸比(LDR)为2.03以上。其具有如下成分组成：以质量％计含有C：0.060～0.150％、Si：0.50～2.20％、Mn：1.00％～3.00％，此外还含有Ti：0.001％以上0.200％以下及Nb：0.001％以上0.200％以下中的任意1种或2种，基于C、N、S、Ti及Nb的含量，利用规定的式求出的固溶C量(C*)满足下述(1)式，该高强度高杨氏模量钢板具有如下显微组织：铁素体的面积率为20％以上，马氏体的面积率为5％以上，铁素体的平均晶粒直径为20.0μm以下、铁素体及马氏体中γ‑铁相对于α‑铁的逆强度比均为1.00以上；500≤C*≤1300(1)其中，C*的单位为质量ppm。

Description

高强度高杨氏模量钢板及其制造方法
技术领域
本发明主要涉及适合提供给汽车车身的构造部件的、高强度高杨氏模量钢板及其制造方法。
背景技术
近年来，受到对地球环境问题的关心的高涨，汽车的排气限制受到要求等，汽车中的车身轻量化成为极其重要的课题。为了车身轻量化，利用钢板的高强度化而使钢板的板厚减小(薄壁化)是有效的方法。最近，钢板的高强度化显著地推进的结果是，存在如下动向：积极地应用拉伸强度TS为780MPa以上且板厚低于2.0mm这样的薄钢板。但是，因薄壁化而导致的车身刚性的下降逐渐成为问题，提高汽车的构造部件的刚性变得必要。若截面形状相同的话，构造部件的刚性是由钢板的板厚和杨氏模量决定的，因此在兼顾轻量化和构造部件的刚性方面，提高钢板的杨氏模量是有效的。
对于杨氏模量，公知的是，其较大地受到钢板的织构的左右，在体心立方晶格的铁的情况下，杨氏模量在作为原子的密排方向的<111>方向上高，反过来说在原子密度小的<100>方向上低。公知在晶体取向上没有异向性的、通常的铁的杨氏模量为大约206GPa。另外，通过使晶体取向具有异向性，提高特定方向的原子密度，能够提高该方向的杨氏模量。但是，在考虑汽车车身的刚性的情况下，由于从各个方向施加载荷，因此寻求不是仅在特定方向具有高的杨氏模量，而是在各方向具有高的杨氏模量的钢板。
针对这样的要求，例如，在专利文献1中，提出有如下刚性优异的高强度薄钢板的制造方法，其特征在于，通过对以质量％计含有C：0.02～0.15％、Si：0.3％以下、Mn：1.0～3.5％、P：0.05％以下、S：0.01％以下、Al：1.0％以下、N：0.01％以下及Ti：0.1～1.0％，余量为Fe及不可避免的杂质的板坯进行热轧，以20～85％的压下率进行冷轧，之后，进行再结晶退火，从而具有铁素体单相的显微组织，TS为590MPa以上，且相对于轧制方向呈90°方向的杨氏模量为230GPa以上，相对于轧制方向呈0°、45°、90°方向的平均杨氏模量为215GPa以上。
在专利文献2中，提出有如下加工性优异的高刚性高强度钢板的制造方法，其特征在于：通过对以质量％计含有C：0.05～0.15％、Si：1.5％以下、Mn：1.5～3.0％、P：0.05％以下、S：0.01％以下、Al：0.5％以下、N：0.01％以下、Nb：0.02～0.15％及Ti：0.01～0.15％，余量为Fe及不可避免的杂质的板坯进行热轧，以40～70％的压下率进行冷轧，之后，进行再结晶退火，从而具有铁素体和马氏体的混合组织，TS为590MPa以上，且相对于轧制方向呈直角方向的杨氏模量为230GPa以上。
在专利文献3中，提出有如下加工性优异的高刚性高强度钢板的制造方法，其特征在于：通过对以质量％计含有C：0.02～0.15％、Si：1.5％以下、Mn：1.0～3.5％、P：0.05％以下，S：0.01％以下，Al：1.5％以下，N：0.01％以下及Ti：0.02～0.50％，余量为Fe及不可避免的杂质的板坯进行热轧，以50％以上的压下率进行冷轧，之后，进行再结晶退火，从而具有铁素体和马氏体的混合组织，TS为590MPa以上，且相对于轧制方向呈直角方向的杨氏模量为230GPa以上。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2007-092130号公报
专利文献2：日本特开2008-240125号公报
专利文献3：日本特开2006-183130号公报
发明内容
发明要解决的课题
然而，在专利文献1记载的技术中，为了使拉伸强度达到780MPa以上，例如参照其实施例，需要添加V：0.4质量％及W：0.5质量％。另外，为了谋求进一步高强度化，有效地使用Cr、Mo等昂贵的元素是必不可少的，因此存在合金成本增加这样的问题。在专利文献2、3记载的技术中，在仅提高钢板的一个方向的杨氏模量的方面是有效的。然而，无法应用于提高要求钢板在各个方向具有高杨氏模量的汽车的构造部件的刚性。
本发明的目的在于提供一种高强度高杨氏模量钢板及其制造方法，该高强度高杨氏模量钢板的拉伸强度为780MPa以上，在轧制方向及相对于轧制方向呈45°方向的杨氏模量为205GPa以上，且相对于轧制方向呈直角方向的杨氏模量为220GPa以上，此外，还具备良好的深拉性能(deep drawability)。需要说明的是，本发明的高强度高杨氏模量钢板包括：作为冷轧钢板的所谓的高强度高杨氏模量冷轧钢板，作为在表面具有镀膜的镀敷钢板的、所谓的高强度高杨氏模量镀敷钢板，作为在表面具有热镀锌膜的热镀锌钢板的、所谓的高强度高杨氏模量热镀锌钢板，作为在表面具有合金化热镀锌膜的合金化热镀锌钢板的、所谓的高强度高杨氏模量合金化热镀锌钢板等。
用于解决问题的方案
本申请发明人针对拉伸强度为780MPa以上的高强度钢板的高杨氏模量化及深拉性能的提高反复进行了潜心的研究，结果发现了以下情况。
作为第一发明(第一实施方式)，使用添加了Ti及Nb中的任意1种元素或者2种元素且恰当地控制其他合金元素的成分组成而成的钢，热轧后在高温下进行卷绕而留下固溶C，并使添加的Ti、Nb作为碳化物析出，从而能够在之后的冷轧过程中，使α-纤维织构(α-fiber)及γ-纤维织构(γ-fiber)生长。此外，在退火时，控制析出物和退火温度来使α-纤维织构及γ-纤维织构生长，从而提高所有方向的杨氏模量，并且利用固溶C生成一定比例以上的铁素体及马氏体，由此能够确保期望的强度。进而，发现了还具备良好的深拉性能的、高强度高杨氏模量钢板的制造成为可能。
作为第二发明(第二实施方式)，使用添加了Ti及V且恰当地控制其他合金元素的成分组成而成的钢，热轧后在高温下进行卷绕而留下固溶C，并使Ti及V作为碳化物析出，从而能够在之后的冷轧过程中，使α-纤维织构及γ-纤维织构生长。进而，在退火时，控制析出物和退火温度来使α-纤维织构及γ-纤维织构生长，从而提高所有方向的杨氏模量，并且利用固溶C生成一定比例以上的铁素体及马氏体，从而能够确保期望的强度。进而，发现了还具备良好的深拉性能的、高强度高杨氏模量钢板的制造成为可能。
本发明是基于以上见解而完成的，以下是其主要内容。
[1]一种高强度高杨氏模量钢板，其特征在于，该高强度高杨氏模量钢板具有如下成分组成：以质量％计，含有C：0.060％以上0.150％以下、Si：0.50％以上2.20％以下、Mn：1.00％以上3.00％以下、P：0.100％以下、S：0.0100％以下、Al：0.010％以上2.500％以下、N：0.0100％以下，此外，还含有Ti：0.001％以上0.200％以下及Nb：0.001％以上0.200％以下中的任意1种或2种，C、N、S、Ti及Nb的含量满足下述(1)式，余量为Fe及不可避免的杂质；该高强度高杨氏模量钢板具有如下显微组织：铁素体的面积率为20％以上，马氏体的面积率为5％以上，上述铁素体的平均晶粒直径为20.0μm以下，上述铁素体及上述马氏体中γ-纤维织构相对于α-纤维织构的逆强度比(inverse intensity ratio)均为1.00以上；
500≤C*≤1300 (1)
其中，C*＝(C-(12.0/47.9)×(Ti-(47.9/14.0)×N-(47.9/32.1)×S)-(12.0/92.9)×Nb)×10000，式中各元素符号表示各元素的含量(质量％)，C*的单位为质量ppm。
[2]一种高强度高杨氏模量钢板，其特征在于，该高强度高杨氏模量钢板具有如下成分组成：以质量％计，含有C：0.060％以上0.150％以下、Si：0.50％以上2.20％以下、Mn：1.00％以上3.00％以下、P：0.100％以下、S：0.0100％以下、Al：0.010％以上2.500％以下、N：0.0100％以下、Ti：0.001％以上0.200％以下及V：0.001％以上0.200％以下，C、N、S、Ti及V的含量满足下述(2)式，余量为Fe及不可避免的杂质；该高强度高杨氏模量钢板具有如下显微组织：铁素体的面积率为20％以上，马氏体的面积率为5％以上，上述铁素体的平均晶粒直径为20.0μm以下，上述铁素体及上述马氏体中γ-纤维织构相对于α-纤维织构的逆强度比均为1.00以上；
500≤C*≤1300 (2)
其中，C*＝(C-(12.0/47.9)×(Ti-(47.9/14.0)×N-(47.9/32.1)×S)-(12.0/50.9)×V)×10000，式中各元素符号表示各元素的含量(质量％)，C*的单位为质量ppm。
[3]根据上述技术方案[1]或[2]所述的高强度高杨氏模量钢板，其特征在于，平均r值为1.05以上，且极限拉伸比(LDR)为2.03以上。
[4]根据上述技术方案[1]～[3]中任一项所述的高强度高杨氏模量钢板，其特征在于，以质量％计，还含有从Cr：0.05％以上1.00％以下、Mo：0.05％以上1.00％以下、Ni：0.05％以上1.00％以下及Cu：0.05％以上1.00％以下中选择的至少1种元素。
[5]根据上述技术方案[1]～[4]中任一项所述的高强度高杨氏模量钢板，其特征在于，以质量％计，还含有B：0.0003％以上0.0050％以下。
[6]根据上述技术方案[1]～[5]中任一项所述的高强度高杨氏模量钢板，其特征在于，以质量％计，还含有从Ca：0.0010％以上0.0050％以下、Mg：0.0005％以上0.0100％以下及REM：0.0003％以上0.0050％以下中选择的至少1种元素。
[7]根据上述技术方案[1]、[3]～[6]中任一项所述的高强度高杨氏模量钢板，其特征在于，以质量％计，还含有Ta：0.0010％以上0.1000％以下，C、N、S、Ti、Nb及Ta的含量满足下述(3)式，以替代满足上述(1)式；
500≤C*≤1300 (3)
其中，C*＝(C-(12.0/47.9)×(Ti-(47.9/14.0)×N-(47.9/32.1)×S)-(12.0/92.9)×Nb-(12.0/180.9)×Ta)×10000，式中各元素符号表示各元素的含量(质量％)，C*的单位为质量ppm。
[8]根据上述技术方案[1]、[3]～[7]中任一项所述的高强度高杨氏模量钢板，其特征在于，以质量％计，还含有从Sn：0.0020％以上0.2000％以下及Sb：0.0020％以上0.2000％以下中选择的至少1种元素。
