CN1914345A - 高刚度高强度薄钢板及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明提供抗拉强度不小于590MPa，且杨氏模量不小于230GPa的高刚度高强度薄钢板，其以质量％计包含C：0.02～0.15％，Si：不超过1.5％，Mn：1.0～3.5％，P：不超过0.05％，S：不超过0.01％，Al：不超过1.5％，N：不超过0.01％，Ti：0.02～0.50％，条件是C、N、S和Ti的含量满足下述关系：Ti^*＝Ti－(47.9/14)×N－(47.9/32.1)×S≥0.01以及0.01≤C－(12/47.9)×Ti^*≤0.05其余基本上为铁和不可避免的杂质，该钢板的组织包含作为主相的铁素体相并具有面积比不小于1％的马氏体相。

Description

高刚度高强度薄钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及主要适用于汽车车体的高刚度高强度薄钢板及其制造方法。此外，本发明的高刚度高强度薄钢板是刚度的厚度敏感性指数接近1的柱形结构元件，如汽车的中柱、锁扣装置(locker)、侧框架、横构件等等，且其广泛适用于对刚度有要求的场合。

相关技术

由于近来对全球环境问题的高度关注，甚至在汽车行业也实施了排气控制，因此减少汽车车身重量是非常重要的方式。为此，通过提高钢板的强度以减少其厚度能有效地降低车身重量。

近来，由于钢板强度的显著提高，因而对厚度小于2.0mm的薄钢板用量增加。为了提高钢板的强度以进一步减少重量，对因厚度减少而致部件刚度的降低进行同时控制是必不可少的。在抗拉强度不小于590MPa的钢板中将产生这种由于钢板厚度减少而导致部件刚度降低的问题，尤其是在抗拉强度不小于700MPa的钢板中，这一问题更为严重。

通常，为了提高部件的刚度，采用改变部件形状、或在点焊部件中增加焊接点数量、或改变焊接条件如切换至激光焊接等等均是有效的。然而，当这些部件用于汽车时，存在着在汽车内的有限空间内不容易改变部件形状的问题，以及焊接条件的改变导致成本增加的问题等等。

因此，为了提高部件的刚度而不改变部件的形状或焊接条件，提高部件所用材料的杨氏模量是有效的。

通常，在相同部件形状和焊接条件下的部件刚度由材料的杨氏模量和部件的几何惯性矩的乘积表征。此外，当材料的厚度为t时，几何惯性矩可表述为约与t^λ成比例。其中，λ为厚度敏感性指数且根据部件的形状取值1～3。例如，当为一板状如汽车面板部件的情况时，λ的值接近3，然而当为柱状如结构部件的情况时，λ的值接近1。

当部件的λ为3时，如果要减少10％的厚度且等效地保持部件的刚度，则需将材料的杨氏模量提高37％，然而当部件的λ为1，如果要减少10％的厚度，那么将材料的杨氏模量提高11％就足够了。

也就是说，在λ接近于1的部件如柱形部件的情况下，提高钢板自身的杨氏模量对降低钢板的重量是非常有效的。尤其是，当钢板具有高强度和低厚度的情况下，大力提高钢板的杨氏模量是十分需要的。

一般而言，杨氏模量主要取决于组织(texture)，且朝原子的最密方向提高。因此，在包含以辊轧制和热处理的炼钢工艺中，为使体心立方晶格钢的晶向对杨氏模量有利而发展{112}<110>是有效的，籍此可以提高与轧制方向垂直的方向上的杨氏模量。

至今，有多种通过控制组织而提高杨氏模量的钢板的探讨。

例如，专利文献1公开了一种技术，其中对于向超低碳钢中添加Nb或Ti而获得的钢，将其在Ar₃～(Ar₃+150℃)压下率不小于85％的条件下进行热轧，以促进从非晶化的奥氏体向铁素体的转变，从而使热轧钢板阶段的铁素体组织为{311}<011>和{332}<113>晶向，该晶向是初始取向，并进行冷轧以及重结晶退火而形成以{211}<011>为主晶向，从而提高垂直于轧制方向的方向上的杨氏模量。

此外，专利文献2公开了提高了杨氏模量的热轧钢板的制造方法，在该方法中，将Nb、Mo和B加入到碳含量为0.02～0.15％的低碳钢中，且在Ar₃～950℃下的压下率不小于50％以发展{211}<011>晶向。

此外，专利文献3公开了制造热轧钢板的方法，其中将Si和Al加入到碳含量为不超过0.05％的低碳钢中以提高Ar₃转变点，并在热轧时使低于Ar₃转变点的压下率不小于60％，以提高垂直于轧制方向的方向上的杨氏模量。

专利文献1：JP-A-H05-255804

专利文献2：JP-A-H08-311541

专利文献3：JP-A-H09-53118

发明内容

本发明所要解决的技术问题

然而，上述的技术存在下述问题。

在专利文献1所公开的技术中，采用碳含量不超过0.01％的超低碳钢来控制组织从而提高钢板的杨氏模量，但是其抗拉强度最多仍低至约450MPa，因此应用该技术存在强度有待提高的问题。

在专利文献2所公开的技术中，由于碳含量高达0.02～0.15％，因此可提高强度，但因目标钢板是热轧钢板，不能采用冷加工控制组织，因而不但存在难以进一步提高杨氏模量的问题，并且难以通过低温精轧而稳定生产出厚度小于2.0mm的高强度钢板。

此外，在专利文献3所公开的技术中，由于在铁素体区轧制使晶粒粗大化，因此存在可加工性显著恶化的问题。

因而，通过常规工艺提高钢板的杨氏模量是以厚的热轧钢板或软钢板为对象，因此采用上述常规工艺难以提高厚度不超过2.0mm的高强度薄钢板的杨氏模量。

作为将钢板的抗拉强度提高至不低于590MPa的强化机制，主要有析出强化机制和转变组织强化机制。

当将析出强化机制用作强化机制时，可提高强度并尽可能的抑制钢板杨氏模量的降低，但是却同时存在下述困难。即：当将析出强化机制用于在热轧钢板中的微细析出，如Ti、Nb等的碳氮化物析出时，在热轧后的卷取过程中进行微细析出可以提高强度，但是在冷轧钢板中，在冷轧后的重结晶退火步骤中析出物的粗大化是不可避免的且很难通过析出强化提高强度。

当采用转变组织强化机制作为强化机制时，存在由于低温转变相如贝氏体相、马氏体相等中所含的应变而降低钢板杨氏模量的问题。

因此，本发明的目的是解决上述问题，且提供抗拉强度不低于590MPa、优选不低于700MPa，杨氏模量不低于230Gpa、更优选不低于240GPa且厚度不超过2.0mm的高刚度高强度薄钢板，以及制造上述产品的有利方法。

