本发明涉及高杨氏模量钢板及其制造方法。背景技术
铁的杨氏模量与晶体取向之间的关系非常密切，例如，<111>方向的
杨氏模量较理想的为超过280GPa， <110〉方向的杨氏模量约为220GPa。另一方面，<100〉方向的杨氏模量为130GPa左右，杨氏模量根据晶体取向的不同而发生变化。此外，钢材的晶体取向没有朝向特定取向的定向的情况、即集合组织为无规的钢板的杨氏模量约为205GPa。
迄今为止，关于控制集合组织而使相对于轧制方向为直角的方向（称为宽度方向）的杨氏模量提高的钢板，已提出多种技术。此外，关于同时提高钢板的轧制方向和宽度方向的杨氏模量的技术，例如在日本特开平4-147917号公报中提出了除向一定方向的轧制外还实施与其为直角方向的轧制的厚钢板的制造方法。这种在中途改变轧制方向的方法能在厚钢板的轧制工序中较简单地进行。
但是，即使在制造厚钢板的情况下，根据钢板的宽度和长度的不同，有时也不得不使轧制方向恒定。此外，特别是在薄钢板的情况下，由于多采用通过将钢片连续轧制来制成钢带的连续热轧工艺来制造，因此中途改变轧制方向的技术并不现实。而且，通过连续热轧工艺制造的薄钢板的宽度最大也就2m左右。因此，例如为了在建材等超过2m的长部件中使用杨氏模量高的钢板，必须提高轧制方向的杨氏模量。
针对这种要求，本发明的部分发明人提出了向钢板的表层部赋予剪切应变来提高表层部的轧制方向的杨氏模量的方法（例如日本特开2005-273001号公报、国际公开06-011503号、日本特开2007-46146号公报、日本特开2007-146275号公报）。
利用这些专利文献中提出的方法得到的钢板是在表层部使提高轧制方向的杨氏模量的集合组织发达的钢板。因此，这些钢板的表层部的杨氏模
量高，用振动法测定的杨氏模量显示出超过230GPa的高数值。
作为杨氏模量的测定方法之一的振动法是如下的测定方法：其一边使频率改变一边赋予钢板弯曲变形，求出发生共振的频率，将该频率换算成杨氏模量。用这种方法测定的杨氏模量也称为动态杨氏模量，其是在弯曲变形时得到的杨氏模量，弯矩大的表层部的贡献大。
但是，例如，当对长形的梁或柱等建材以及作为汽车的结构部件的支柱或构件等长形的框架部件施加负荷时，作用于其上的应力为拉伸应力和压縮应力，而非弯曲应力。此外，对于汽车的结构部件，从碰撞安全性的观点出发，要求在受到压縮变形时具有高的冲击吸收能。因此，为了提高作为部件的冲击吸收能，必须确保相对于拉伸应力和压縮应力的刚性。针对这种要求，提高部件的长度方向的相对于拉伸应力和压縮应力的杨氏模量的方法很有效。
因此，对于这样的拉伸应力和压縮应力起作用的部件的杨氏模量，提高用静态拉伸法而非振动法测定的杨氏模量即静态杨氏模量极为重要。静态杨氏模量是根据在进行了拉伸试验后得到的应力-应变曲线的弹性变形区域中的斜率求出的杨氏模量，是仅由杨氏模量高的层和低的层的厚度比决定的材料整体的杨氏模量。
为了提高轧制方向的静态杨氏模量，必须控制从表层向板厚方向的较深部位的集合组织。另外，更优选控制从表层到板厚中心部的总板厚的集合组织。
但是，在采用上述专利文献中提出的方法中，在轧制时很难将剪切应变导入到板厚的中央部。此外，根据成分或制造条件的不同，在板厚中心部的集合组织中，使轧制方向的杨氏模量下降的取向有可能发达。
因此，用振动法测定的杨氏模量虽然能高达230GPa，但用静态拉伸法测定的杨氏模量不一定高。即，不存在用静态拉伸法测定的轧制方向的杨氏模量为220GPa以上的钢板。

本发明提供在用于建材或汽车部件等长形部件时长度方向的用静态拉伸法测定的杨氏模量为220GPa以上的轧制方向的杨氏模量高的高杨氏模量钢板及其制造方法。
但是，晶体取向通常由{hkl} 〈uvw〉来表示，{hkl}表示板面取向，〈uvw〉表示轧制方向的方向。因此，为了在轧制方向得到高杨氏模量，必须进行控制使轧制方向的取向〈uvw〉尽量与杨氏模量高的方向 一致。