[9]根据上述技术方案[1]～[8]中任一项所述的高强度高杨氏模量钢板，其特征在于，上述高强度高杨氏模量钢板为冷轧钢板。
[10]根据上述技术方案[1]～[8]中任一项所述的高强度高杨氏模量钢板，其特征在于，上述高强度高杨氏模量钢板为在表面具有镀膜的镀敷钢板。
[11]根据技术方案[10]所述的高强度高杨氏模量钢板，其特征在于，上述镀膜为热镀锌膜，上述镀覆钢板为热镀锌钢板。
[12]根据上述技术方案[10]所述的高强度高杨氏模量钢板，其特征在于，上述镀膜为合金化热镀锌膜，上述镀覆钢板为合金化热镀锌钢板。
[13]一种高强度高杨氏模量钢板的制造方法，其特征在于，将具有技术方案[1]～[8]中任一项所述的成分组成的钢板坯加热到1150℃以上1300℃以下的温度区域，接着以850℃以上1000℃以下的温度区域的终轧温度进行热轧，在500℃以上800℃以下的温度区域进行卷绕，之后，将经过以40％以上的冷轧压下率进行冷轧的工序而得到的冷轧板加热到450℃以上800℃以下的温度区域，在该温度区域中保持300s以上，接着加热到750℃以上950℃以下，之后在300℃以上700℃以下的温度区域中以平均冷却速度3℃/s以上进行冷却从而制成冷轧钢板。
[14]一种高强度高杨氏模量钢板的制造方法，其特征在于，将具有上述技术方案[1]～[8]中任一项所述的成分组成的钢板坯加热到1150℃以上1300℃以下的温度区域，接着以850℃以上1000℃以下的温度区域的终轧温度进行热轧，在500℃以上800℃以下的温度区域进行卷绕，之后，将经过以40％以上的冷轧压下率进行冷轧的工序而得到的冷轧板加热到450℃以上800℃以下的温度区域，在该温度区域中保持300s以上，接着加热到750℃以上950℃以下，接着在550℃以上700℃以下的温度区域中以平均冷却速度3℃/s以上进行冷却，之后，实施热镀锌从而制成热镀锌钢板。
[15]一种高强度高杨氏模量钢板的制造方法，其特征在于，将具有上述技术方案[1]～[8]中任一项所述的成分组成的钢板坯加热到1150℃以上1300℃以下的温度区域，接着以850℃以上1000℃以下的温度区域的终轧温度进行热轧，在500℃以上800℃以下的温度区域进行卷绕，之后，对经过以40％以上的冷轧压下率进行冷轧的工序而得到的冷轧板加热到450℃以上800℃以下的温度区域，在该温度区域中保持300s以上，接着加热到750℃以上950℃以下，接着在550℃以上700℃以下的温度区域中以平均冷却速度3℃/s以上进行冷却，之后，实施热镀锌，之后在470℃以上600℃以下的温度区域中实施锌镀层的合金化处理从而制成合金化热镀锌钢板。
发明效果
根据本发明，能够获得高强度高杨氏模量钢板，其拉伸强度为780MPa以上，在轧制方向及相对于轧制方向呈45°方向的杨氏模量为205GPa以上，且相对于轧制方向呈直角方向的杨氏模量为220GPa以上，平均r值为1.05以上，且极限拉伸比(LDR)为2.03以上。通过将本发明的高强度高杨氏模量钢板应用于例如汽车车身的构造部件能够谋求基于车身轻量化实现的燃料消耗率的改善。
具体实施方式
以下，对本发明的高强度高杨氏模量钢板及其制造方法分为其成分组成、显微组织及制造方法而详细地进行说明。
[第一技术方案(第一实施方式)]
首先，说明成分组成。需要说明的是，在以下的说明中，用于表示钢的成分元素的含量的“％”，只要没有特别写明就意味着是“质量％”。
[C：0.060％以上0.150％以下]
C是在通过与Ti及/或Nb形成析出物(碳化物)，从而控制退火时的晶粒生长而有助于高杨氏模量化，并且在利用马氏体带来的组织强化时，用于调整其面积率、硬度而不可缺少的元素。C量不足0.060％的情况下，铁素体粒径粗大化，而且获得需要的面积率的马氏体变得困难，并且马氏体不会硬化，因而无法获得足够的强度。另一方面，若C量超过0.150％，则需要与之相应地增加Ti及/或Nb的添加量，这样一来，碳化物的效果饱和，并且合金成本增加。因而，C量设为0.060％以上0.150％以下，优选的是设为0.080％以上0.130％以下。
[Si：0.50％以上2.20％以下]
Si是本发明中重要的元素之一。作为使铁素体稳定化的元素的Si，能够通过在退火时的冷却过程中促进铁素体相变来提高杨氏模量、平均r值及LDR，此外通过使C在奥氏体中浓缩来使奥氏体稳定化，促进低温相变相的生成，因此能够根据需要提高钢的强度。此外，固溶于铁素体的Si会提高加工硬化能，提高铁素体自身的延性。为了获得这样的效果，Si量需要设为0.50％以上。另一方面，若Si量超过2.20％，则会使钢板的焊接性劣化，另外，会促进热轧前的加热时在板坯表面的铁橄榄石的生成，助长所谓的被称为红锈的、热轧钢板的表面缺陷的产生。此外，作为冷轧钢板使用的情况下，在表面生成的Si氧化物会使化学转化处理性劣化。另外，作为热镀锌钢板使用的情况下，在表面生成的Si氧化物会诱发无镀层(bare spot)。因而，Si量设为0.50％以上2.20％以下，优选的是设为0.80％以上2.10％以下。
[Mn：1.00％以上3.00％以下]
Mn在退火时的冷却过程中，通过提高淬透性(hardenability)，促进低温相变相的生成，从而对高强度化有很大帮助，此外还作为固溶强化元素而有助于高强度化。为了获得这样的效果，需要将Mn量设为1.00％以上。另一方面，若Mn量超过3.00％，则在退火时的冷却过程中会显著抑制杨氏模量、平均r值及LDR的提高所需要的铁素体的生成，另外，因低温相变相增加而导致钢会极端地高强度化，加工性劣化。另外，这样大量的Mn也会使钢板的焊接性劣化。因而，Mn量设为1.00％以上3.00％以下，优选的是设为1.50％以上2.80％以下。
[P：0.100％以下]
P具有固溶强化的作用，能够与期望的强度相应地添加，此外，由于会促进铁素体相变因而是对复合组织化也有效的元素。然而，若含有P超过0.100％，会招致点焊性的劣化。在此基础上，在实施锌镀层的合金化处理的情况下，会使合金化速度下降，有损镀敷性。因而，P量需要设为0.100％以下。P量优选的是设为0.001％以上0.100％以下。
[S：0.0100％以下]
S是引起热轧时的热轧裂纹的主要原因，此外还作为硫化物存在而使局部形变能下降，因此优选的是极力降低其含量。因而，S的含量设为0.0100％以下，优选的是控制在0.0050％以下较佳。另一方面，若将S的含量控制为不足0.0001％，制造成本会增加。因此，S优选的是将下限值设为0.0001％。因而，S量设为0.0100％以下，优选的是设为0.0001％以上0.0100％以下，更优选的是设为0.0001％以上0.0050％以下。
[Al：0.010％以上2.500％以下]
Al作为钢的脱氧元素而是有用的，因此Al量期望设为0.010％以上。此外，作为铁素体生成元素的Al，在退火时的冷却过程中促进铁素体生成，使C在奥氏体中浓缩从而使奥氏体稳定化，促进低温相变相的生成，因此能够根据需要提高钢的强度。为了获得这样的效果，Al量更期望设为0.020％以上。另一方面，若含有Al超过2.500％，会大幅地提升Ar3相变点，奥氏体单相区会消失，无法在奥氏体区完成热轧。因而，Al量设为0.010％以上2.500％以下，优选的是设为0.020％以上2.500％以下。
[N：0.0100％以下]
N是使钢的耐时效性劣化的元素。尤其是，若N的含量超过0.0100％，耐时效性的劣化变得显著。因而，N的含量设为0.0100％以下，优选的是控制在0.0060％以下较佳。另外，根据生产技术上的制约，也可以容许将N的含量的下限值设为0.0005％左右。
在本发明中，在上述成分组成的基础上，为了获得对杨氏模量的提高有利的取向发展了的铁素体，还需要含有Ti：0.001％以上0.200％以下，以及及Nb：0.001％以上0.200％以下中的任意1种或2种。
[Ti：0.001％以上0.200％以下]
Ti与C、S、N形成析出物，在退火时使对杨氏模量、平均r值及LDR的提高有利的取向发展了的铁素体生成，另外，抑制再结晶晶粒的粗大化，有助于有效地提高强度。另外，在添加了B的情况下，使N作为TiN析出，因此BN析出受到抑制，可有效地实现后述的B的效果。为了获得该效果，需要将Ti量设为0.001％以上。另一方面，若Ti量超过0.200％，无法在通常的板坯再加热时使碳氮化物全部固溶，会残留粗大的碳氮化物，因此无法获得高强度化、抑制再结晶的效果。另外，在对连铸的板坯不经过在暂时冷却后进行再加热的工序而是直接热轧的情况下，Ti量超过0.200％的部分对再结晶抑制效果的贡献成分小，还会招致合金成本的增加。因而，Ti量设为0.001％以上0.200％以下，优选的是设为0.005％以上0.200％以下，进一步优选的是设为0.010％以上0.200％以下。
[Nb：0.001％以上0.200％以下]
Nb在热轧时或退火时形成微细的析出物，在退火时使对杨氏模量、平均r值及LDR的提高有利的取向发展了的铁素体生成，另外，抑制再结晶晶粒粗大化，有助于有效地提高强度。尤其是通过将Nb的添加量设为合适的量，会使退火时因逆相变生成的奥氏体相微细化，因此退火后的显微组织也会微细化，会提升强度。为了获得这样的效果，需要将Nb量设为0.001％以上。另一方面，若Nb量超过0.200％，在通常的板坯再加热时无法使碳氮化物全部固溶，会残留粗大的碳氮化物，因此无法获得高强度化、抑制再结晶的效果。另外，在对连铸的板坯不经过在暂时冷却然后进行再加热的工序而是直接热轧的情况下，Nb量超过0.200％的部分对再结晶抑制效果的贡献成分小，还会招致合金成本的增加。因而，Nb量设为0.001％以上0.200％以下，优选的是设为0.005％以上0.200％以下，进一步优选的是设为0.010％以上0.200％以下。
另外，在本发明中，上述的C、N、S、Ti及Nb的含量需要满足下述(1)式的关系。
500≤C*≤1300 (1)
其中，C*＝(C-(12.0/47.9)×(Ti-(47.9/14.0)×N-(47.9/32.1)×S)-(12.0/92.9)×Nb)×10000，式中的各元素符号表示各元素的含量(质量％)，C*的单位为质量ppm。
在本发明中，通过将固溶C量控制在500质量ppm以上1300质量ppm以下的范围，能够在冷轧及退火时使对杨氏模量、平均r值及LDR的提高有利的取向发展，此外能够确保强度。因此，将用于表示固溶C量的C*如上述(1)式那样设为500质量ppm以上1300质量ppm以下。其中，钢中的C与Ti及Nb形成TiC、NbC这样的析出物。另一方面，钢中的Ti相较于与C结合，优先与N、S结合，形成TiN、TiS这样的析出物。因此，对于钢中的固溶C量，能够考虑这样的析出而用上述的C*求出来。