解决问题的手段

为了达到上述目的，本发明的要点和陈述如下：

(I)高刚度高强度薄钢板，其以质量％计包括C：0.02～0.15％，Si：不超过1.5％，Mn.1.0～3.5％，P：不超过0.05％，S：不超过0.01％，Al：不超过1.5％，N：不超过0.01％，以及Ti：0.02～0.50％，条件是C、N、S和Ti的含量满足下式(1)和(2)的关系：

Ti^*＝Ti-(47.9/14)×N-(47.9/32.1)×S≥0.01 (1)

0.01≤C-(12/47.9)×Ti^*≤0.05              (2)

其余基本上为铁和不可避免的杂质，且该钢板的组织包含作为主相的铁素体相并具有面积比不小于1％的马氏体相，而且具有不低于590MPa的抗拉强度和不低于230GPa的杨氏模量。

(II)根据(I)项所述的高刚度高强度薄钢板，除了上述组成外，其以质量％计进一步包含Nb：0.005～0.04％以及V：0.01～0.20％中的一种或两种，并满足上述式(1)与下式(3)代替式(2)的关系：

0.01≤C-(12/47.9)×Ti^*-(12/92.9)×Nb-(12/50.9)×V≤0.05  (3)。

(III)根据(I)或(II)项所述的高刚度高强度薄钢板，除了上述组成外，其以质量％计进一步包含Cr：0.1～1.0％，Ni：0.1～1.0％，Mo：0.1～1.0％，Cu：0.1～2.0％以及B：0.0005～0.0030％中的一种或多种。

(IV)制造高刚度高强度薄钢板的方法，其包括，在950℃以下的总压下率不低于30％的条件下，将钢的起始物料进行热轧步骤，并在800～900℃结束精轧，在650℃以下卷取该热轧钢板，酸洗，以不低于50％的压下率进行冷轧，由500℃以1～30℃/秒的升温速率升温至780～900℃进行均热，然后以不低于5℃/秒的冷却速率冷却至500℃进行退火，

所述钢的起始物料以质量％计包含C：0.02～0.15％，Si：不超过1.5％，Mn：1.0～3.5％，P：不超过0.05％，S：不超过0.01％，Al：不超过1.5％，N：不超过0.01％，以及Ti：0.02～0.50％，条件是C、N、S和Ti的含量满足下式(1)和(2)的关系：

Ti^*＝Ti-(47.9/14)×N-(47.9/32.1)×S≥0.01 (1)

0.01≤C-(12/47.9)×Ti^*≤0.05              (2)。

(V)根据(IV)项所述的制造高刚度高强度薄钢板的方法，其中钢的起始物料除上述组成外，以质量％计进一步包含Nb：0.005％～0.04％和V：0.01～0.20％中的一种或两种，并满足上述式(1)和下式(3)代替式(2)的关系：

0.01≤C-(12/47.9)×Ti^*-(12/92.9)×Nb-(12/50.9)×V≤0.05    (3)。

(VI)根据(IV)或(V)项所述的制造高刚度高强度薄钢板的方法，其中钢的起始物料除上述组成外，以质量％计进一步包含Cr：0.1～1.0％，Ni：0.1～1.0％，Mo：0.1～1.0％，Cu：0.1～2.0％以及B：0.0005～0.0030％中的一种或多种。

发明效果

根据本发明，可提供抗拉强度不低于590MPa，杨氏模量不低于230GPa的高刚度高强度薄钢板。

即，在950℃以下的热轧中对添加了Mn和Ti的低碳钢的起始物料进行压下，以促进由非重结晶奥氏体转变成铁素体，然后冷轧以发展对提高杨氏模量有利的结晶取向，然后产生抑制了杨氏模量降低的低温转变相，且通过控制在退火步骤中的加热速率以及在两相区的均热从而在冷却阶段保留了大量有利于杨氏模量提高的铁素体相，由此可制造满足更高强度和更高杨氏模量的薄钢板，这在工业中产生有效的效果。

进一步详细的阐述，在热轧过程中于奥氏体低温区，对添加有Mn和Ti的低碳钢的起始物料进行压下，以增加具有{112}<111>晶向的非重结晶奥氏体组织，并随后在冷却阶段促进了从{112}<111>的非重结晶奥氏体至铁素体的转变以使{113}<110>铁素体取向得到发展。

在卷取和酸洗后的冷轧过程中，在压下率不低于50％的条件下进行轧制以将{113}<110>的结晶取向转变为对提高杨氏模量有利的{112}<110>结晶取向，且在随后退火步骤的升温阶段中，以1～30℃/秒的加热速率从500℃升至均热温度以促进具有{112}<110>晶向的铁素体的重结晶，并以部分保留{112}<110>未重结晶晶粒的状态提供了两相区域，由此可以促进{112}<110>的未重结晶铁素体转变为奥氏体。

此外，在均热后冷却过程中的从奥氏体相转变为铁素体相中，具有{112}<110>晶向的铁素体晶粒长大从而提高了杨氏模量，同时以不低于5℃/秒的速率冷却由于添加Mn而增加可淬性的钢以形成低温转变相，从而提高了钢的强度。

此外，在冷却过程中通过将由{112}<110>晶向的铁素体转变而成的奥氏体相再次相转变，从而产生出低温转变相，因此即使是在低温转变相的结晶取向中，也可以发展{112}<110>晶向。

因此，通过发展铁素体相的{112}<110>晶向而提高了杨氏模量，尤其是在对降低杨氏模量有较大影响的低温转变相上{112}<110>晶向得到了增加，由此通过低温转变相的形成可以提高强度且可以在很大程度上抑制伴随低温转变相的形成而产生的杨氏模量的降低。

附图简述

图1所示为950℃以下总压下率对杨氏模量的影响；

图2所示为热精轧中的最终温度对杨氏模量的影响；

图3所示为卷取温度对杨氏模量的影响；

图4所示为冷轧中压下率对杨氏模量的影响；

图5所示为退火过程中从500℃起升温至均热温度的平均升温速率对杨氏模量的影响。

实现本发明的最佳方式

根据本发明所述的高刚度高强度薄钢板是抗拉强度不低于590MPa、优选不低于700MPa，杨氏模量不低于230GPa、优选不低于240GPa，以及厚度不超过2.0mm的钢板。此外，本发明的目标钢板除了冷轧钢板外，还包括进行过表面处理的钢板，所述表面处理如含合金化的镀锌、电镀锌等。