本发明者基于此原理进行了研究以得到用静态拉伸法测定的轧制方向的杨氏模量为220GPa以上的高杨氏模量钢板。
其结果新发现如下内容：为了提高轧制方向的静态杨氏模量，添加Nb并使其含有规定量的Ti和N来抑制奥氏体相（以下称为y相）的再结晶的方法很重要，若进一步复合添加B，则效果显著，此外，在热轧时，由轧制温度和轧辊的进入侧及送出侧的板厚以及轧辊的直径求得的形状比很重要，通过将它们控制在合适的范围内，钢板表面被赋予了剪切应变的层的厚度增加，并且在从表面向板厚方向的距离为板厚的l/6的部位（称为1/6板厚部）的附近所形成的集合组织被最适化。
此外，在对受到热加工的y相的变形行为有影响的层错能与相变后的集合组织之间存在关联，并对从表层到1/6板厚部及板厚方向的中央部（称为1/2板厚部）附近的集合组织有影响。因此，为了在表层和板厚中央部双方中获得使轧制方向的杨氏模量提高的取向得到发达的集合组织，使对y相的层错能有影响的Mn、 Mo、 W、 Ni、 Cu、 Cr的关系最适化很重要。
本发明是基于上述发现而完成的发明，其主要技术内容如下所述。(1) 一种高杨氏模量钢板，其特征在于，按质量。/。计含有C: 0.005〜0.200%、 Si: 2.50%以下、Mm 0.10〜3,00%、 P: 0.150%以下、S: 0.0150%以下、Al: 0.150%以下、N: 0.0100°/。以下、Nb: 0.005〜0.100%、 Ti: 0.002〜0.150%，且满足下述（式1)，余量由Fe和不可避免的杂质组成，从钢板表面向板厚方向的距离为板厚的1/6的位置的{100} 〈001〉取向的X射线随机强度比与{110} <001>取向的乂射线随机强度比之和为5以下，{110} <111>〜{110} <112>取向组的X射线随机强度比的最大值与{211} <111>取向的又射线随机强度比之和为5以上。
Ti一48 / 14XN》0細5 (式1)
这里，Ti、 N为各元素的含量[质量M]。(2) 根据上述（1)所述的高杨氏模量钢板，其特征在于，满足下述(式2)。
4《3.2Mn+9.6Mo+4.7W+6.2Ni+18.6Cu+0.7Cr《10 (式2)这里，Mn、 Mo、 W、 Ni、 Cu、 Cr为各元素的含量[质量％]。
(3) 根据上述（1)或（2)所述的高杨氏模量钢板，其特征在于，按质量。/。计含有Mo: 0.01〜1.00%、 Cr: 0.01〜3.00%、 W: 0.01〜3.00%、 Cu:0.01〜3.00%、 Ni: 0.01〜3.00%中的1种或2种以上。
(4) 根据上述（1)〜（3)中任一项所述的高杨氏模量钢板，其特征在于，按质量。/。计含有B: 0.0005〜0.0100%。
(5) 根据上述（1)〜（4)中任一项所述的高杨氏模量钢板，其特征在于，按质量。/o计含有Ca: 0.0005〜0.1000%、 Rem: 0.0005〜0.1000%、 V:0.001〜0.100%中的1种或2种以上。
(6) 根据上述（1)〜（5)中任一项所述的高杨氏模量钢板，其特征在于，钢板的板厚方向的中央部的{332} 〈113〉取向的X射线随机强度比（A)为15以下，{225} 〈110〉取向的X射线随机强度比（B)为5以上，且满足（A) / (B)《1.00。
(7) 根据上述（1)〜（6)中任一项所述的高杨氏模量钢板，其特征在于，钢板的板厚方向的中央部的{332} 〈113〉取向的X射线随机强度比（A)为15以下，{001} 〈110〉取向的X射线随机强度比和{112} <110〉取向的X射线随机强度比的单纯平均值（C)为5以上，且满足（A)/ (C)《1.10。