本发明的高强度高杨氏模量钢板优选的是，在上述的成分组成的基础上，进一步单独或组合地含有如下元素，该元素是指，从Cr：0.05％以上1.00％以下、Mo：0.05％以上1.00％以下、Ni：0.05％以上1.00％以下及Cu：0.05％以上1.00％以下中选择的至少一种元素，B：0.0003％以上0.0050％以下，从Ca：0.0010％以上0.0050％以下、Mg：0.0005％以上0.0100％以下及REM：0.0003％以上0.0050％以下中选择的至少一种元素，Ta：0.0010％以上0.1000％以下，从Sn：0.0020％以上0.2000％以下及Sb：0.0020％以上0.2000％以下中选择的至少一种元素。
Cr、Mo、Ni、Cu不仅发挥作为固溶强化元素的作用，还在退火时的冷却过程中，使奥氏体稳定化，使复合组织化容易。为了获得该效果，Cr量、Mo量、Ni量及Cu量均需要设为0.05％以上。另一方面，若Cr量、Mo量、Ni量及Cu量分别超过1.00％，成形性、点焊性会下降。因而，在添加Cr、Mo、Ni、Cu的情况下，其含量均设为0.05％以上1.00％以下。
B可抑制从奥氏体生成珠光体、贝氏体，使奥氏体稳定化并促进马氏体的生成，因此对确保强度有效。该效果能够在B的含量为0.0003％以上的条件下得到。另一方面，若添加超过0.0050％的B，不仅效果会饱和，而且会成为热轧时的制造性下降的原因。因而，在添加B的情况下，其含量设为0.0003％以上0.0050％以下。
Ca、Mg及REM是用于脱氧的元素，并且是对使硫化物的形状球状化、改善硫化物对局部延性的负面影响有效的元素。为了获得该效果，Ca量需要设为0.0010％以上，Mg量需要设为0.0005％以上，REM量需要设为0.0003％以上。然而，若Ca量及REM量分别超过0.0050％，另外Mg量超过0.0100％地过度进行了添加，则会引起夹杂物等的增加，引起表面及内部缺陷等。因而，在添加Ca、Mg、REM的情况下，Ca量设为0.0010％以上0.0050％以下，Mg量设为0.0005％以上0.0100％以下，REM量设为0.0003％以上0.0050％以下。
Ta与Ti、Nb一样，生成合金碳化物、合金碳氮化物而有助于高强度化。此外，还认为具有如下效果：一部分Ta固溶于Nb碳化物、Nb碳氮化物，生成(Nb、Ta)-(C、N)这样的复合析出物，从而显著地抑制析出物的粗大化，使析出强化带来的对强度的贡献稳定化。因此，优选含有Ta。在此，所述的析出物稳定化的效果能够通过将Ta的含量设为0.0010％以上而得到。另一方面，即使过度地添加Ta，不仅析出物稳定化效果会饱和，合金成本也会增加。因而，在添加Ta的情况下，其含量设为0.0010％以上0.1000％以下的范围内。
另外，在添加Ta的情况下，在本发明中，上述的C、N、S、Ti、Nb及Ta的含量需要满足下述(3)式，以替代上述(1)式。
500≤C*≤1300 (3)
其中，C*＝(C-(12.0/47.9)×(Ti-(47.9/14.0)×N-(47.9/32.1)×S)-(12.0/92.9)×Nb-(12.0/180.9)×Ta)×10000，式中各元素符号表示各元素的含量(质量％)，C*的单位为质量ppm。
在本发明中，通过将固溶C量控制在500质量ppm以上1300质量ppm以下的范围，能够在冷轧及退火时使对杨氏模量、平均r值及LDR的提高有利的取向发展，此外能够确保强度。因此，将用于表示固溶C量的C*如上述(3)式那样设为500质量ppm以上1300质量ppm以下。其中，钢中的C与Ti、Nb及Ta形成析出物。另一方面，钢中的Ti相较于与C结合，优先与N、S结合，形成TiN、TiS这样的析出物。因此，钢中的固溶C量，能够考虑这样的析出而用上述的C*求得。
从抑制因钢板表面的氮化、氧化而产生的钢板表层的几十μm程度的区域中的脱碳的观点出发，根据需要添加Sn及Sb。Sn及Sb能够在抑制这样的氮化、氧化的同时，在钢板表面防止马氏体的生成量减少，改善疲劳特性、耐时效性。为了获得该效果，Sn量、Sb量分别需要设为0.0020％以上。另一方面，对于Sn及Sb中任意的元素，若超过0.2000％地过度进行了添加，则会招致韧性的下降。因而，在添加Sn、Sb的情况下，其含量分别设于0.0020％以上0.2000％以下的范围内。
除了以上示出了含量的成分以外的剩余部分(余量)为Fe及不可避免的杂质。需要说明的是，只要在不损害本发明的效果的范围内，则也可以含有上述以外的其他成分。不过，对于氧(O)，由于会生成非金属夹杂物而给钢板品质带来负面影响，因此其含量优选的是控制在0.003％以下。
接下来，说明显微组织。
[铁素体的面积率：20％以上]
铁素体具有使对杨氏模量、平均r值及LDR的提高有利的织构生长的效果。为了获得该效果，铁素体的面积率需要设为20％以上。为了获得更好的杨氏模量、平均r值及LDR，铁素体的面积率优选的是设为30％以上。需要说明的是，这里所称的铁素体在所谓的铁素体的基础上，还包括不包含碳化物析出的贝氏体铁素体、多边形铁素体及针状铁素体。
[马氏体的面积率：5％以上]
通过含有马氏体，强度及强度-延伸率平衡会提高。在马氏体的面积率不足5％的情况下，难以确保所需要的拉伸强度TS，具体而言，难以确保780MPa以上的拉伸强度TS。因而，马氏体的面积率需要设为5％以上。
需要说明的是，铁素体和马氏体的面积率能够通过以下方法求出：对与钢板的轧制方向平行的板厚截面(L截面)进行研磨，之后，用3vol.％的硝酸酒精溶液进行腐蚀，针对板厚1/4位置(相当于在深度方向上距钢板表面1/4板厚的位置)，用SEM(ScanningElectron Microscope；扫描电子显微镜)以2000倍的倍率在3个视场进行观察，针对获得的组织图像，用Adobe Systems公司的Adobe Photoshop分别算出3个视场中各组织(铁素体及马氏体)的面积率，求出这些值的平均值。另外，上述组织图像中呈现的是，铁素体为灰色的组织(基体组织)，马氏体为白色的组织。
[铁素体的平均晶粒直径：20.0μm以下]
若铁素体的平均晶粒直径超过20.0μm，则无法谋求高强度化。因而，为了使铁素体的晶粒直径微细化，谋求强度的提高，而将铁素体的平均晶粒直径设为20.0μm以下。另外，虽然没有特别限定，但铁素体的平均晶粒直径不足1μm的情况下，存在延性下降的倾向，因此铁素体的平均晶粒直径优选的是1μm以上。
需要说明的是，铁素体的平均晶粒直径是用上述的Adobe Photoshop，使将图像上画出的线段的长度修正为实际的长度而得到的值除以在图像上画出的线段所经过的晶粒的数量而算出来的。
此外，在本发明的显微组织中，优选的是，使上述的铁素体和马氏体总计的面积率为90％以上。本发明的显微组织中，除了铁素体和马氏体以外，即使在以面积率计为10％以下的范围内含有回火马氏体、贝氏体、回火贝氏体、珠光体以及渗碳体等碳化物等，也不会损害本发明的效果。
[铁素体及马氏体中γ-纤维织构相对于α-纤维织构的逆强度比：均为1.00以上]
α-纤维织构是指<110>轴与轧制方向平行的纤维织构(fiber texture)，另外，γ-纤维织构是指<111>轴与轧制面法线方向平行的纤维织构。在体心立方金属中具有如下特征，α-纤维织构及γ-纤维织构在轧制变形的作用下强有力地生长，即使在再结晶过程中也形成归属于上述纤维织构的织构。
通过使铁素体及马氏体中的γ-纤维织构生长，能够提高各方向的杨氏模量、平均r值及LDR，因此，钢板的1/4板厚处的铁素体及马氏体中γ-纤维织构相对于α-纤维织构的逆强度比需要设为1.00以上。其中，铁素体及马氏体中γ-纤维织构相对于α-纤维织构的逆强度比是通过这样算出来的：对与钢板的轧制方向平行的板厚截面(L截面)进行研磨，之后，针对板厚1/4位置(相当于在深度方向上距钢板表面1/4板厚的位置)，用SEM-EBSD(Electron Back-Scatter Diffraction；电子背散射衍射)法测定晶体取向，用AMETEKEDAX公司的OIM Analysis，将获得的数据分离到各组织(铁素体及马氏体)中，求出各组织的α-纤维织构及γ-纤维织构的逆强度比。
在本发明中，通过将上述成分组成的钢控制为上述显微组织，从而获得高强度高杨氏模量钢板。另外，本发明的高强度高杨氏模量钢板可以是冷轧钢板，另外，也可以是在表面具有热镀锌膜、合金化热镀锌膜、电镀锌膜、Al镀膜等镀膜的镀敷钢板，另外也可以是热轧钢板。
包括以上内容的本发明的高强度高杨氏模量钢板具有以下特性。
[轧制方向及相对于轧制方向呈45°方向的杨氏模量为205GPa以上，且相对于轧制方向呈直角方向的杨氏模量为220GPa以上]
在通过应用TS780MPa以上的高强度钢板而减少板厚的情况下，构造部件的刚性下降。因而，为了兼顾轻量化和构造部件的刚性，将本发明的杨氏模量限定为：轧制方向及相对于轧制方向呈45°方向为205GPa以上，且相对于轧制方向呈直角方向为220GPa以上。优选的是，轧制方向及相对于轧制方向呈45°方向为208GPa以上，且相对于轧制方向呈直角方向为223GPa以上。更优选的是，轧制方向及相对于轧制方向呈45°方向为210GPa以上，且相对于轧制方向呈直角方向为225GPa以上。
[平均r值：1.05以上]
TS为780MPa以上的高强度钢板与软钢板相比，冲压成形性、尤其是深拉性大幅下降。因而，为了应对内外面板、底盘等拉拔成型主体的构件，将本发明例的平均r值限定为1.05以上，优选的是平均r值设为1.07以上，更优选的是设为1.10以上。
[极限拉伸比(LDR)：2.03以上]
TS为780MPa以上的高强度钢板与软钢板相比，冲压成形性、尤其是深拉性大幅下降。为了应对内外面板、底盘等拉拔成型主体的构件，将本发明例的极限拉伸比(LDR)限定2.03以上，优选的是将极限拉伸比(LDR)设为2.06以上，更优选的是设为2.09以上，进一步优选的是设为2.12以上。
接下来，说明用于获得这样的高强度高杨氏模量钢板的制造方法。
首先，在形成冷轧钢板的情况下，将利用例如连铸法获得的上述成分组成的钢板坯加热到1150℃以上1300℃以下的温度区域(钢板坯的加热工序)，接着以850℃以上1000℃以下的温度区域的终轧温度进行热轧(热轧工序)，在500℃以上800℃以下的温度区域进行卷绕(卷绕工序)，之后，将经过以40％以上的冷轧压下率进行冷轧的工序(冷轧工序)而得到的冷轧板加热到450℃以上800℃以下的温度区域(加热工序)，在该温度区域中保持300s以上(加热后的保持工序)，接着加热到750℃以上950℃以下(再加热工序)，之后在300℃以上700℃以下的温度区域中以平均冷却速度3℃/s以上进行冷却(再加热后的冷却工序)。利用本制造方法，能获得作为冷轧钢板的高强度高杨氏模量钢板，即，能获得高强度高杨氏模量冷轧钢板。