限定本发明钢板中的化学组成的原因将在下面进行描述。此外，对于该钢板化学组成的各元素含量单位是以“质量％”计，如无特别说明一般将其简写为“％”。

C：0.02～0.15％

C是稳定奥氏体的元素，在冷轧后退火时的冷却阶段中，其通过提高淬火性而大幅度的促进低温转变相的形成，从而能极大地有助于提高强度。此外，冷轧后，在退火步骤的升温阶段，C通过促进具有{112}<110>晶向的铁素体晶粒从非重结晶铁素体向奥氏体的转变，从而有助于提高杨氏模量。

为了获得上述效果，需要碳含量不低于0.02％，优选不低于0.05％，更优选不低于0.06％。另一方面，如果碳含量超过0.15％，硬质低温转变相的分率将增加，使得钢的强度极度增加且可加工性劣化。同样，在冷轧后的退火步骤中，更高含量的C将抑制对提高杨氏模量有利的晶向的重结晶。此外更高含量的C将导致可焊接性的劣化。

因此，要求C含量不超过0.15％，优选不超过0.10％。

Si：不超过1.5％

在热轧过程中，Si提高Ar₃转变点，因而当在800～900℃终止轧制时，如果所含的Si量超过1.5％，则奥氏体区的轧制变得困难且不能得到提高杨氏模量所需的结晶取向。此外，更高含量的Si使钢板的可焊接性劣化，而且促进了在热轧步骤的加热中钢坯(slab)表面正硅酸铁的形成，从而加速了所谓红色结垢的表面模样的产生。此外，在用作冷轧钢板时，表面产生的氧化硅使化学转化的加工性能降低，且在用作对钢板镀锌时，在表面产生的氧化硅将诱发无法电镀。因此，需Si含量不超过1.5％。此外，在要求表面性能的钢板或对钢板镀锌时，硅含量优选不超过0.5％。

而且，Si是稳定铁素体的元素，其在冷轧后的退火步骤中，在两相区域的均热后的冷却阶段促进了铁素体的转变以使奥氏体中的C浓度增加，由此可以稳定奥氏体以促进低温转变相的形成。因此，如必要可提高钢的强度。为了获得这种效果，要求Si含量不低于0.2％。

Mn：1.0～3.5％

在本发明中，Mn是重要元素之一。在热轧过程中，Mn具有抑制加工奥氏体重结晶的作用。而且，Mn可以促进从非重结晶奥氏体向铁素体的转变以发展{113}<110>晶向并在随后的冷轧和退火步骤中提高杨氏模量。

此外，在冷轧后退火步骤的升温阶段中，Mn作为奥氏体稳定元素降低了Ac₁的转变点从而促进从非重结晶铁素体向奥氏体的转变，至于在均热后冷却阶段中产生的低温转变相的晶向，Mn可发展有利于杨氏模量提高的取向以控制伴随形成低温转变相而产生的杨氏模量的降低。

而且，在退火步骤中的均热和退火后，Mn可强化冷却阶段的淬火性从而大幅度的促进低温转变相的形成，这样非常有益于强度的提高。此外，Mn作为一种固溶强化元素，其有利于钢中强度的提高。为了获得上述效果，要求Mn含量不低于1.0％，优选不低于1.5％。

另一方面，当Mn含量超过3.5％时，冷轧后退火步骤中的升温阶段中Ac₃转变点将过度的降低，因此在两相区铁素体相的重结晶是很困难的，且需要将温度提高至高于Ac₃转变点的奥氏体单相区。因此，不能使通过加工铁素体的重结晶而获得对提高杨氏模量有利的{112}<110>晶向的铁素体发展，从而导致杨氏模量的降低。进一步，更高含量的Mn将恶化钢板的可焊接性能。此外，更高含量的Mn可强化在热轧过程中钢板的抗变形能力从而提高轧制负荷，这将导致操作困难。因此，Mn含量不超过3.5％。

P：不超过0.05％

由于P在晶界产生偏析，因此如果P含量超过0.05％，则不但降低钢板的延展性和韧度且使可焊接性劣化。在采用合金化镀锌钢板的情况下，合金化速率由于P而迟滞。因此，要求P含量不超过0.05％。另一方面，P作为固溶强化元素能有效地提高强度且其作为铁素体稳定元素具有促进奥氏体中C富集的作用。在添加Si的钢中，P还具有抑制产生红色结垢的作用。为了获得上述效果，P含量优选不超过0.01％。

S：不超过0.01％

S显著降低热延展性从而引发热裂纹且使表面性能显著劣化。此外，S对强度几乎没有作用，且作为杂质元素形成粗大的MnS而降低延展性以及孔扩散(drill-spreading)性能。当S含量超过0.01％这些问题变得明显，为此需要尽可能的降低S含量。因此，S含量不超过0.01％。从改进孔扩散性能的角度来看，S含量优选不超过0.005％。

Al：不超过1.5％

Al是用于钢脱氧从而提高钢洁净度的元素。然而，Al是铁素体稳定元素，其大幅提高了钢的Ar₃转变，因此当精轧结束温度为800～900℃时，如果Al含量超过1.5％，在奥氏体区的轧制将变得困难从而抑制了提高杨氏模量所需的结晶取向的发展。因此，要求Al含量不超过1.5％。从这一观点出发，Al含量优选更低，且更优选限制在不超过0.1％。另一方面，Al作为铁素体形成元素，在冷轧后的退火步骤中，于二相区均热后的冷却阶段中，Al促进了铁素体的形成从而使奥氏体中的C富集，由此可以稳定奥氏体以促进低温转变相的形成。其结果，如果需要的话，可以提高钢的强度。为了获得上述效果，要求Al含量不低于0.2％。

N：不超过0.01％

N是有害元素，因为在热轧过程中其使钢坯破裂从而导致表面缺陷。当N含量超过0.01％时，钢坯破裂和表面缺陷的发生更为明显。此外，当添加碳氮化物形成元素如Ti、Nb等等时，N在高温下形成粗大的氮化物从而抑制了添加碳氮化物形成元素的效果。因此，要求N含量不超过0.01％。

Ti：0.02～0.50％

在本发明中，Ti是最重要的元素。即，在热轧中的精轧步骤中Ti控制了加工奥氏体的重结晶，从而促进从非重结晶奥氏体向铁素体的转变并发展{113}<110>晶向，便可在随后的冷轧和退火步骤中提高杨氏模量。且在冷轧后退火步骤的升温阶段中抑制了加工铁素体的重结晶，从而促进从非重结晶铁素体向奥氏体的转变，并且对于均热后冷却阶段产生的低温转变相的取向，其可发展对提高杨氏模量有用的晶向，以抑制伴随低温转变相的形成而产生的杨氏模量的降低。此外，Ti的微细碳氮化物可有助于强度的提高。为了获得这些效果，要求Ti的含量不低于0.02％，优选不低于0.03％。