(8) 根据上述（1)〜（7)中任一项所述的高杨氏模量钢板，其特征在于，用静态拉伸法测定的轧制方向的杨氏模量为220GPa以上。
(9) 一种热浸镀锌钢板，其特征在于，对上述（1)〜（8)中任一项所述的高杨氏模量钢板实施热浸镀锌而成。
(10) —种合金化热浸镀锌钢板，其特征在于，对上述（1)〜（8)中任一项所述的高杨氏模量钢板实施合金化热浸镀锌而成。
(11 )一种高杨氏模量钢板的制造方法，其特征在于，对具有上述（1 )〜(5)中任一项所述的化学成分的钢片实施下述热轧：将110(TC以下、至最终道次为止的压下率设为40%以上，将用下述（式3)求得的形状比X为2.3以上的轧制设为2道次以上，将最终道次的温度设为Ar3相变点以上且900'C以下；并在700。C以下巻取。
形状比X二ld/hm (式3)
这里，ld (轧辊与钢板的接触弧长）:V" (Lx (hin-h。ut) /2); ld: (hin +h。ut) /2; L:轧辊的直径；hin:轧辊进入侧的板厚；h。ut:轧辊送出侧的板厚。
(12)根据上述（11)所述的高杨氏模量钢板的制造方法，其特征在
于，以使由下述（式5)计算的有效应变量s *为0.4以上的方式进行热轧。
1=八 i 乂
(式5)
这里，n为热精轧的轧制机架数，Sj是第j个机架施加的应变，Sn是第
n个机架施加的应变，ti是第i个机架至第i+l个机架之间的移动时间[s]， Ti由气体常数R ( = 1.987)和第i个机架的轧制温度Tj[K诉下述（式6)来计算。
t i = 8. 46 x 10 —9 exp
43800
、R x Ti J (式6)
(13) 根据上述（11)或（12)所述的高杨氏模量钢板的制造方法，其特征在于，将热轧的至少1道次以上的异步速比(ratio of differentialperipheral speed)设为1%以上。
(14) 一种热浸镀锌钢板的制造方法，其特征在于，对用上述（11)〜(13)中任一项所述的方法制造的钢板表面实施热浸镀锌。
(15) —种合金化热浸镀锌钢板的制造方法，其特征在于，对上述(11)〜（13)中任一项所述的方法制造的钢板表面实施热浸镀锌后，在
450〜600"C的温度范围内进行10秒以上的热处理。
根据如上所述的本发明，能得到用静态拉伸法测定的轧制方向的静态杨氏模量提高了的高杨氏模量钢板。
附图说明
图1是表示本发明的式2的值与轧制方向的静态杨式模量的关系的图。图2是表示欧拉角4>2二45°截面的晶体取向分布函数（ODF)与主要取向的图。具体实施方式
当在钢板的板厚方向集合组织发生变化，表层与板厚方向的中央部的集合组织不同时，在拉伸变形和弯曲变形中刚性即杨氏模量未必一致。这是因为，拉伸变形的刚性是受钢板的板厚整体的集合组织影响的特性，弯曲变形的刚性是受钢板的表层部的集合组织影响的特性。
本发明是使从表面向板厚方向的距离为板厚1/6的部位为止的集合组织最适化、提高了轧制方向的杨氏模量的钢板。
因此，对轧制方向的杨氏模量有贡献的集合组织至少发达到比1/8板厚部更深的位置即1/6板厚部为止。通过使提高了轧制方向的杨氏模量的区域的厚度增加，不仅是对于弯曲变形，对于拉伸变形和压縮变形的杨氏模量也能提高。
此外，为了使剪切应变不仅导入到表层，还到达1/6板厚部，本发明的钢板通过将由1道次的热轧前后的钢板板厚和轧辊的直径决定的形状比提高来制造得到。
本发明的钢板在至少从表层至1/6板厚部的部位使提高轧制方向的杨氏模量的取向聚集，抑制使杨氏模量下降的取向的聚集，不仅是表层，而且到1/6板厚部为止的轧制方向的静态杨氏模量也很高，拉伸变形中的刚性高。由于在从表层至1/6板厚部的部位使提高轧制方向的杨氏模量的取向聚集，从而抑制了使杨氏模量下降的取向。