另外，在形成热镀锌钢板的情况下，将上述成分组成的钢板坯加热到1150℃以上1300℃以下的温度区域(钢板坯的加热工序)，接着以850℃以上1000℃以下的温度区域的终轧温度进行热轧(热轧工序)，在500℃以上800℃以下的温度区域进行卷绕(卷绕工序)，之后，将经过以40％以上的冷轧压下率进行冷轧的工序(冷轧工序)得到的冷轧板加热到450℃以上800℃以下的温度区域(加热工序)，在该温度区域中保持300s以上(加热后的保持工序)，接着加热到750℃以上950℃以下(再加热工序)，之后在550℃以上700℃以下的温度区域中以平均冷却速度3℃/s以上进行冷却(再加热后的冷却工序)，之后实施热镀锌(热镀锌工序)。利用本制造方法，能获得作为热镀锌钢板的高强度高杨氏模量钢板，即，能获得高强度高杨氏模量热镀锌钢板。此外，在形成合金化热镀锌钢板的情况下，在实施了热镀锌之后，在470℃以上600℃以下的温度区域中实施锌镀层的合金化处理(合金化处理工序)。利用本制造方法，能获得作为合金化热镀锌钢板的高强度高杨氏模量钢板，即，能获得高强度高杨氏模量合金化热镀锌钢板。
以下，详细说明各工序。
[钢板坯的加热工序]
在对铸造的钢板坯进行加热的阶段存在的Ti及Nb系的析出物在保持原样的状态下作为粗大的析出物残存在最终获得的钢板内，对强度、杨氏模量、平均r值及LDR没有贡献。因此，加热钢板坯时，需要使铸造时析出的Ti及Nb系析出物再溶解((redissolve)。这对强度的贡献在1150℃以上的加热中得到了确认。另外，为了去除板坯表层的气泡、偏析等缺陷，获得皲裂少、凹凸少的、平滑的钢板表面，也是加热到1150℃以上较佳。不过，若加热温度超过1300℃，则会引起奥氏体的晶粒的粗大化。其结果是，最终组织粗大化而招致强度及延性下降。因而，钢板坯加热到1150℃以上1300℃以下的温度区域。即，板坯加热温度设为1150℃以上1300℃以下。
[热轧工序]
热轧工序包括粗轧及精轧，加热后的钢板坯经过该粗轧及精轧而成为热轧板。若该热轧的终轧温度超过1000℃，则氧化物(热轧氧化皮)的生成量急剧增加，钢基体和氧化物之间的界面不平，因此会使在后阶段的酸洗工序后、冷轧工序后的表面品质劣化。另一方面，若热轧的终轧温度不足850℃，则轧制负载增大而轧制负荷变大，并且奥氏体的未再结晶状态下的压下率上升而生长异常的织构。其结果是，最终制品中面内异向性变得明显，不仅材质的均匀性受到损害，还导致杨氏模量、平均r值及LDR本身下降。因而，热轧的终轧温度设为850℃以上1000℃以下，优选的是设为850℃以上950℃以下。
此外，钢板坯在通常的条件下经粗轧而形成薄钢片(sheet bar)。在此，在降低了加热温度的情况下，从防止热轧时的故障的观点出发，优选的是在精轧前使用钢片加热器(bar heater)等对薄钢片进行加热。
[卷绕工序]
若卷绕热轧后的热轧板时的卷绕温度超过800℃，则铁素体晶粒粗大化，妨碍冷轧中的取向的集聚，而且Ti、Nb的碳氮化物粗大化从而抑制退火时的铁素体的再结晶的效果、抑制奥氏体晶粒的粗大化的效果变小。另一方面，若卷绕温度不足500℃，则除了铁素体之外，还生成硬质的贝氏体、马氏体。在该情况下，冷轧中的变形变得不均匀。其结果是，退火后的织构没有生长，杨氏模量、平均r值及LDR没有提高。因而，卷绕温度设为500℃以上800℃以下。即，热轧后在500℃以上800℃以下的温度区域卷绕。
[冷轧工序]
在热轧工序后进行冷轧，使对杨氏模量、平均r值及LDR的提高有效的α-纤维织构及γ-纤维织构集聚。即，通过冷轧而使α-纤维织构及γ-纤维织构生长，由此，即使是在之后的退火工序后的组织中，具有α-纤维织构及γ-纤维织构的铁素体增加，尤其是具有γ-纤维织构的铁素体增加，杨氏模量、平均r值及LDR提高。为了获得这样的效果，需要将冷轧时的冷轧压下率设为40％以上。此外，从提高杨氏模量、平均r值及LDR的观点出发，优选的是将冷轧压下率设为50％以上。另一方面，若冷轧压下率变大，则轧制负载会变大而制造变得困难，因此，优选的是将冷轧压下率设为80％以下。因而，将冷轧压下率设为40％以上，优选的是设为40％以上80％以下，更优选的是设为50％以上80％以下。此外，轧制道次的数量、各道次的冷轧压下率并无特别规定，就能发挥本发明的效果。
[加热工序]
加热时的退火温度低的情况下，残存未再结晶组织，向γ-纤维织构的集聚变困难，各方向的杨氏模量、平均r值及LDR下降。因此，退火温度设为450℃以上。此外，从提高杨氏模量、平均r值及LDR的观点出发，优选的是将退火温度设为550℃以上。另一方面，若退火温度超过800℃，则奥氏体晶粒粗大化，在退火后冷却时再相变的铁素体难以集聚成α-纤维织构及γ-纤维织构，尤其是难以集聚成γ-纤维织构。因而，加热工序中的退火温度设为450℃以上800℃以下。即，在加热工序中，加热到450℃以上800℃以下的温度区域。优选的是加热到550℃以上800℃以下的温度区域。
[加热后的保持工序]
若在上述的450℃以上800℃以下的温度区域中的保持时间不足300s，则残存未再结晶组织，向γ-纤维织构的集聚变困难，各方向的杨氏模量、平均r值及LDR下降。因此，保持时间设为300s以上。另外，虽然不需要特别的限定，但若保持时间超过100000s，则再结晶铁素体粒径粗大化，因此保持时间优选的是为100000s以下。因而，保持时间设为300s以上，优选的是设为300s以上100000s以下。在实施加热后的冷却工序的情况下，可以冷却至室温，另外，也可以实施经过过时效区域的处理。此外，虽然不需要特别的限定，但若下降至室温或过时效区域为止的平均冷却速度超过80℃/s，则存在钢板形状恶化的可能性，因此优选的是平均冷却速度为80℃/s以下。
[再加热工序]
若再加热时的退火温度不足750℃，则奥氏体的生成不足。其结果是，在再加热工序中的退火后的冷却工序中无法获得足够量的马氏体，难以确保期望的强度。另外，残存未再结晶组织而使延性下降。因而，退火温度设为750℃以上。另外，若退火时的退火温度超过950℃则奥氏体的晶粒粗大化，最终获得的钢板的拉伸强度TS具有下降倾向，因此退火温度设为950℃以下。因而，再加热工序中的退火温度设为750℃以上950℃以下。即，在再加热工序中，加热到750℃以上950℃以下的温度区域。
[再加热后的冷却工序]
在上述的再加热工序中的退火后的冷却时，若冷却速度变得过小，则未相变奥氏体转变成珠光体，无法确保期望的马氏体的面积率，难以确保期望的强度。例如，若在形成冷轧钢板的情况下在300℃以上700℃以下的温度区域中的平均冷却速度不足3℃/s，或者，在形成热镀锌钢板的情况下在550℃以上700℃以下的温度区域中的平均冷却速度不足3℃/s，则未相变奥氏体转变成珠光体，无法确保期望的马氏体的面积率，难以确保期望的强度。因而，在形成冷轧钢板的情况下将在300℃以上700℃以下的温度区域中的平均冷却速度设为3℃/s以上。另外，在形成热镀锌钢板的情况下将在550℃以上700℃以下的温度区域中的平均冷却速度设为3℃/s以上。另外，虽然不需要特别的限定，但若上述的平均冷却速度超过80℃/s，则存在钢板形状恶化的可能性，因此优选的是上述的平均冷却速度为80℃/s以下。因而，在形成冷轧钢板的情况下在300℃以上700℃以下的温度区域中、在形成热镀锌钢板的情况下在550℃以上700℃以下的温度区域中的平均冷却速度设为3℃/s以上，优选的是设为3℃/s以上80℃/s以下。
之后，在制造为冷轧钢板的情况下，也可以实施经过过时效区域的处理。另外，在制造为热镀锌钢板的情况下，也可以使板通过熔融锌中，此外，在制造为合金化热镀锌钢板的情况下，也可以进行合金化处理。
[热镀锌工序]
实施热镀锌的情况下，优选的是在420℃以上550℃以下的温度区域中实施，能够在退火后的冷却工序中进行。对于热镀锌浴，在GI(热镀锌钢板)的情况下，优选的是使用含有Al：0.15～0.23质量％的锌浴，在GA(合金化热镀锌钢板)的情况下，优选的是使用含有Al：0.12～0.20质量％的锌浴。另外，镀敷附着量优选的是单面20～70g/m2(双面镀敷)，GA优选的是，通过实施下述的合金化处理使镀层中的Fe浓度为7～15质量％。
[合金化处理工序]
若合金化处理时的合金化处理温度不足470℃，则会发生不进行合金化的问题。另一方面，在合金化处理温度超过600℃的情况下，引起铁素体的晶粒的粗大化，难以确保期望的强度。因而，合金化处理温度设为470℃以上600℃以下。即，锌镀层的合金化处理在470℃以上600℃以下的温度区域实施。
在加热后的保持工序之后实施再加热工序的本制造方法中，在加热后进行保持工序(第1次退火)，不实施冷却工序，在连续退火线(CAL)或者热镀锌线(CGL)中实施再加热工序而进行再加热(第2次退火)。在热镀锌线(CGL)中，进行第2次加热的情况下，在再加热后的冷却过程中，在上述的再加热后的冷却工序之后实施热镀锌。另外，之后，恰当地实施合金化处理。
在本制造方法中，在第1次退火工序中，暂时加热到450℃以上800℃以下的温度区域，之后，进行保持，从而使未再结晶铁素体充分地再结晶，使有利于提高杨氏模量、平均r值及LDR的织构生长。
另外，如上所述，如果在第1次退火工序中，尤其是提高了向γ-纤维织构的集聚，则在之后的第2次退火工序中，即使在铁素体基底中弥散有马氏体，也形成向α-纤维织构及γ-纤维织构的集聚高的铁素体及马氏体，因此织构不会大幅变化，能够有效地提高强度。
此外，也可以在如上述那样实施热处理，形成了冷轧钢板、热镀锌钢板或合金化热镀锌钢板等之后，实施平整轧制。在上述的热处理后实施平整轧制的情况下，平整轧制的伸长率优选的是设为0.1％以上1.5％以下的范围。在不足0.1％的情况下形状矫正的效果小，也难以控制，因此0.1％为良好范围的下限。另外，若超过1.5％，则生产性显著下降，因此将其设为良好范围的上限。其中，平整轧制既可以在线内进行，也可以线外进行。另外，既可以一次性地进行目标的伸长率的平整，也可以分为数次进行。
[第二发明(第二实施方式)]
首先，说明成分组成。需要说明的是，在以下的说明中，用于表示钢的成分元素的含量的“％”，只要没有特别写明就意味着是“质量％”。
[C：0.060％以上0.150％以下]
C是在通过与Ti及V形成析出物(碳化物)，从而控制退火时的晶粒生长而有助于高杨氏模量化，并且在利用马氏体带来的组织强化时，用于调整其面积率、硬度而不可缺少的元素。C量不足0.060％的情况下，铁素体粒径粗大化，而且获得需要的面积率的马氏体变得困难，并且马氏体不会硬化，因而无法获得足够的强度。另一方面，若C量超过0.150％，则碳化物的效果饱和，并且需要与之相应地增加Ti及V的添加量。另外，合金成本增加。因而，C量设为0.060％以上0.150％以下，优选的是设为0.080％以上0.130％以下。
[Si：0.50％以上2.20％以下]