另一方面，当Ti含量超过0.50％，则在普通热轧步骤的再加热中所有的碳氮化物均不能固溶且残留粗大的碳氮化物，因此在热轧步骤中不能获得抑制加工奥氏体重结晶的效果或在冷轧后退火步骤中抑制加工铁素体重结晶的效果。而且，即使在连铸后就开始进行钢坯的热轧，而没有在连续铸造的钢坯冷却后进行重加热，当Ti含量超过0.50％时，抑制重结晶效果的改进仍无法识别，且带来合金成本的提高。因此，要求Ti含量不超过0.50％，优选不超过0.20％。

在本发明中，要求C、N、S和Ti的含量满足下列式(1)和(2)的关系：

Ti^*＝Ti-(47.9/14)×N-(47.9/32.1)×S≥0.01 (1)

0.01≤C-(12/47.9)×Ti^*≤0.05              (2)

Ti在高温区容易形成粗大的氮化物和硫化物。此类氮化物和硫化物的形成将造成添加Ti抑制重结晶效果的降低。因此，要求未固定为氮化物和硫化物的Ti量即Ti^*量＝Ti-(47.9/14)×N-(47.9/32.1)×S不低于0.01％，优选不低于0.02％。

如果未固定为碳氮化物的C量超过0.05％，在冷轧过程中所产生的应变将会不均匀且会抑制对杨氏模量提高有利的晶向的重结晶，因此要求通过(C-(12/47.9)×Ti^*)计算得出的未固定为碳化物的C量不超过0.05％。另一方面，当未固定为碳化物的C量低于0.01％，则在冷轧后两相区退火过程中奥氏体中的C含量降低，从而抑制了冷却后马氏体相的形成，由此很难提高强度。因此，未固定为碳化物的C量C-(12/47.9)×Ti^*为0.01～0.05％。

此外，在此使用的术语“余量基本上为铁以及不可避免的杂质”的意思为：含少量不损害本发明作用和效果的其他元素的钢包含在本发明的范围内。当要进一步提高强度，除了上述定义的化学组成外还可添加Nb：0.005～0.04％和V：0.01～0.20％中的一种或二种以及Cr、Ni、Mo、Cu以及B中的一种或多种。

Nb：0.005～0.04％

Nb通过形成微细碳氮化物而有助于强度提高的元素。而且，Nb是通过在热轧的精轧步骤中抑制加工奥氏体的重结晶，从而促进从非重结晶奥氏体向铁素体的转变，由此有助于提高杨氏模量的元素。为了获得上述效果，优选Nb的含量不低于0.005％。另一方面，当Nb的含量超过0.04％时，在热轧和冷轧中的轧制负荷显著提高因而在生产过程中存在困难，因此优选Nb的含量不超过0.04％，更优选不超过0.01％。

V：0.01～0.20％

V是通过形成微细碳氮化物而有助于强度提高的元素。由于V具有这种作用，优选V含量不低于0.01％。另一方面，当V含量超过0.20％时，利用超过0.20％的量来改进强度的效果较小且会导致合金成本的增加。

因此，优选V含量为0.01～0.20％。

在本发明中，除了Ti外还包括Nb和/或V时，要求C、N、S、Ti、Nb和V的含量满足下式(3)代替式(2)的关系：

0.01≤C-(12/47.9)×Ti^*-(12/92.9)×Nb-(12/50.9)×V≤0.05    (3)

Nb和V形成碳化物从而减少了未固定为碳化物的C量。因此，为了使未固定为碳化物的C量为0.01～0.05％，当添加Nb和/或V时，要求C-(12/47.9)×Ti^*-(12/92.9)×Nb-(12/50.9)×V的值为0.01～0.05％。

Cr：0.1～1.0％

Cr是通过抑制渗碳体的形成而提高淬火性的元素，且通过在退火步骤均热后的冷却阶段中极大促进低温转变相的形成从而在很大程度上有助于强度的提高。进一步，其在热轧步骤中抑制了加工奥氏体的重结晶，从而促进从非重结晶奥氏体向铁素体的转变以及发展{113}<110>晶向，且在随后的冷轧和退火步骤中可提高杨氏模量。为了获得上述效果，优选所包含的Cr量不低于0.1％。另一方面，当Cr含量超过1.0％时，则上述效果饱和且合金成本增加，因此优选所包含的Cr量不超过1.0％。此外，当本发明的薄钢板用作镀锌钢板时，在表面产生的Cr氧化物会诱发不能电镀，因此优选所包含的Cr量不超过0.5％。

Ni：0.1～1.0％

Ni是稳定奥氏体从而增强淬火性的元素，且在退火步骤均热后的冷却阶段中极大促进低温转变相的形成从而在很大程度上有助于强度的提高。此外，在冷轧后退火步骤的升温阶段中，Ni作为奥氏体稳定元素降低了Ac₁转变点，从而促进从非重结晶铁素体向奥氏体的转变，且对于在均热后冷却阶段中产生的低温转变相的晶向，其发展了对于提高杨氏模量有利的晶向，由此可抑制伴随低温转变相的形成而产生的杨氏模量的降低。此外，Ni在热轧过程中抑制了加工奥氏体的重结晶，从而促进非重结晶奥氏体向铁素体转变以发展{113}<110>晶向，由此可以在随后的冷轧和退火步骤中提高杨氏模量。在钢中添加Cu的情况下，伴随热轧中热延展性的降低由裂纹引发表面缺陷，但是可以通过复合添加Ni来控制表面缺陷的产生。为了获得上述作用，优选所包含的Ni量不低于0.1％。

另一方面，当Ni含量超过1.0％时，则在冷轧后退火步骤的升温阶段，Ac₃转变点急剧降低，且在两相区中铁素体相的重结晶困难，因此需要将温度升高至Ac₃转变点以上的奥氏体单相区。其结果是，不能发展由加工铁素体重结晶获得的以及对提高杨氏模量有用的铁素体晶向，从而导致杨氏模量降低。而且合金成本增加。因此，优选所包含的Ni量不超过1.0％。

Mo：0.1～1.0％

Mo是通过使界面的移动性减小来提高淬火性的元素，在冷轧后退火步骤的冷却阶段中，其通过极大促进低温转变相的形成从而很大程度上有助于强度的提高。进一步的，其可以抑制加工奥氏体的重结晶，且促进了从非重结晶奥氏体向铁素体的转变以发展{113}<110>晶向，并在随后的冷轧和退火步骤中可提高杨氏模量。为了获得上述效果，优选所含的Mo量不低于0.1％。另一方面，当Mo含量超过1.0％时，上述效果达到饱和且合金成本提高，因此，优选所含的Mo量不超过1.0％。