具体来说，本发明的钢板的1/6板厚部的{100} 〈001〉取向的X射线随机强度比与{110} <001>取向的乂射线随机强度比之和为5以下，{110} <111>〜{110} <112>取向组的X射线随机强度比的最大值与{112} 〈111〉取向的X射线随机强度比之和为5以上。本发明的钢板通过在热轧中向从钢板表层到至少l/6板厚部为止的部位施加剪切力而得到。为了使热轧的剪切力作用至钢板的1/6板厚部为止，本发明者发现热轧的所有道次数中的至少2个道次必须满足下式规定的形状比X为2.3以上。
形状比X如下述（式3)所示，其是轧辊与钢板的接触弧长与平均板厚之比。本发明者最新发现：该形状比X的值越大，剪切力作用于钢板的板厚方向的更深的部位。
形状比X-ld/hm (式3)这里，ld (轧辊与钢板的接触弧长）:V" (LX (hin — h。ut) /2); ld: (hin+ hoUt) /2; L:轧辊的直径；hin:轧辊进入侧的板厚；h。ut:轧辊送出侧的板厚。
当由上述（式3)求得的形状比X为2.3以上的道次数为1道次时，
剪切应变未被导入到1/6板厚部为止。因此，导入了剪切应变的层（称作剪切层）的厚度不足，1/6板厚部附近的集合组织也劣化，用静态拉伸法测定的杨氏模量下降。因此，形状比X为2.3以上的道次数必须为2道次以上。
该道次数越多越好，可以使所有道次的形状比X为2.3以上。为了增加剪切层的厚度，形状比X的值也越大越好，优选为2.5以上，更优选为3.0以上。
此外，若在高温下进行形状比X为2.3以上的轧制，则有时因其后的再结晶会使提高杨氏模量的集合组织被破坏。因此，对形状比X为2.3以上的道次数进行了限定的轧制必须在110(tc下进行。
另外，当在110(tc以下进行轧制时，使轧制方向的杨氏模量下降的{100} <001>取向和{110} <001>取向的发达因在更高温度下导入剪切应变而变得显著。因此，为了抑制这些取向的聚集，优选抑制高温下的轧制的形状比。另一方面，使轧制方向的杨氏模量提高的{110} <111>〜{110} <112>取向组和{211} <111〉取向的发达因在更低温度下导入剪切应变而变得显著。因此，轧制温度越低，形状比的效果越显著，因此优选在接近最后的轧制机架上实施形状比X为2.3以上的轧制。
为了使从表面到板厚中心为止的所有集合组织最适化，进一步优选限定成分而将通过热轧的加热所生成的奥氏体相（称为y相）的层错能控制在最适范围内，在剪切变形深入的条件下进行轧制。由此，能抑制在板厚中心部发达的使杨氏模量下降的取向，能提高板厚整体的静态杨氏模量。
目前已知层错能的不同对具有面心立方结构的Y相的加工集合组织有较大影响。此外，在热轧中接受y相的加工后进行冷却而向铁素体相（称为a相）进行相变时，a相向与相变前的Y相的晶体取向有一定取向关系的取向发生铁素体相变。这就是所谓的变体（variant)选择现象。
本发明者发现：由通过热轧导入的应变的种类引起的集合组织的变化会受到7相层错能的影响。即，在被导入剪切应变的表层与被导入压縮应变的中心层中，集合组织根据Y相层错能而变化。
例如，若层错能升高，则在钢板表层部的使轧制方向的杨氏模量成为最高的取向即{110} <111>取向的聚集度变高，在板厚中心部的使轧制方向的杨氏模量下降的{332} <113〉取向发达。另一方面，若层错能下降，则从表层到l/6板厚部的{110} <111>取向的聚集度没有提高，特别是1/6板厚部附近的降低杨氏模量的取向即{100} <001〉和{110} <001>易发达。相对于此，若层错能下降，则在板厚中心部中，相对于轧制方向的杨氏模量比较有利的取向即{225} <110>取向、{001} <110〉取向和{112} <110〉取向发达。