Si是本发明中重要的元素之一。作为使铁素体稳定化的元素的Si，能够通过在退火时的冷却过程中促进铁素体相变来提高杨氏模量、平均r值及LDR，此外通过使C在奥氏体中浓缩来使奥氏体稳定化，促进低温相变相的生成，因此能够根据需要提高钢的强度。此外，固溶于铁素体的Si会提高加工硬化能，提高铁素体自身的延性。为了获得这样的效果，Si量需要设为0.50％以上。另一方面，若Si量超过2.20％，会使钢板的焊接性劣化，另外，会促进热轧前的加热时在板坯表面的铁橄榄石的生成，助长所谓的被称为红锈的、热轧钢板的表面缺陷的产生。此外，作为冷轧钢板使用的情况下，在表面生成的Si氧化物会使化学转化处理性劣化。另外，作为热镀锌钢板使用的情况下，在表面生成的Si氧化物会诱发无镀层。因而，Si量设为0.50％以上2.20％以下，优选的是设为0.80％以上2.10％以下。
[Mn：1.00％以上3.00％以下]
Mn在退火时的冷却过程中，通过提高淬透性，促进低温相变相的生成，从而对高强度化有很大帮助，此外还作为固溶强化元素而有助于高强度化。为了获得这样的效果，需要将Mn量设为1.00％以上。另一方面，若Mn量超过3.00％，在退火时的冷却过程中会显著抑制杨氏模量、平均r值及LDR的提高所需要的铁素体的生成，另外，因低温相变相增加而导致钢会极端地高强度化，加工性劣化。另外，这样大量的Mn也会使钢板的焊接性劣化。因而，Mn量设为1.00％以上3.00％以下，优选的是设为1.50％以上2.80％以下。
[P：0.100％以下]
P具有固溶强化的作用，能够与期望的强度相应地添加，此外，由于会促进铁素体相变因而是对复合组织化也有效的元素。然而，若含有P超过0.100％，会招致点焊性的劣化。在此基础上，在实施锌镀层的合金化处理的情况下，会使合金化速度下降，有损镀敷性。因而，P量需要设为0.100％以下。P量优选的是设为0.001％以上0.100％以下。
[S：0.0100％以下]
S是引起热轧时的热轧裂纹的主要原因，此外还作为硫化物存在而使局部形变能下降，因此优选的是极力降低其含量。因而，S的含量设为0.0100％以下，优选的是控制在0.0050％以下较佳。另一方面，若将S的含量控制为不足0.0001％，制造成本会增加。因此，S优选的是将下限值设为0.0001％。因而，S量设为0.0100％以下，优选的是设为0.0001％以上0.0100％以下，更优选的是设为0.0001％以上0.0050％以下。
[Al：0.010％以上2.500％以下]
Al作为钢的脱氧元素而是有用的，因此Al量期望设为0.010％以上。此外，作为铁素体生成元素的Al，在退火时的冷却过程中促进铁素体生成，使C在奥氏体中浓缩从而使奥氏体稳定化，促进低温相变相的生成，因此能够根据需要提高钢的强度。为了获得这样的效果，Al量更期望设为0.020％以上。另一方面，若含有Al超过2.500％，会大幅提升Ar3相变点，奥氏体单相区会消失，无法在奥氏体区完成热轧。因而，Al量设为0.010％以上2.500％以下，优选的是设为0.020％以上2.500％以下。
[N：0.0100％以下]
N是使钢的耐时效性劣化的元素。尤其是，若N的含量超过0.0100％，耐时效性的劣化变得显著。因而，N的含量设为0.0100％以下，优选的是控制在0.0060％以下较佳。另外，根据生产技术上的制约，也可以容许将N的含量的下限值设为0.0005％左右。
[Ti：0.001％以上0.200％以下]
Ti是本发明中重要的元素之一。Ti与C、S、N形成析出物，在退火时使对杨氏模量、平均r值及LDR的提高有利的取向发展了的铁素体生成，另外，抑制再结晶晶粒的粗大化，有助于有效地提高强度。另外，在添加了B的情况下，使N作为TiN析出，因此BN析出受到抑制，可有效地实现后述的B的效果。为了获得该效果，需要将Ti量设为0.001％以上。另一方面，若Ti量超过0.200％，则无法在通常的板坯再加热时使碳氮化物全部固溶，会残留粗大的碳氮化物，因此无法获得高强度化、抑制再结晶的效果。另外，在对连铸的板坯不经过在暂时冷却后进行再加热的工序而是直接热轧的情况下，Ti量超过0.200％的部分对再结晶抑制效果的贡献成分小，还会招致合金成本的增加。因而，Ti量设为0.001％以上0.200％以下，优选的是设为0.005％以上0.200％以下。
[V：0.001％以上0.200％以下]
V是本发明中重要的元素之一。V是与C形成析出物，在退火时使对杨氏模量、平均r值及LDR的提高有利的取向发展了的铁素体生成，另外，抑制再结晶晶粒粗大化，有助于有效地提高强度。为了获得这样的效果，需要将V量设为0.001％以上。另一方面，若V量超过0.200％，则在通常的板坯再加热时无法使碳氮化物全部固溶，会残留粗大的碳氮化物，因此无法获得高强度化、抑制再结晶的效果。另外，在对连铸的板坯不经过在暂时冷却后进行再加热的工序而是直接热轧的情况下，V量超过0.200％的部分对再结晶抑制效果的贡献成分小，还会招致合金成本的增加。因而，V量设为0.001％以上0.200％以下，优选的是设为0.005％以上0.200％以下。
另外，在本发明中，上述的C、N、S、Ti及V的含量需要满足下述(2)式的关系。
500≤C*≤1300 (2)
其中，C*＝(C-(12.0/47.9)×(Ti-(47.9/14.0)×N-(47.9/32.1)×S)-(12.0/50.9)×V)×10000，式中的各元素符号表示各元素的含量(质量％)，C*的单位为质量ppm。
在本发明中，通过将固溶C量控制在500质量ppm以上1300质量ppm以下的范围，能够在冷轧及退火时使对杨氏模量、平均r值及LDR的提高有利的取向发展，此外能够确保强度。因此，将用于表示固溶C量的C*如上述(1)式那样设为500质量ppm以上1300质量ppm以下。其中，钢中的C与Ti及V形成TiC、VC这样的析出物。另一方面，另一方面，钢中的Ti相较于与C结合，优先与N、S结合，形成TiN、TiS这样的析出物。因此，对于钢中的固溶C量，能够考虑这样的析出而用上述的C*求出来。
本发明的高强度高杨氏模量钢板优选的是，在上述的成分组成的基础上，进一步单独或组合地含有如下元素，该元素是指，从Cr：0.05％以上1.00％以下、Mo：0.05％以上1.00％以下、Ni：0.05％以上1.00％以下及Cu：0.05％以上1.00％以下中选择的至少一种元素，B：0.0003％以上0.0050％以下，从Ca：0.0010％以上0.0050％以下、Mg：0.0005％以上0.0100％以下及REM：0.0003％以上0.0050％以下中选择的至少一种元素。
Cr、Mo、Ni、Cu不仅发挥作为固溶强化元素的作用，还在退火时的冷却过程中，使奥氏体稳定化，使复合组织化容易。为了获得该效果，Cr量、Mo量、Ni量及Cu量分别需要设为0.05％以上。另一方面，若Cr量、Mo量、Ni量及Cu量分别超过1.00％，成形性、点焊性会下降。因而，在添加Cr、Mo、Ni、Cu的情况下，其含量均设为0.05％以上1.00％以下。
B可抑制从奥氏体生成珠光体、贝氏体，使奥氏体稳定化并促进马氏体的生成，因此对确保强度有效。该效果能够在B的含量为0.0003％以上的条件下得到。另一方面，若添加超过0.0050％的B，不仅效果会饱和，而且会成为热轧时的制造性下降的原因。因而，在添加B的情况下，其含量设为0.0003％以上0.0050％以下。
Ca、Mg及REM是用于脱氧的元素，并且是对使硫化物的形状球状化、改善硫化物对局部延性的负面影响有效的元素。为了获得该效果，Ca量需要设为0.0010％以上，Mg量需要设为0.0005％以上，REM量需要设为0.0003％以上。然而，若Ca量及REM量分别超过0.0050％，另外Mg量超过0.0100％地过度进行了添加，则会引起夹杂物等的增加，引起表面及内部缺陷等。因而，在添加Ca、Mg、REM的情况下，Ca量设为0.0010％以上0.0050％以下，Mg量设为0.0005％以上0.0100％以下，REM量设为0.0003％以上0.0050％以下。
除了以上示出了含量的成分以外的余量为Fe及不可避免的杂质。需要说明的是，只要在不损害本发明的效果的范围内，则也可以含有上述以外的其他成分。不过，对于氧(O)，由于会生成非金属夹杂物而给钢板品质带来负面影响，因此其含量优选的是控制在0.003％以下。
接下来，说明显微组织。
[铁素体的面积率：20％以上]
铁素体具有使对杨氏模量、平均r值及LDR的提高有利的织构生长的效果。为了获得该效果，铁素体的面积率需要设为20％以上。为了获得更好的杨氏模量、平均r值及LDR，铁素体的面积率优选的是设为30％以上。需要说明的是，这里所称的铁素体在所谓的铁素体的基础上，还包括不包含碳化物析出的贝氏体铁素体、多边形铁素体及针状铁素体。
[马氏体的面积率：5％以上]
通过含有马氏体，强度及强度-延伸率平衡会提高。在马氏体的面积率不足5％的情况下，难以确保所需要的拉伸强度TS，具体而言，难以确保780MPa以上的拉伸强度TS。因而，马氏体的面积率需要设为5％以上。
需要说明的是，铁素体和马氏体的面积率能够通过以下方法求出：对与钢板的轧制方向平行的板厚截面(L截面)进行研磨，之后，用3vol.％的硝酸酒精溶液进行腐蚀，针对板厚1/4位置(相当于在深度方向上距钢板表面1/4板厚的位置)，用SEM(ScanningElectron Microscope；扫描电子显微镜)以2000倍的倍率在3个视场进行观察，针对获得的组织图像，用Adobe Systems公司的Adobe Photoshop分别算出3个视场中各组织(铁素体及马氏体)的面积率，求出这些值的平均值。另外，上述组织图像中呈现的是，铁素体为灰色的组织(基体组织)，马氏体为白色的组织。
[铁素体的平均晶粒直径：20.0μm以下]
若铁素体的平均晶粒直径超过20.0μm，则无法谋求高强度化。因而，为了使铁素体的晶粒直径微细化，谋求强度的提高，而将铁素体的平均晶粒直径设为20.0μm以下。另外，虽然没有特别限定，但铁素体的平均晶粒直径不足1μm的情况下，存在延性下降的倾向，因此铁素体的平均晶粒直径优选的是1μm以上。
需要说明的是，铁素体的平均晶粒直径是用上述的Adobe Photoshop，使将图像上画出的线段的长度修正为实际的长度而得到的值除以在图像上画出的线段所经过的晶粒的数量而算出来的。
此外，在本发明的显微组织中，优选的是，使上述的铁素体和马氏体总计的面积率为90％以上。本发明的显微组织中，除了铁素体和马氏体以外，即使在以面积率计为10％以下的范围内含有回火马氏体、贝氏体、回火贝氏体、珠光体以及渗碳体等碳化物等，也不会损害本发明的效果。
[铁素体及马氏体中γ-纤维织构相对于α-纤维织构的逆强度比：均为1.00以上]
α-纤维织构是指<110>轴与轧制方向平行的纤维织构，另外，γ-纤维织构是指<111>轴与轧制面法线方向平行的纤维织构。在体心立方金属中具有如下特征，α-纤维织构及γ-纤维织构在轧制变形的作用下强有力地生长，即使在再结晶过程中也形成归属于上述纤维织构的织构。