B：0.0005～0.0030％

B是抑制奥氏体相转变为铁素体相以提高淬火性的元素，在冷轧后退火步骤的冷却阶段中，其通过极大促进低温转变相的形成从而在很大程度上有助于强度的提高。进一步的，其可以抑制加工奥氏体的重结晶，且促进了从非重结晶奥氏体向铁素体的转变以发展{113}<110>晶向，并在随后的冷轧和退火步骤中可提高杨氏模量。为了获得上述效果，优选所含的B量不低于0.0005％。另一方面，当B的含量超过0.0030％时，则热轧过程中的变形阻力增强导致提高了轧制负荷且在制造中存在困难，因此，优选所含的B量不超过0.0030％。

Cu：0.1～2.0％

Cu是提高淬火性的元素，在冷轧后退火步骤的冷却阶段中，其通过极大促进低温转变相的形成从而在很大程度上有助于强度的提高。为获得上述效果，优选所含的Cu量不小于0.1％。另一方面，当Cu含量超过2.0％时，则热延展性降低且在热轧过程中诱发伴有裂纹的表面缺陷且Cu的淬火效果饱和，因此优选的含Cu量不超过2.0％。

限制本发明所述的组织的原因将描述如下：

在本发明的薄钢板中要求具有组织，所述组织包含作为主相的铁素体相并具有面积比不低于1％的马氏体相。

在此所用术语“作为主相的铁素体相”意味着铁素体相所占的面积比不低于50％。

由于铁素体相应变较少，对提高杨氏模量有利，具有优良的延展性以及良好的可加工性有利，因此要求组织中以铁素体相作为主相。

而且，为了使钢板的抗拉强度不低于590MPa，要求在作为主相的铁素体相之外的部分或所谓的第二相中形成作为硬质相的低温转变相，从而得到复合相。此时，在该组织中特别存在处于低温转变相中的硬质马氏体相这一特点是有益的，因为为获得所需的抗拉强度水平的第二相占小部分而铁素体则占大部分，由此可提高杨氏模量且并进一步提高可加工性。因此，要求马氏体相不低于整个组织面积的1％。为了获得不低于700MPa的强度，优选马氏体相的面积比不低于16％。

本发明所述的钢板组织优选为包含铁素体相和马氏体相的组织，但存在其他面积比不超过10％、优选不超过5％的非铁素体相和马氏体相的相如贝氏体相、残余奥氏体相、珠光体相、渗碳体相等等也没有问题。即，铁素体和马氏体相的面积比之和优选不低于90％，更优选不低于95％。

下面解释为获得本发明所述的高刚度高强度薄钢板而限定的制造条件的原因以及优选的制造条件。

本发明制造方法所用钢的起始物料的组成与上述钢板的组成相同，因此在此对限定起始物料的原因不作描述。

可通过连续进行热轧步骤、冷轧步骤和退火步骤以制造本发明所述的薄钢板，该热轧步骤是将与钢板组成相同的钢起始物料进行热轧以获得热轧板，冷轧步骤为将酸洗后的热轧板进行冷轧以获得冷轧板，退火步骤为由该冷轧板获得重结晶和复合组织。

(热轧步骤)

精轧：低于950℃的总压下率不低于30％，且在800～900℃时结束轧制。

在热轧步骤的精轧中，在较低温度下进行轧制以发展具有{112}<111>结晶取向的非重结晶奥氏体组织，且{112}<111>非重结晶奥氏体可以在随后的冷却阶段中转变为铁素体以发展{113}<110>的铁素体晶向。在随后冷轧和退火步骤中的组织形成中，这一晶向有利地起到了提高杨氏模量的作用。为了获得上述效果，要求950℃以下(总压下率)的总压下率不低于30％，另外在900℃以下结束精轧。另一方面，当精轧的最终温度低于800℃时，由于变形阻力的增加轧制负荷显著增加，此时在制造中存在难度。因此，要求精轧的最终温度不低于800℃。

卷取温度：不高于650℃

当精轧后的卷取温度超过650℃时，则Ti的碳氮化物粗大且在冷轧后退火步骤的升温阶段中对抑制铁素体重结晶的效果变弱，且很难将非重结晶铁素体转变为奥氏体。其结果是，在均热后的冷却阶段中转变的低温转变相的晶向得不到控制，且由具有此类应力的低温转变相而极大降低了杨氏模量。因此，要求精轧后的卷取温度不高于650℃。此外，当卷取温度过低，将产生大量的硬质低温转变相且在随后的冷轧中负荷增加而导致在制造中存在难度，因此，优选卷取温度不低于400℃。

(冷轧步骤)

在酸洗后在压下率不低于50％下进行冷轧。

热轧步骤后，进行酸洗以去除形成于钢板表面上的结垢。可以采用普通的方法进行酸洗。然后进行冷轧。通过进行压下率不低于50％的冷轧，可以将热轧钢板上发展的{113}<110>晶向转变为能有效提高杨氏模量的{112}<110>晶向。因此，由于通过冷轧发展了{112}<110>晶向，在随后的退火步骤后组织中铁素体的{112}<110>晶向得到增强，并进一步在低温转变相中发展了{112}<110>晶向，由此可以提高杨氏模量。为了获得上述效果，要求在冷轧中的压下率不低于50％。

(退火步骤)

从500℃至均热温度的升温速率为：1～30℃/秒，均热温度：780～900℃。

在本发明中，在退火步骤中升温速率是一重要工艺条件。在退火步骤中，在升温至两相区的均热温度或780～900℃的均热温度期间，具有{112}<110>晶向的铁素体的重结晶得到促进，同时一部分具有{112}<110>晶向的铁素体晶粒以非重结晶态到达两相区，由此可以促进具有{112}<110>晶向的非重结晶铁素体的转变。因此，当奥氏体在均热后的冷却中转变为铁素体时，通过促进具有{112}<110>晶向的铁素体晶粒的生长可以提高杨氏模量。此外，当通过产生低温转变相提高强度时，由具有{112}<110>晶向铁素体转变而来的奥氏体在冷却过程中会再次转变，因此对于低温转变相的结晶取向也可发展{112}<110>晶向。通过发展铁素体相的{112}<110>晶向可以提高杨氏模量，同时在极大影响杨氏模量降低的低温转变相的取向中{112}<110>晶向特别得到发展，因此在形成低温转变相时，伴随低温转变相的形成而致的杨氏模量降低可被抑制。当由非重结晶铁素体转变为奥氏体，同时在升温阶段促进铁素体的重结晶时，从500℃升温至780～900℃均热温度的平均升温速率要求为1～30℃/秒，该平均升温速率对重结晶行为具有极大影响。同样，均热温度为780～900℃的原因是由于如下事实，当均热温度低于780℃时残留有未重结晶的组织，而当均热温度高于900℃时，奥氏体的产生量增大，且难以发展对提高杨氏模量有利的具有{112}<110>晶向的铁素体。