因此，为了提高板厚的表层和中心部双方的静态杨氏模量，必须将Y相的层错能控制在适度的范围内，具体来说，优选满足下述（式2)。4《3.2Mn+9.6Mo+4.7W+6.2Ni + 18.6Cu+0.7Cr《10 (式2)这里，Mn、 Mo、 W、 Ni、 Cu、 Cr为各元素的含量[质量％]。上述（式2)是基于将各元素对含有y相的奥氏体类不锈钢的层错能的影响数偟化后的式子，是经本发明者的试验和进一步的研究而修正后的式子。具体来说，在以0.03%C-0.1%Si-0.5%Mn-0.01%P-0.0012%S-0.036%Al-0.010XNb-0.015XTi-0.0012XB-0.0015XN为基本成分组成、对Mn量、Cr、 W、 Cu、 M添加量迸行各种改变的情况下，对轧制方向的静态杨氏模量进行了调査。
关于热轧，将最终道次的温度设为Ar3相变点以上且90(TC以下，将从110(TC至最终道次为止的压下率设为40%以上，将形状比为2.3以上的轧制进行2道次以上。另外，Ar3相变温度通过下述（式4)算出。
Ar产901—325XC+33XSi+287XP+40XAl—92X (Mn+Mo+Cu)一46X (Cr+Ni) (式4)
这里，C、 Si、 P、 Al、 Mn、 Mo、 Cu、 Cr、 Ni是各元素的含量[质量%]，含量为杂质程度时按0计算。此外，轧制后，为了模拟700'C以下的巻取，进行在650'C下保持2个小时的热处理。
以轧制方向为长度方向从钢板取得JISZ2201的13号试验片，赋予相当于各钢板的屈服强度的l/2的拉伸应力，测定静态杨氏模量。测定5次，将在根据应力-应变曲线图的斜率算出的杨氏模量中除去最大值和最小值后的3个测定值的平均值作为用静态拉伸法测定的杨氏模量。
结果如图l所示。由此可知，本发明者发现这个关系式的值在4以上且10以下的情况下，可以得到超过220GPa的高的轧制方向的静态杨氏模量，相对于此，关系式的值如低于4或高于10时，静态杨氏模量显著降低。
下面对本发明的钢板的X射线随机强度比和杨氏模量进行说明
1/6的板厚部的{100} <001>取向的乂射线随机强度比与{110) <001〉取向的X射线随机强度比之和：
{100} <001〉取向和{110} <001〉取向是显著降低轧制方向的杨氏模量的取向。当用振动法测定钢板的杨氏模量时，最表层的集合组织的影响大，板厚方向的内部的集合组织的影响小。但是，当用静态拉伸法测定钢板的杨氏模量时，不仅表层，板厚方向的内部的集合组织也有影响。
为了提高用拉伸法测定的杨氏模量，必须至少提高从表层到1/6板厚部的杨氏模量。因此，为了提高用拉伸法测定的轧制方向的杨氏模量，必须使1/6板厚部的{100} 〈001〉取向的X射线随机强度比与{110} <001〉取向的X射线随机强度比之和为5以下。从该观点出发，更优选为3以下。
另外，当仅对钢板的表层赋予剪切应变时，{100}<001>取向和{110}<001〉取向易在1/6板厚部的附近发达。另一方面，若使剪切应变导入至1/6板厚部的附近，则在该部位的{100} <001>取向和{110} <001>取向的发达被抑制，以下说明的{110} <111〉〜{110} <112>取向组和{211} <111〉取向会发达。
1/6板厚部的{110} <111〉〜{110} 〈112〉取向组的X射线随机强度比的最大值与{211} <111>取向的乂射线随机强度比之和：
它们是用于提高轧制方向的杨氏模量的有效的晶体取向，通过在热轧时导入的剪切应变而发达。】/6板厚部的{110} <111>〜{110} <112>取向组的X射线随机强度比的最大值与{211} <111>取向的乂射线随机
13强度比之和为5以上意味着从钢板的表面到1/6板厚部为止使轧制方向的杨氏模量提高的集合组织发达。由此，用拉伸法测定的轧制方向的静态杨氏模量为220GPa以上。1/6板厚部的{110} <111〉〜{110} <112〉取向组的X射线随机强度比的最大值与{211} <111>取向的乂射线随机强度比之和优选为10以上，更优选为12以上。