通过使铁素体及马氏体中的γ-纤维织构生长，能够提高各方向的杨氏模量、平均r值及LDR，因此，钢板的1/4板厚处的铁素体及马氏体中γ-纤维织构相对于α-纤维织构的逆强度比需要设为1.00以上。其中，铁素体及马氏体中γ-纤维织构相对于α-纤维织构的逆强度比是通过这样算出来的：对与钢板的轧制方向平行的板厚截面(L截面)进行研磨，之后，针对板厚1/4位置(相当于在深度方向上距钢板表面1/4板厚的位置)，用SEM-EBSD(Electron Back-Scatter Diffraction；电子背散射衍射)法测定晶体取向，用AMETEKEDAX公司的OIM Analysis，将获得的数据分离到各组织(铁素体及马氏体)中，求出各组织的α-纤维织构及γ-纤维织构的逆强度比。
在本发明中，通过将上述成分组成的钢控制为上述显微组织，从而获得高强度高杨氏模量钢板。另外，本发明的高强度高杨氏模量钢板可以是冷轧钢板，另外，也可以是在表面具有热镀锌膜、合金化热镀锌膜、电镀锌膜、Al镀膜等镀膜的镀敷钢板，另外也可以是热轧钢板。
包括以上内容的本发明的高强度高杨氏模量钢板具有以下特性。
[轧制方向及相对于轧制方向呈45°方向的杨氏模量为205GPa以上，且相对于轧制方向呈直角方向的杨氏模量为220GPa以上]
在通过应用TS780MPa以上的高强度钢板而减少板厚的情况下，构造部件的刚性下降。因而，为了兼顾轻量化和构造部件的刚性，将本发明的杨氏模量限定为：轧制方向及相对于轧制方向呈45°方向为205GPa以上，且相对于轧制方向呈直角方向为220GPa以上。优选的是，轧制方向及相对于轧制方向呈45°方向为208GPa以上，且相对于轧制方向呈直角方向为223GPa以上。更优选的是，轧制方向及相对于轧制方向呈45°方向为210GPa以上，且相对于轧制方向呈直角方向为225GPa以上。
[平均r值：1.05以上]
TS为780MPa以上的高强度钢板与软钢板相比，冲压成形性、尤其是深拉性大幅下降。因而，为了应对内外面板、底盘等拉拔成型主体的构件，将本发明例的平均r值限定为1.05以上，优选的是平均r值设为1.07以上，更优选的是设为1.10以上。
[极限拉伸比(LDR)：2.03以上]
TS为780MPa以上的高强度钢板与软钢板相比，冲压成形性、尤其是深拉性大幅下降。为了应对内外面板、底盘等拉拔成型主体的构件，将本发明例的极限拉伸比(LDR)限定2.03以上，优选的是将极限拉伸比(LDR)设为2.06以上，更优选的是设为2.09以上，进一步优选的是设为2.12以上。
接下来，说明用于获得这样的高强度高杨氏模量钢板的制造方法。
首先，在形成冷轧钢板的情况下，将对利用例如连铸法获得的上述成分组成的钢板坯加热到1150℃以上1300℃以下的温度区域(钢板坯的加热工序)，接着以850℃以上1000℃以下的温度区域的终轧温度进行热轧(热轧工序)，在500℃以上800℃以下的温度区域进行卷绕(卷绕工序)，之后，将经过以40％以上的冷轧压下率进行冷轧的工序(冷轧工序)而得到的冷轧板加热到450℃以上800℃以下的温度区域(加热工序)，在该温度区域中保持300s以上(加热后的保持工序)，接着加热到750℃以上950℃以下(再加热工序)，之后在300℃以上700℃以下的温度区域中以平均冷却速度3℃/s以上进行冷却(再加热后的冷却工序)。利用本制造方法，能获得作为冷轧钢板的高强度高杨氏模量钢板，即，能获得高强度高杨氏模量冷轧钢板。
另外，在形成热镀锌钢板的情况下，将上述成分组成的钢板坯加热到1150℃以上1300℃以下的温度区域(钢板坯的加热工序)，接着以850℃以上1000℃以下的温度区域的终轧温度进行热轧(热轧工序)，在500℃以上800℃以下的温度区域进行卷绕(卷绕工序)，之后，将经过以40％以上的冷轧压下率进行冷轧的工序(冷轧工序)得到的冷轧板加热到450℃以上800℃以下的温度区域(加热工序)，在该温度区域中保持300s以上(加热后的保持工序)，接着加热到750℃以上950℃以下(再加热工序)，之后在550℃以上700℃以下的温度区域中以平均冷却速度3℃/s以上进行冷却(再加热后的冷却工序)，之后实施热镀锌(热镀锌工序)。利用本制造方法，能获得作为热镀锌钢板的高强度高杨氏模量钢板，即，能获得高强度高杨氏模量热镀锌钢板。此外，在形成合金化热镀锌钢板的情况下，在实施了热镀锌之后，在470℃以上600℃以下的温度区域中实施锌镀层的合金化处理(合金化处理工序)。利用本制造方法，能获得作为合金化热镀锌钢板的高强度高杨氏模量钢板，即，能获得高强度高杨氏模量合金化热镀锌钢板。
以下，详细说明各工序。
[钢板坯的加热工序]
在对铸造的钢板坯进行加热的阶段存在的Ti及V系的析出物在保持原样的状态下作为粗大的析出物残存在最终获得的钢板内，对强度、杨氏模量、平均r值及LDR没有贡献。因此，加热钢板坯时，需要使铸造时析出的Ti及V系析出物再溶解。这对强度的贡献在1150℃以上的加热中得到了确认。另外，为了去除板坯表层的气泡、偏析等缺陷，获得皲裂少、凹凸少的、平滑的钢板表面，也是加热到1150℃以上较佳。不过，若加热温度超过1300℃，则会引起奥氏体的晶粒的粗大化。其结果是，最终组织粗大化而招致强度及延性下降。因而，钢板坯加热到1150℃以上1300℃以下的温度区域。即，板坯加热温度设为1150℃以上1300℃以下。
[热轧工序]
热轧工序包括粗轧及精轧，加热后的钢板坯经过该粗轧及精轧而成为热轧板。若该热轧的终轧温度超过1000℃，则氧化物(热轧氧化皮)的生成量急剧增加，钢基体和氧化物之间的界面不平，因此会使在后阶段的酸洗工序后、冷轧工序后的表面品质劣化。另一方面，若热轧的终轧温度不足850℃，则轧制负载增大而轧制负荷变大，并且奥氏体的未再结晶状态下的压下率上升而生长异常的织构。其结果是，最终制品中面内异向性变得明显，不仅材质的均匀性受到损害，还导致杨氏模量、平均r值及LDR本身下降。因而，热轧的终轧温度设为850℃以上1000℃以下，优选的是设为850℃以上950℃以下。
此外，钢板坯在通常的条件下经粗轧而形成薄钢片。在此，在降低了加热温度的情况下，从防止热轧时的故障的观点出发，优选的是在精轧前使用钢片加热器等对薄钢片进行加热。
[卷绕工序]
若卷绕热轧后的热轧板时的卷绕温度超过800℃，则铁素体晶粒粗大化，妨碍冷轧中的取向的集聚，而且Ti、V的碳氮化物粗大化而抑制退火时的铁素体的再结晶的效果、抑制奥氏体晶粒的粗大化的效果变小。另一方面，若卷绕温度不足500℃，则除了铁素体之外，还生成硬质的贝氏体、马氏体。在该情况下，冷轧中的变形变得不均匀。其结果是，退火后的织构没有生长，杨氏模量、平均r值及LDR没有提高。因而，卷绕温度设为500℃以上800℃以下。即，热轧后在500℃以上800℃以下的温度区域卷绕。
[冷轧工序]
在热轧工序后进行冷轧，使对杨氏模量、平均r值及LDR的提高有效的α-纤维织构及γ-纤维织构集聚。即，通过冷轧而使α-纤维织构及γ-纤维织构生长，由此，即使是在之后的退火工序后的组织中，具有α-纤维织构及γ-纤维织构的铁素体增加，尤其是具有γ-纤维织构的铁素体增加，杨氏模量、平均r值及LDR提高。为了获得这样的效果，需要将冷轧时的冷轧压下率设为40％以上。此外，从提高杨氏模量、平均r值及LDR的观点出发，优选的是将冷轧压下率设为50％以上。另一方面，若冷轧压下率变大，则轧制负载会变大而制造变得困难，因此，优选的是将冷轧压下率设为80％以下。因而，将冷轧压下率设为40％以上，优选的是设为40％以上80％以下，更优选的是设为50％以上80％以下。此外，轧制道次的数量、各道次的冷轧压下率并无特别规定，就能发挥本发明的效果。
[加热工序]
加热时的退火温度低的情况下，残存未再结晶组织，向γ-纤维织构的集聚变困难，各方向的杨氏模量、平均r值及LDR下降。因此，退火温度设为450℃以上。此外，从提高杨氏模量、平均r值及LDR的观点出发，优选的是将退火温度设为550℃以上。另一方面，若退火温度超过800℃，则奥氏体晶粒粗大化，在退火后冷却时再相变的铁素体难以集聚成α-纤维织构及γ-纤维织构，尤其是难以集聚成γ-纤维织构。因而，加热工序中的退火温度设为450℃以上800℃以下。即，在加热工序中，加热到450℃以上800℃以下的温度区域。优选的是加热到550℃以上800℃以下的温度区域
[加热后的保持工序]
若在上述的450℃以上800℃以下的温度区域中的保持时间不足300s，则残存未再结晶组织，向γ-纤维织构的集聚变困难，各方向的杨氏模量、平均r值及LDR下降。因此，保持时间设为300s以上。另外，虽然不需要特别的限定，但若保持时间超过100000s，则再结晶铁素体粒径粗大化，因此保持时间优选的是为100000s以下。因而，保持时间设为300s以上，优选的是设为300s以上100000s以下。在实施加热后的冷却工序的情况下，可以冷却至室温，另外，也可以实施经过过时效区域的处理。此外，虽然不需要特别的限定，但若下降至室温或过时效区域为止的平均冷却速度超过80℃/s，则存在钢板形状恶化的可能性，因此优选的是平均冷却速度为80℃/s以下。
[再加热工序]
若再加热时的退火温度不足750℃，则奥氏体的生成不足。其结果是，在再加热工序中的退火后的冷却工序中无法获得足够量的马氏体，难以确保期望的强度。另外，残存未再结晶组织而使延性下降。因而，退火温度设为750℃以上。另外，若退火时的退火温度超过950℃则奥氏体的晶粒粗大化，最终获得的钢板的拉伸强度TS具有下降倾向，因此退火温度设为950℃以下。因而，再加热工序中的退火温度设为750℃以上950℃以下。即，在再加热工序中，加热到750℃以上950℃以下的温度区域。
[再加热后的冷却工序]
在上述的再加热工序中的退火后的冷却时，若冷却速度变得过小，则未相变奥氏体转变成珠光体，无法确保期望的马氏体的面积率，难以确保期望的强度。例如，若在形成冷轧钢板的情况下在300℃以上700℃以下的温度区域中的平均冷却速度不足3℃/s，或者，在形成热镀锌钢板的情况下在550℃以上700℃以下的温度区域中的平均冷却速度不足3℃/s，则未相变奥氏体转变成珠光体，无法确保期望的马氏体的面积率，难以确保期望的强度。因而，在形成冷轧钢板的情况下将在300℃以上700℃以下的温度区域中的平均冷却速度设为3℃/s以上。另外，在形成热镀锌钢板的情况下将在550℃以上700℃以下的温度区域中的平均冷却速度设为3℃/s以上。另外，虽然不需要特别的限定，但若上述的平均冷却速度超过80℃/s，则存在钢板形状恶化的可能性，因此优选的是上述的平均冷却速度为80℃/s以下。因而，在形成冷轧钢板的情况下在300℃以上700℃以下的温度区域中、在形成热镀锌钢板的情况下在550℃以上700℃以下的温度区域中的平均冷却速度设为3℃/s以上，优选的是设为3℃/s以上80℃/s以下。
之后，在制造为冷轧钢板的情况下，也可以实施经过过时效区域的处理。另外，在制造为热镀锌钢板的情况下，也可以使板通过熔融锌中，此外，在制造为合金化热镀锌钢板的情况下，也可以进行合金化处理。
[热镀锌工序]