此外，均热时间没有特变的限制，但是优选不低于30秒以形成奥氏体，与此同时，由于时间过长将使生产效率降低，因此优选不超过300秒。

均热后冷却至500℃的冷却速率为：不低于5℃/秒

均热后的冷却阶段中，要求形成包含马氏体的低温转变相以提高强度。因此，要求均热后均冷却至500℃的平均冷却速率不低于5℃/秒。

在本发明中，首先熔融具有根据目标强度水平的化学组成的钢。熔融方法可以适当采用普通的转炉工艺、电炉工艺等等。将熔融的钢浇铸成钢坯，然后直接进行热轧或冷却和加热后再进行热轧。在热轧中的上述精轧条件下精轧后，在上述卷取温度下卷取钢板然后进行普通酸洗和冷轧。对于退火，其是在上述条件下升温，并在均热后冷却，可在获得目标低温转变相的范围内提高冷却速率。其后，对该冷轧钢板进行过度时效处理，或在制造镀锌钢板的情况下将其通过热浸锌，或进一步在制造合金化镀锌钢板的情况下，可进一步再加热至高于500℃以进行合金化处理。

实施例

对本发明给出如下实施例进行描述但不作为本发明的限制。

首先，将具有如表1所示化学组成的钢A在实验室的真空熔融炉中熔融，然后冷却至室温从而制得钢锭(钢原料)

表1

钢种	化学组成										备注
												C	Si	Mn	P	S	Al	N	Ti	Ti*	SC
	A	0.06	0.2	2.5	0.02	0.001	0.03	0.002	0.12	0.11												0.03	适合钢

(注)Ti^*＝Ti-(47.9/14)×N-(47.9/32.1)×S

SC＝C-(12/47.9)×Ti^*

然后，在实验室中顺序进行热轧、酸洗、冷轧和退火。其基本制造条件如下：将钢锭在1250℃下加热1小时后，在950℃以下压下率为40％的条件下进行热轧且终轧温度为860℃(对应于精轧的最终温度)以获得4.0mm厚度的热轧板。然后按如下方式模拟卷取条件(对应于600℃的卷取温度)：在热轧钢板达到600℃后，在600℃的炉内保持1小时，然后在该炉内冷却。对由此而得的热轧钢板酸洗，然后在压下率为60％的条件下冷轧至1.6mm的厚度。然后，将冷轧钢板的温度以平均10℃/秒的升温速率升至500℃，然后进一步以平均5℃/秒的升温速率由500℃升至820℃的均热温度。接着，在820℃下均热180秒，其后以平均冷却速率10℃/秒冷却至500℃，进一步在500℃温度下保持80秒，然后将该钢板于空气中冷却。

在本实验中，在以上述制造条件作为基本条件下，进一步对下述条件进行个别改变。即，除了以下个别条件的改变外，其余均在基本条件下进行本实验：950℃以下的总压下率改为20～60％，热精轧的最终温改为800～920℃，卷取温度改为500～670℃，冷轧的压下率为40～75％，以及在退火过程中从500℃升温至均热温度(820℃)的平均升温速率为0.5～35℃/秒。

从退火后的样品中以垂直于轧制方向作为纵向切取10mm×120mm的试样，通过机械抛光和化学抛光以去除应变将该试样精整至0.8mm厚度，然后采用横向振动型内摩擦测定装置测定该样品的共振频率以计算杨氏模量。对于进行0.5％硬化冷轧后的板，则以垂直于轧制方向的方向切取JIS No.5的拉伸试验样本，然后进行拉伸试验。此外，经过硝酸乙醇浸蚀液(Nital)腐蚀后，通过扫描电子显微镜(SEM)观察截面组织从而判断组织的类型，且拍摄3张30μm×30μm视野区域的照片，然后通过影像处理来测定铁素体相和马氏体相的面积比，从而确定各相的平均值作为各相的面积比(分率)。

结果，在根据本发明制造方法的实验中，在基本条件下的机械性能的值是，杨氏模量E：242GPa，TS：780MPa，E1：23％，铁素体相分率：67％，马氏体相分率：28％，这清楚的表明该薄钢板具有优良的强度-延展性平衡以及高杨氏模量。

此外，该组织除了铁素体相和马氏体相外，其余为贝氏体相、残余奥氏体相、珠光体相以及渗碳体相中的任一种。

然后，基于以上试验结果参考附图对制造条件和杨氏模量之间的关系进行描述。即使在任意实验条件下，抗拉强度均为730～820MPa，且铁素体相的分率为55～80％，马氏体相的分率为17～38％，且其余组织为贝氏体相、残余奥氏体相、珠光体相以及渗碳体相中的任一种。

图1所示为950℃以下总压下率分别对杨氏模量的影响。当总压下率是处于本发明可接受范围的不低于30％时，杨氏模量则为不低于230GPa的优良值。

图2所示为热精轧的最终温度对杨氏模量的影响。当最终温度为处于本发明可接受范围的不高于900℃时，杨氏模量则为不低于230GPa的优良值。

图3所示为卷取温度对杨氏模量的影响。当卷取温度为处于本发明可接受范围的不高于650℃时，杨氏模量为不低于230GPa的优良值。

图4所示为冷轧的压下率对杨氏模量的影响。当压下率为处于本发明可接受范围的不低于50％时，杨氏模量为不低于230GPa的优良值。

图5所示为退火过程中从500℃升温至820℃均热温度的平均升温速率对杨氏模量的影响。当升温速率为处于本发明可接受范围的1～30℃/秒时，杨氏模量为不低于230GPa的优良值。

此外，将具有表2所示化学组成的钢B-Z以及AA-AI在实验室真空熔融炉中熔融然后冷却至室温，用于制造钢锭(钢原料)。其后，在表3所示的条件下分别顺序进行热轧、酸洗、冷轧和退火。将钢锭在1250℃下加热1小时后，在不同的轧制温度下热轧以获得4.0mm厚度的热轧板。然后，在处于卷取温度的熔炉内保持1小时，随后在炉内冷却，从而模拟目标卷取温度后的卷取条件。以不同的压下率将热轧钢板酸洗、冷轧至0.8～1.6mm的厚度，然后以10℃/秒的平均升温速率升温至500℃并进一步以表3所示的平均升温速率升温至目标均热温度。在均热温度下均热180秒后，以表3所示不同的平均冷却速率进行冷却，且钢板在500℃下保持80秒然后于空气中冷却至室温。