关于{100} <001>取向、{110} <001〉取向、{110} <111〉〜{110}<112〉取向组以及{211} 〈111〉取向的X射线随机强度比，由晶体取向分布函数（Orientation Distribution Function,称为ODF)来求算即可，所述晶体取向分布函数是以用X射线衍射测定的{110}、 {100}、 {211 }、 {310}极点图中的多个极点图为基础通过级数展开法来计算得到的，表示三维集合组织。
另外，X射线随机强度比是指，在相同条件下用X射线衍射法等测定不具有朝向特定取向的聚集的标准样品和供试材料的X射线强度，将得到的供试材料的X射线强度除以标准样品的X射线强度而得到的数值。
图2中所示的是显示本发明的晶体取向的4>2 =45°的截面的00?。图2是通过晶体取向分布函数来表示三维集合组织的Bunge的表示，欧拉角<}> 2为45°，用晶体取向分布函数的欧拉角4M、①来表示特定的晶体取向（hkl)[uvw]。如图2的0=90°的轴上的点所示，{110} <111〉〜{110} <112〉取向组严格来讲是指0=90°、 41 =35.26〜54.74°的范围。但是，有时会因试验片加工或样品的设置而产生测定误差，因此{110} <111>〜{110}<112>取向组的X射线随机强度比的最大值为图中的斜线部分所示的d)=85〜卯°、 c^二35〜55。的范围内的最大的X射线随机强度比。
基于同样的理由，在三维集合组织的62=45°的截面中，以图2的点所示的位置为中心，{211} <111〉取向用4>i=85〜90°、 0=30〜400的范围内的最大值代表该取向的强度比，{100} <001〉取向用ch=40〜50°、0>=0〜5°的范围内的最大值代表该取向的强度比，{110} <001〉取向用4M =85〜90°、 。 = 85〜90°的范围内的最大值代表该取向的强度比。
这里，晶体的取向通常用[hkl]或{hkl}来表示与板面垂直的取向，用（uvw)或〈uvw〉来表示与轧制方向平行的取向。{hkl}、 〈uvw〉是等价的面的总称，[hkl]、 （uvw)指各个结晶面。艮P，在本发明中，由于以体心立方结构（body-centered cubic,称为b.c.c.结构）为对象，因此例如（lll)、 (-111)、 （l画ll)、 （ll陽l)、 （-l画ll)、（画ll-l)、 （1-1-1)、（画l-l-l)面是等价 的，没有区别。此时，将这些取向总称为{111}。
另夕卜，ODF也用于表示对称性低的晶体结构的取向，因此一般用 =0〜360°、 o=0〜180°、 4>2=0〜360°来表示，各取向用[hkl] (uvw) 来表示。但是，在本发明中，由于以对称性高的b.c.c.结构为对象，因此对 于①和4)2，用0〜90。的范围来表示。此外，根据在进行计算时是否考 虑变形引起的对称性，其范围会发生变化，但是，在本发明中，考虑对称 性，选择用4M二0〜90。来表示的方式，即选择将4m二0〜360。中的同一取 向的平均值表示成0〜90°的ODF的方式。此时，[hkl] (uvw)与{hkU 〈uvw〉同义。因此，例如图2所示的4)2二45。截面的ODF的（110)[1-11] 的X射线随机强度比是{110} <111>取向的乂射线随机强度比。
按如下方法来制作X射线衍射用样品。
利用机械研磨或化学研磨等将钢板研磨至板厚方向的规定的位置，利 用抛光研磨精加工成镜面后，利用电解研磨或化学研磨除去应变的同时， 将l/6板厚部调节成测定面。