实施热镀锌的情况下，优选的是在420℃以上550℃以下的温度区域中实施，能够在退火后的冷却工序中进行。对于热镀锌浴，在GI(热镀锌钢板)的情况下，优选的是使用含有Al：0.15～0.23质量％的锌浴，在GA(合金化热镀锌钢板)的情况下，优选的是使用含有Al：0.12～0.20质量％的锌浴。另外，镀敷附着量优选的是单面20～70g/m2(双面镀敷)，GA优选的是，通过实施下述的合金化处理使镀层中的Fe浓度为7～15质量％。
[合金化处理工序]
若合金化处理时的合金化处理温度不足470℃，则会发生不进行合金化的问题。另一方面，在合金化处理温度超过600℃的情况下，引起铁素体的晶粒的粗大化，难以确保期望的强度。因而，合金化处理温度设为470℃以上600℃以下。即，锌镀层的合金化处理在470℃以上600℃以下的温度区域实施。
在加热后的保持工序之后、实施再加热工序的本制造方法中，在加热后进行保持工序(第1次退火)，不实施冷却工序，在连续退火线(CAL)或者热镀锌线(CGL)中实施再加热工序而进行再加热(第2次退火)。在热镀锌线(CGL)中，进行第2次加热的情况下，在再加热后的冷却过程中，在上述的再加热后的冷却工序之后实施热镀锌。另外，之后，恰当地实施合金化处理。
在本制造方法中，在第1次退火工序中，暂时加热到450℃以上800℃以下的温度区域，之后，进行保持，从而使未再结晶铁素体充分地再结晶，使有利于提高杨氏模量、平均r值及LDR的织构生长。
另外，如上所述，如果在第1次退火工序中，尤其是提高了向γ-纤维织构的集聚，则在之后的第2次退火工序中，即使在铁素体基底中弥散有马氏体，也形成向α-纤维织构及γ-纤维织构的集聚高的铁素体及马氏体，因此织构不会大幅变化，能够有效地提高强度。
此外，也可以在如上述那样实施热处理，形成了冷轧钢板、热镀锌钢板或合金化热镀锌钢板等之后，实施平整轧制。在上述的热处理后实施平整轧制的情况下，平整轧制的伸长率优选的是设为0.1％以上1.5％以下的范围。在不足0.1％的情况下形状矫正的效果小，也难以控制，因此0.1％为良好范围的下限。另外，若超过1.5％，则生产性显著下降，因此将其设为良好范围的上限。其中，平整轧制既可以在线内进行，也可以在线外进行。另外，既可以一次性地进行目标的伸长率的平整，也可以分为数次进行。
实施例1
接下来，说明第一实施方式的实施例。需要说明的是，本发明不限于该实施例。
将具有表1所示的成分组成、余量为Fe及不可避免的杂质的钢在转炉中进行熔炼，用连铸法制成板坯。对得到的板坯在表2所示的条件下实施热轧，接着，对得到的热轧板进行酸洗。接着，在表2所示的条件下进行冷轧，之后，进行表2所示的加热(第1次退火)及再加热(第2次退火)，制成冷轧钢板(CR：冷轧钢板(无镀层))。对一部分冷轧钢板进行再加热(第2次退火)，之后，实施热镀锌(GI：热镀锌钢板)。另外，对一部分冷轧钢板进行再加热(第2次退火)，之后，实施热镀锌，之后进一步实施合金化处理(GA：合金化热镀锌钢板)。对于表2中的再加热(第2次退火)后的平均冷却速度，在CR中是300～700℃的温度区域中的平均冷却速度，在GI和GA中是550～700℃的温度区域中的平均冷却速度。
需要说明的是，对于热镀锌浴，在GI中使用含有Al：0.18质量％的锌浴，在GA中使用含有Al：0.15质量％的锌浴，浴温设为470℃。镀敷附着量设为单面45g/m2(双面镀敷)，在GA中，镀层中的Fe浓度设为9～12质量％。
将如以上那样得到的各钢板作为试样，评价了机械特性。关于机械特性，如以下那样进行了拉伸试验、杨氏模量测定、平均r值测定及深拉成形试验而进行了评价。其结果示于表3。另外，作为试样的各钢板的板厚也示于表3。
[拉伸试验]
使用以拉伸方向为钢板的轧制方向的方式从实施了伸长率0.5％的平整轧制的钢板中采样的、JIS Z 2201(1998年)中规定的JIS5号试验片，以JIS Z 2241(1998年)为基准进行拉伸试验，测定了拉伸强度TS、总伸长率EL。
[杨氏模量测定]
对于杨氏模量测定，从钢板的轧制方向(L方向)、相对于钢板的轧制方向呈45°方向(D方向)、相对于钢板的轧制方向呈直角方向(C方向)这3个方向切出10mm×50mm的试验片，使用横向振动式的谐振频率测定装置遵照American Society to Testing Materials的基准(C1259)测定了杨氏模量。
[平均r值测定]
对于平均r值测定，分别使用JIS Z 2201(1998年)中规定的JIS5号试验片，从钢板的轧制方向(L方向)、相对于钢板的轧制方向呈45°方向(D方向)、相对于钢板的轧制方向呈直角方向(C方向)这3个方向分别以JIS Z 2254的规定为基准求出各自的塑性应变比rL、rD、rC，利用下式算出平均r值。
平均r值＝(rL+2rD+rC)/4
其中，在本发明中，将平均r值≥1.05的情况判定为平均r值良好。
[深拉成形试验]
深拉成形试验是通过杯突试验(cupping test)来进行的，利用极限拉伸比(LDR)评价深拉性。杯突试验条件是，在试验中使用直径φ33mm的圆柱凸模(cylindricalpunch)，板厚1.2mm的板材使用了凹模直径(die diameter)为36.6mm的模具。试验是在压边力(blank holding force)为1.5ton(14.71kN)的条件下进行的。表面的滑动状态因镀敷状态等而发生变化，因此在样品和凹模之间放置聚乙烯片而在高润滑条件下进行了试验，以使表面的滑动状态不会影响试验。使毛坯直径以1mm的间隔发生变化，将不发生断裂地进行了拉深而成的毛坯直径D和凸模直径d的比(D/d)作为LDR。其中，在本发明中，将LDR≥2.03的情况判定为深拉性良好。
另外，根据上述的方法，求得铁素体的面积率及马氏体的面积率，另外，求得钢板的板厚1/4位置处的铁素体及马氏体中γ-纤维织构相对于α-纤维织构的逆强度比。结果示于表3。
如表3所示，本发明例中，拉伸强度TS为780MPa以上，轧制方向及相对于轧制方向呈45°方向的杨氏模量为205GPa以上，且相对于轧制方向呈直角方向的杨氏模量为220GPa以上，是良好的，此外，平均r值为1.05以上，且极限拉伸比(LDR)为2.03以上，具有优异的深拉性，得到了期望的机械特性。另一方面，在比较例中，强度、各方向的杨氏模量、平均r值及LDR中至少某一项是较差的。
以上，说明了本发明的第一实施方式。本发明并不受基于本实施方式的构成本发明公开的一部分的记载所限定。即，本领域技术人员等基于本实施方式而想到的其他的实施方式、实施例及运用技术等全部属于本发明的范畴内。例如，上述的制造方法中的一系列的热处理中，只要满足热处理条件，就并不特别限定对钢板实施热处理的设备等。
另外，本发明也能够应用于无镀层的热轧钢板、电锌镀层钢板等钢板而制成高强度高杨氏模量钢板，能够期待同样的效果。
实施例2
接下来，说明第二实施方式的实施例。需要说明的是，本发明不限于该实施例。
将具有表4所示的成分组成、余量为Fe及不可避免的杂质的钢在转炉中进行熔炼，用连铸法制成板坯。对得到的板坯在表5所示的条件下实施热轧，接着，对得到的热轧板进行酸洗。接着，在表5所示的条件下进行冷轧，之后，进行表5所示的加热(第1次退火)及再加热(第2次退火)，制成冷轧钢板(CR：冷轧钢板(无镀层))。对一部分冷轧钢板进行再加热(第2次退火)，之后，实施热镀锌(GI：热镀锌钢板)。另外，对一部分冷轧钢板进行再加热(第2次退火)，之后，实施热镀锌，之后进一步实施合金化处理(GA：合金化热镀锌钢板)。对于表5中的再加热(第2次退火)后的平均冷却速度，在CR中是300～700℃的温度区域中的平均冷却速度，在GI和GA中是550～700℃的温度区域中的平均冷却速度。
需要说明的是，对于热镀锌浴，在GI中使用含有Al：0.18质量％的锌浴，在GA中使用含有Al：0.15质量％的锌浴，浴温设为470℃。镀敷附着量设为单面45g/m2(双面镀敷)，在GA中，镀层中的Fe浓度设为9～12质量％。
将如以上那样得到的各钢板作为试样，评价了机械特性。关于机械特性，如以下那样进行了拉伸试验、杨氏模量测定、平均r值测定及深拉成形试验而进行了评价。其结果示于表6。另外，作为试样的各钢板的板厚也示于表6。
[拉伸试验]
使用以拉伸方向为钢板的轧制方向的方式从实施了伸长率0.5％的平整轧制的钢板中采样的、JIS Z 2201(1998年)中规定的JIS5号试验片，以JIS Z 2241(1998年)为基准进行拉伸试验，测定了拉伸强度TS、总拉伸量EL。
[杨氏模量测定]
对于杨氏模量测定，从钢板的轧制方向(L方向)、相对于钢板的轧制方向呈45°方向(D方向)、相对于钢板的轧制方向呈直角方向(C方向)这3个方向切出10mm×50mm的试验片，使用横向振动式的谐振频率测定装置遵照American Society to Testing Materials的基准(C1259)测定了杨氏模量。
[平均r值测定]
对于平均r值测定，分别使用JIS Z 2201(1998年)中规定的JIS5号试验片，从钢板的轧制方向(L方向)、相对于钢板的轧制方向呈45°方向(D方向)、相对于钢板的轧制方向呈直角方向(C方向)这3个方向分别以JIS Z 2254的规定为基准求出塑性应变比rL、rD、rC，利用下式算出平均r值。
平均r值＝(rL+2rD+rC)/4
其中，在本发明中，将平均r值≥1.05的情况判定为平均r值良好。
[深拉成形试验]
深拉成形试验是通过杯突试验来进行的，利用极限拉伸比(LDR)评价深拉性。杯突试验条件是，在试验中使用直径φ33mm的圆柱凸模，板厚1.2mm的板材使用了凹模直径为36.6mm的模具。试验是在压边力为1.5ton(14.71kN)的条件下进行的。表面的滑动状态因镀敷状态等而发生变化，因此在样品和凹模之间放置聚乙烯片而在高润滑条件下进行了试验，以使表面的滑动状态不会影响试验。使毛坯直径以1mm的间隔发生变化，将不发生断裂地进行了拉深而成的毛坯直径D和凸模直径d的比(D/d)作为LDR。其中，在本发明中，将LDR≥2.03的情况判定为深拉性良好。
另外，根据上述的方法，求得铁素体的面积率及马氏体的面积率，另外，求得钢板的板厚1/4位置处的铁素体及马氏体中γ-纤维织构相对于α-纤维织构的逆强度比。结果示于表6。
如表6所示，本发明例中，拉伸强度TS为780MPa以上，轧制方向及相对于轧制方向呈45°方向的杨氏模量为205GPa以上，且相对于轧制方向呈直角方向的杨氏模量为220GPa以上，是良好的，此外，平均r值为1.05以上，且极限拉伸比(LDR)为2.03以上，具有优异的深拉性，得到了期望的机械特性。另一方面，在比较例中，强度、各方向的杨氏模量、平均r值及LDR中至少某一项是较差的。
以上，说明了本发明的第二实施方式。本发明并不受基于本实施方式的构成本发明公开的一部分的记载所限定。即，本领域技术人员等基于本实施方式而想到的其他的实施方式、实施例及运用技术等全部属于本发明的范畴内。例如，上述的制造方法中的一系列的热处理中，只要满足热处理条件，就并不特别限定对钢板实施热处理的设备等。