表4示出了通过上述试验获得的特性。此时，该组织除了铁素体相和马氏体相外，其余的为贝氏体相、残余奥氏体相、珠光体相以及渗碳体相中的任一种。

表2

钢种	化学组成(质量％)									Ti*	SC	备注
													C	Si	Mn	P	S	Al	N	Ti	其他组成
	B	0.02	0.20	2.5	0.02	0.001	0.02	0.003	0.06													-	0.05	0.01	适合钢
C										0.04	0.01	3.0	0.01	0.002	0.03	0.002	0.03	-	0.02	0.03	适合钢
	D	0.01	0.20	2.5	0.02	0.001	0.03	0.003	0.05													-	0.04	0.00	比较钢
E										0.11	0.20	2.5	0.02	0.002	0.04	0.004	0.15	-	0.13	0.08	比较钢
	F	0.07	0.20	2.5	0.02	0.002	0.04	0.004	0.05													-	0.03	0.06	比较钢
G										0.06	0.50	2.0	0.03	0.001	0.05	0.005	0.10	-	0.08	0.04	适合钢
	H	0.06	1.50	3.5	0.03	0.001	0.05	0.005	0.15													-	0.13	0.03	适合钢
1										0.06	0.20	1.5	0.03	0.001	0.05	0.005	0.15	-	0.13	0.03	适合钢
	J	0.06	0.20	1.4	0.03	0.001	0.05	0.002	0.15													-	0.14	0.02	适合钢
K										0.06	0.30	3.6	0.03	0.001	0.05	0.001	0.12	-	0.12	0.03	比较钢
	L	0.05	0.20	2.5	0.03	0.002	0.10	0.002	0.10													-	0.09	0.03	适合钢
M										0.04	0.30	2.0	0.01	0.003	0.50	0.003	0.08	-	0.07	0.02	适合钢
	N	0.04	0.50	3.0	0.01	0.001	1.50	0.001	0.09													-	0.09	0.02	适合钢
O										0.05	0.10	2.5	0.01	0.001	0.03	0.006	0.03	-	0.01	0.05	适合钢
	P	0.05	0.10	2.5	0.01	0.001	0.03	0.001	0.02													-	0.02	0.05	适合钢
Q										0.06	0.20	2.5	0.02	0.001	0.03	0.002	0.05	Nb：0.03	0.04	0.05	适合钢
	R	0.06	0.20	2.5	0.02	0.001	0.03	0.002	0.05													Nb：0.03.V：0.10	0.04	0.02	适合钢
S										0.04	0.01	3.0	0.02	0.002	0.02	0.002	0.08	Cr：0.3	0.07	0.02	适合钢
	T	0.08	0.03	2.0	0.01	0.002	0.03	0.003	0.15													Ni：0.2	0.14	0.05	适合钢
U										0.05	0.20	1.5	0.02	0.001	0.03	0.003	0.12	Mo：0.2	0.11	0.02	适合钢
	V	0.04	0.30	2.8	0.03	0.001	0.02	0.003	0.08													Cu：0.3	0.07	0.02	适合钢
W										0.06	0.20	2.5	0.02	0.001	0.03	0.002	0.13	B：0.0010	0.12	0.03	适合钢
	X	0.05	0.20	2.5	0.01	0.001	0.02	0.003	0.10													Nb：0.03，Mo：0.15	0.09	0.02	适合钢
Y										0.06	0.30	2.4	0.01	0.002	0.02	0.001	0.05	Cr：0.2，Ni：0.2	0.04	0.05	适合钢
	Z	0.05	0.20	2.4	0.02	0.001	0.02	0.002	0.04													Nb：0.04，Mo：0.15，B：0.0010	0.03	0.04	适合钢

AA	0.07	0.20	2.9	0.02	0.001	0.02	0.003	0.05	Nb：0.02，V：0.05，Cr：0.1，Ni：0.02，Mo：0.2，Cu：0.3，B：0.0015	0.04	0.05	适合钢
													AB	0.11	0.01	1.7	0.01	0.001	0.02	0.001	0.23	-	0.23	0.05	适合钢
AC	0.14	0.20	1.8	0.01	0.001	0.03	0.001	0.40	-	0.40	0.04	适合钢
													AD	0.16	0.01	2.0	0.02	0.001	0.03	0.001	0.07	-	0.07	0.14	比较钢
AE	0.05	0.02	1.1	0.01	0.001	0.03	0.001	0.08	-	0.08	0.03	适合钢
													AF	0.05	0.03	0.9	0.01	0.001	0.02	0.001	0.05	-	0.05	0.04	比较钢
AG	0.06	0.03	2.0	0.01	0.001	0.04	0.001	0.03	Nb：0.01	0.03	0.05	适合钢
													AH	0.07	0.20	1.8	0.01	0.001	0.03	0.001	0.07	Nb：0.01	0.07	0.05	适合钢
AI	0.05	0.01	2.0	0.02	0.001	0.03	0.002	0.01	-	0.00	0.05	比较钢

注：Ti^*＝Ti-(47.9/14)×N-(47.9/32.1)×S

    SC＝C-(12/47.9)×Ti^*-(12/92.9)×Nb-(12/50.9)×V

表3

钢种	热轧条件			冷轧条件	退火条件			备注
									950℃以下的总压下率(％)	精轧的最终温度(℃)	卷取温度(℃)	压下率(％)	从500℃起的升温速率(℃/秒)	均热温度(℃)	冷却至500℃的冷却速率(℃/秒)
	B	50	830	550	65	10	840									15	发明例
C								45	840	500	70	15	800	20	发明例
	D	50	850	530	70	8	800									25	比较例
E								45	870	600	60	10	810	20	比较例
	F	50	850	550	65	10	820									10	比较例
G								35	880	650	70	10	800	20	发明例
	H	45	860	540	75	10	860									15	发明例
I								50	830	550	70	10	870	30	发明例
	J	50	830	550	70	10	870									30	发明例
K								55	800	500	60	12	810	15	比较例
	L	40	870	550	70	10	870									20	发明例
M								45	880	540	75	30	870	25	发明例
	N	45	890	550	70	15	880									20	发明例
O								50	830	550	65	10	820	15	发明例
	P	50	820	500	75	10	830									10	发明例
Q								40	850	550	60	10	820	15	发明例
	R	40	850	550	60	10	820									15	发明例
S								50	840	570	80	25	840	30	发明例
	T	30	870	600	60	10	835									12	发明例
U								40	850	580	65	15	840	10	发明例
	V	45	845	550	65	15	820									17	发明例
W								35	860	600	60	15	830	10	发明例
	X	30	840	550	65	10	860									15	发明例
Y								40	850	570	65	15	840	10	发明例
	Z	40	860	600	60	10	840									15	发明例
AA								30	870	630	60	10	845	13	发明例
	AB	35	850	650	60	10	830									10	发明例
AC								45	870	630	55	10	840	10	发明例
	AD	40	860	600	60	10	860									15	比较例
AE								40	840	600	65	15	860	10	发明例
	AF	30	820	600	60	10	850									10	比较例
AG								35	840	550	50	10	810	10	发明例
	AH	35	860	580	50	10	830									15	发明例
AI								40	870	600	60	10	840	10	比较例