另外，本发明也能够应用于无镀层的热轧钢板、电锌镀层钢板等钢板而制成高强度高杨氏模量钢板，能够期待同样的效果。

Claims (15)

1.一种高强度高杨氏模量钢板，其特征在于，
该高强度高杨氏模量钢板具有如下成分组成：以质量％计，含有C：0.060％以上0.150％以下、Si：0.50％以上2.20％以下、Mn：1.00％以上3.00％以下、P：0.100％以下、S：0.0100％以下、Al：0.010％以上2.500％以下、N：0.0100％以下，此外，还含有Ti：0.001％以上0.200％以下及Nb：0.001％以上0.200％以下中的任意1种或2种，C、N、S、Ti及Nb的含量满足下述(1)式，余量为Fe及不可避免的杂质；该高强度高杨氏模量钢板具有如下显微组织：铁素体的面积率为20％以上，马氏体的面积率为5％以上，所述铁素体的平均晶粒直径为1μm以上20.0μm以下，所述铁素体及所述马氏体中γ-纤维织构相对于α-纤维织构的逆强度比均为1.00以上；
500≤C*≤1300 (1)
其中，C*＝(C-(12.0/47.9)×(Ti-(47.9/14.0)×N-(47.9/32.1)×S)-(12.0/92.9)×Nb)×10000，式中各元素符号表示各元素的以质量％计的含量，C*的单位为质量ppm，
所述铁素体及所述马氏体中γ-纤维织构相对于α-纤维织构的逆强度比通过下述方式进行计算：对与钢板的轧制方向平行的板厚截面进行研磨，之后，针对板厚1/4位置，用SEM-EBSD法测定晶体取向，用AMETEK EDAX公司的OIM Analysis，将获得的数据分离到各组织中，求出各组织的α-纤维织构及γ-纤维织构的逆强度比。
2.一种高强度高杨氏模量钢板，其特征在于，
该高强度高杨氏模量钢板具有如下成分组成：以质量％计，含有C：0.060％以上0.150％以下、Si：0.50％以上2.20％以下、Mn：1.00％以上3.00％以下、P：0.100％以下、S：0.0100％以下、Al：0.010％以上2.500％以下、N：0.0100％以下、Ti：0.001％以上0.200％以下及V：0.001％以上0.200％以下，C、N、S、Ti及V的含量满足下述(2)式，余量为Fe及不可避免的杂质；该高强度高杨氏模量钢板具有如下显微组织：铁素体的面积率为20％以上，马氏体的面积率为5％以上，所述铁素体的平均晶粒直径为1μm以上20.0μm以下，所述铁素体及所述马氏体中γ-纤维织构相对于α-纤维织构的逆强度比均为1.00以上；
500≤C*≤1300 (2)
其中，C*＝(C-(12.0/47.9)×(Ti-(47.9/14.0)×N-(47.9/32.1)×S)-(12.0/50.9)×V)×10000，式中各元素符号表示各元素的以质量％计的含量，C*的单位为质量ppm，
所述铁素体及所述马氏体中γ-纤维织构相对于α-纤维织构的逆强度比通过下述方式进行计算：对与钢板的轧制方向平行的板厚截面进行研磨，之后，针对板厚1/4位置，用SEM-EBSD法测定晶体取向，用AMETEK EDAX公司的OIM Analysis，将获得的数据分离到各组织中，求出各组织的α-纤维织构及γ-纤维织构的逆强度比。
3.根据权利要求1所述的高强度高杨氏模量钢板，其特征在于，
平均r值为1.05以上，且极限拉伸比即LDR为2.03以上，
其中，对于所述平均r值测定，分别使用JIS Z 2201(1998年)中规定的JIS5号试验片，从钢板的轧制方向、相对于钢板的轧制方向呈45°方向、相对于钢板的轧制方向呈直角方向这3个方向分别以JIS Z 2254的规定为基准求出各自的塑性应变比rL、rD、rC，利用下式算出所述平均r值，
平均r值＝(rL+2rD+rC)/4。
4.根据权利要求2所述的高强度高杨氏模量钢板，其特征在于，
平均r值为1.05以上，且极限拉伸比即LDR为2.03以上，
其中，对于所述平均r值测定，分别使用JIS Z 2201(1998年)中规定的JIS5号试验片，从钢板的轧制方向、相对于钢板的轧制方向呈45°方向、相对于钢板的轧制方向呈直角方向这3个方向分别以JIS Z 2254的规定为基准求出各自的塑性应变比rL、rD、rC，利用下式算出所述平均r值，
平均r值＝(rL+2rD+rC)/4。
5.根据权利要求1所述的高强度高杨氏模量钢板，其特征在于，含有从下述(a)～(e)中选择的至少一者：
(a)以质量％计，从Cr：0.05％以上1.00％以下、Mo：0.05％以上1.00％以下、Ni：0.05％以上1.00％以下及Cu：0.05％以上1.00％以下中选择的至少1种元素；
(b)以质量％计，B：0.0003％以上0.0050％以下；
(c)以质量％计，从Ca：0.0010％以上0.0050％以下、Mg：0.0005％以上0.0100％以下及REM：0.0003％以上0.0050％以下中选择的至少1种元素；
(d)以质量％计，Ta：0.0010％以上0.1000％以下，且C、N、S、Ti、Nb及Ta的含量满足下述(3)式，以替代满足上述(1)式；
500≤C*≤1300 (3)
其中，C*＝(C-(12.0/47.9)×(Ti-(47.9/14.0)×N-(47.9/32.1)×S)-(12.0/92.9)×Nb-(12.0/180.9)×Ta)×10000，式中各元素符号表示各元素的以质量％计的含量，C*的单位为质量ppm；
(e)以质量％计，从Sn：0.0020％以上0.2000％以下及Sb：0.0020％以上0.2000％以下中选择的至少1种元素。
6.根据权利要求3所述的高强度高杨氏模量钢板，其特征在于，含有从下述(a)～(e)中选择的至少一者：
(a)以质量％计，从Cr：0.05％以上1.00％以下、Mo：0.05％以上1.00％以下、Ni：0.05％以上1.00％以下及Cu：0.05％以上1.00％以下中选择的至少1种元素；
(b)以质量％计，B：0.0003％以上0.0050％以下；
(c)以质量％计，从Ca：0.0010％以上0.0050％以下、Mg：0.0005％以上0.0100％以下及REM：0.0003％以上0.0050％以下中选择的至少1种元素；
(d)以质量％计，Ta：0.0010％以上0.1000％以下，且C、N、S、Ti、Nb及Ta的含量满足下述(3)式，以替代满足上述(1)式；
500≤C*≤1300 (3)
其中，C*＝(C-(12.0/47.9)×(Ti-(47.9/14.0)×N-(47.9/32.1)×S)-(12.0/92.9)×Nb-(12.0/180.9)×Ta)×10000，式中各元素符号表示各元素的以质量％计的含量，C*的单位为质量ppm；
(e)以质量％计，从Sn：0.0020％以上0.2000％以下及Sb：0.0020％以上0.2000％以下中选择的至少1种元素。
7.根据权利要求2所述的高强度高杨氏模量钢板，其特征在于，含有从下述(a)～(c)中选择的至少一者：
(a)以质量％计，从Cr：0.05％以上1.00％以下、Mo：0.05％以上1.00％以下、Ni：0.05％以上1.00％以下及Cu：0.05％以上1.00％以下中选择的至少1种元素；
(b)以质量％计，B：0.0003％以上0.0050％以下；
(c)以质量％计，从Ca：0.0010％以上0.0050％以下、Mg：0.0005％以上0.0100％以下及REM：0.0003％以上0.0050％以下中选择的至少1种元素。
8.根据权利要求4所述的高强度高杨氏模量钢板，其特征在于，含有从下述(a)～(c)中选择的至少一者：
(a)以质量％计，从Cr：0.05％以上1.00％以下、Mo：0.05％以上1.00％以下、Ni：0.05％以上1.00％以下及Cu：0.05％以上1.00％以下中选择的至少1种元素；
(b)以质量％计，B：0.0003％以上0.0050％以下；
(c)以质量％计，从Ca：0.0010％以上0.0050％以下、Mg：0.0005％以上0.0100％以下及REM：0.0003％以上0.0050％以下中选择的至少1种元素。
9.根据权利要求1～8中任一项所述的高强度高杨氏模量钢板，其特征在于，
所述高强度高杨氏模量钢板为冷轧钢板。
10.根据权利要求1～8中任一项所述的高强度高杨氏模量钢板，其特征在于，
所述高强度高杨氏模量钢板为在表面具有镀膜的镀覆钢板。
11.根据权利要求10所述的高强度高杨氏模量钢板，其特征在于，
所述镀膜为热镀锌膜，所述镀覆钢板为热镀锌钢板。
12.根据权利要求10所述的高强度高杨氏模量钢板，其特征在于，
所述镀膜为合金化热镀锌膜，所述镀覆钢板为合金化热镀锌钢板。
13.一种高强度高杨氏模量钢板的制造方法，其特征在于，
将具有权利要求1～8中任一项所述的成分组成的钢板坯加热到1150℃以上1300℃以下的温度区域，接着以850℃以上1000℃以下的温度区域的终轧温度进行热轧，在500℃以上800℃以下的温度区域进行卷绕，之后，将经过以40％以上的冷轧压下率进行冷轧的工序而得到的冷轧板加热到450℃以上800℃以下的温度区域，在该温度区域中保持300s以上100000s以下，接着加热到750℃以上950℃以下，之后在300℃以上700℃以下的温度区域中以平均冷却速度3℃/s以上80℃/s以下进行冷却从而制成冷轧钢板。
14.一种高强度高杨氏模量钢板的制造方法，其特征在于，
将具有权利要求1～8中任一项所述的成分组成的钢板坯加热到1150℃以上1300℃以下的温度区域，接着以850℃以上1000℃以下的温度区域的终轧温度进行热轧，在500℃以上800℃以下的温度区域进行卷绕，之后，将经过以40％以上的冷轧压下率进行冷轧的工序而得到的冷轧板加热到450℃以上800℃以下的温度区域，在该温度区域中保持300s以上100000s以下，接着加热到750℃以上950℃以下，接着在550℃以上700℃以下的温度区域中以平均冷却速度3℃/s以上80℃/s以下进行冷却，之后，实施热镀锌从而制成热镀锌钢板。
15.一种高强度高杨氏模量钢板的制造方法，其特征在于，
将具有权利要求1～8中任一项所述的成分组成的钢板坯加热到1150℃以上1300℃以下的温度区域，接着以850℃以上1000℃以下的温度区域的终轧温度进行热轧，在500℃以上800℃以下的温度区域进行卷绕，之后，将经过以40％以上的冷轧压下率进行冷轧的工序而得到的冷轧板加热到450℃以上800℃以下的温度区域，在该温度区域中保持300s以上100000s以下，接着加热到750℃以上950℃以下，接着在550℃以上700℃以下的温度区域中以平均冷却速度3℃/s以上80℃/s以下进行冷却，之后，实施热镀锌，之后在470℃以上600℃以下的温度区域中实施锌镀层的合金化处理从而制成合金化热镀锌钢板。
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