表4

钢种	钢组织		机械性能			备注
							马氏体相分率(％)	铁素体相分率(％)	TS(MPa)	El(％)	E(GPa)
	B	5	93	610	30							251	发明例
C						11	87	680	25	245	发明例
	D	0	100	540	33							252	比较例
E						70	30	1200	11	218	比较例
	F	45	55	1030	15							222	比较例
G						35	61	830	20	243	发明例
	H	25	73	850	18							245	发明例
I						20	80	760	24	243	发明例
	J	15	85	740	25							235	发明例
K						40	60	850	18	225	比较例
	L	25	70	760	22							243	发明例
M						22	72	700	20	245	发明例
	N	20	75	750	21							245	发明例
O						30	65	800	21	234	发明例
	P	35	60	810	20							233	发明例
Q						35	65	820	20	245	发明例
	R	25	72	780	22							247	发明例
S						25	75	760	23	245	发明例
	T	35	65	890	18							242	发明例
U						26	71	790	23	243	发明例
	V	19	81	750	25							245	发明例
W						30	70	900	17	243	发明例
	X	30	68	890	17							248	发明例
Y						40	60	920	16	243	发明例
	Z	35	65	980	15							245	发明例
AA						45	55	1030	14	243	发明例
	AB	30	65	920	16							235	发明例
AC						25	70	940	15	231	发明例
	AD	70	25	1100	11							210	比较例
AE						5	90	630	30	230	发明例
	AF	2	96	570	33							223	比较例
AG						20	80	780	19	233	发明例
	AH	25	70	780	20							238	发明例
AI						20	75	750	20	208	比较例

在钢D中，C含量低至0.01％，且马氏体的分率为0％，且TS比本发明可接受的范围更小。在钢E中，未固定为碳化物(SC)的C含量高达0.08％且铁素体相的分率低至30％，且杨氏模量比本发明可接受的范围更小。在钢F中，SC高达0.06％，且杨氏模量比本发明可接受的范围更小。在钢K中，Mn含量高达3.6％，且杨氏模量比本发明可接受的范围更小。在钢AD中，C含量高达0.16％且SC高达0.14％，而铁素体相的分率低至25％，且杨氏模量比本发明可接受的范围更小。在钢AF种，Mn含量低至0.9％，且TS和杨氏模量比本发明可接受的范围更小。在钢AI中，Ti的含量低至0.01％且Ti^*的含量低至0.00％，且杨氏模量比本发明可接受的范围更小。

至于其他钢种，所有的条款均在本发明可接受的范围内，且TS和杨氏模量也满足本发明可接受的范围。

产业适用性

根据本发明可提供抗拉强度不小于590MPa，且杨氏模量不小于230GPa的高刚度高强度薄钢板。

Claims (6)

1.高刚度高强度薄钢板，其以质量％计包括C：0.02～0.15％，Si：不超过1.5％，Mn：1.0～3.5％，P：不超过0.05％，S：不超过0.01％，Al：不超过1.5％，N：不超过0.01％，以及Ti：0.02～0.50％，条件是C、N、S和Ti的含量满足下式(1)和(2)的关系：

Ti^*＝Ti-(47.9/14)×N-(47.9/32.1)×S≥0.01     (1)

0.01≤C-(12/47.9)×Ti^*≤0.05                  (2)

其余基本上为铁和不可避免的杂质，且该钢板的组织包含作为主相的铁素体相并具有面积比不小于1％的马氏体相，而且具有不低于590MPa的抗拉强度和不低于230GPa的杨氏模量。

2.如权利要求1所述的高刚度高强度薄钢板，除了上述组成外，其以质量％计进一步包含Nb：0.005～0.04％以及V：0.01～0.20％中的一种或两种，并满足上述式(1)与下式(3)代替式(2)的关系：

0.01≤C-(12/47.9)×Ti^*-(12/92.9)×Nb-(12/50.9)×V≤0.05   (3)。

3.如权利要求1或2所述的高刚度高强度薄钢板，除了上述组成外，其以质量％计进一步包含Cr：0.1～1.0％，Ni：0.1～1.0％，Mo：0.1～1.0％，Cu：0.1～2.0％以及B：0.0005～0.0030％中的一种或多种。

4.制造高刚度高强度薄钢板的方法，其包括，在950℃以下的总压下率不低于30％的条件下，将钢的起始物料进行热轧步骤，并在800～900℃结束精轧，在650℃以下卷取该热轧钢板，酸洗，以不低于50％的压下率进行冷轧，由500℃以1～30℃/秒的升温速率升温至780～900℃进行均热，然后以不低于5℃/秒的冷却速率冷却至500℃进行退火，

所述钢的起始物料以质量％计包含C：0.02～0.15％，Si：不超过1.5％，Mn：1.0～3.5％，P：不超过0.05％，S：不超过0.01％，Al：不超过1.5％，N：不超过0.01％，以及Ti：0.02～0.50％，条件是C、N、S和Ti的含量满足下式(1)和(2)的关系：

Ti^*＝Ti-(47.9/14)×N-(47.9/32.1)×S≥0.01      (1)

0.01≤C-(12/47.9)×Ti^*≤0.05                   (2)。

5.如权利要求4所述的制造高钢性高强度薄钢板的方法，其中钢的起始物料除上述组成外，以质量％计进一步包含Nb：0.005％～0.04％和V：0.01～0.20％中的一种或两种，并满足上述式(1)和代替式(2)的下式(3)的关系：

0.01≤C-(12/47.9)×Ti^*-(12/92.9)×Nb-(12/50.9)×V≤0.05   (3)。

6.如权利要求4或5所述的制造高钢性高强度薄钢板的方法，其中钢的起始物料除上述组成外，以质量％计进一步包含Cr：0.1～1.0％，Ni：0.1～1.0％，Mo：0.1～1.0％，Cu：0.1～2.0％以及B：0.0005～0.0030％中的一种或多种。

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