另外，由于很难准确地使测定面成为1/6板厚部，因此只要使以目标 的位置为中心而相对于板厚为3%范围内为测定面来制作样品即可。此外， 当难以用X射线衍射进行测定时，也可以利用EBSP (Electron Back Scattering Pattern,电子背散射花样）法或ECP (Electron Channeling Pattern, 电子通道花样）法来进行统计学上足够数量的测定。
若抑制板厚方向的更深位置为止的UOO} <001〉取向以及{110} < 001>取向的发达，并使{110} <111〉〜{110} <112>取向组以及{211} <111>取向发达，则杨氏模量进一步提高。因此，通过使比l/6板厚部更 深位置为止、优选为1/4板厚部、更优选为1/3板厚部为止为与表层相同的 集合组织，使轧制方向的静态杨氏模量显著提高。
但是，如本发明所述，即使在从表层至比通常更深的位置导入剪切应 变，也不可能向板厚中心部导入剪切应变。因此，无法在1/2板厚部使得 与表层相同的集合组织发达，在板厚中心层，与表层不同的集合组织发达。
因此，为了进一步提高静态杨式模量，优选在从表层到1/6板厚部为止的集合组织之外，还将1/2板厚部的集合组织也改善成对轧制方向的杨 氏模量有利的取向。
板厚中心部的{332} <113>取向的乂射线随机强度比（A)和{225} 〈110〉取向的X射线随机强度比（B)以及（A) / (B):
{332) <113>取向是在板厚中心部发达的代表性晶体取向，是使轧 制方向杨氏模量下降的取向，相对于此，{225} <110>取向是对轧制方向 的杨氏模量比较有利的取向。
因此，为了提高板厚中心部的轧制方向的静态杨氏模量，优选满足板 厚中心部的{332} 〈113〉取向的X射线随机强度比（A)为15以下、且 {225} <110〉取向的X射线随机强度比（B)为5以上。而且，优选使 轧制方向的杨氏模量下降的取向（A)小于等于使轧制方向的杨氏模量提高 的取向（B)，具体而言，使（A) / (B)为1.00以下。从此观点出发，进 一步优选使（A) / (B)为0.75以下，更优选为0.60以下。满足上述条件 时，还能使动态杨氏模量与静态杨氏模量之差为lOGPa以内。
板厚中心部的{001} <110〉取向和{112} 〈110〉取向的X射线随 机强度比的平均值（C)以及（A) / (C):
为了使轧制方向的静态杨氏模量为220GPa以上，优选抑制在板厚中 心部发达的轧制集合组织，使该部分的轧制方向的杨氏模量为超过215GPa 的值。
{001} <110〉取向和{112} <110〉取向是<110>方向与被称为a 纤维的轧制方向一致的代表性取向。该取向是对轧制方向的杨氏模量比较 有利的取向，为了提高板厚中心部的轧制方向的静态杨氏模量，优选满足 板厚中心部的{001} <110>取向和{112} <110>取向的乂射线随机强 度比的单纯平均值（C)为5以上。而且，还优选使轧制方向杨氏模量下降 的取向（A)小于等于使轧制方向的杨氏模量提高的取向（C)，具体而言， 使（A) / (C)为1.10以下。
1/2板厚部的X射线衍射用样品也与1/6板厚部的样品同样，通过研磨 除去应变，将1/2板厚部的3%的范围内调节成测定面来制作即可。另外， 当在板厚中心部发现偏析等异常现象时，只要在板厚的7/16〜9/16的范围 内避开偏析部分来制作样品即可。
16但是，与1/6板厚部同样，有时会因试验片加工或样品的设置等而产 生测定误差。因此，在图2所示的三维集合组织的4>2=45。的截面中，{001} <110〉取向和{225} <110〉取向分别用4h^0〜5。、 0>=0〜5°的范围和 4)j二0〜5。、 0二25〜35。的范围内的最大值作为各取向的强度比，{332} <113〉取向用4),二85〜卯。、O二60〜70。的范围内的最大值作为该取向的 强度比。此外，{112} <110>取向为（^=0〜5°、 O二30〜40。的范围。因 此，例如在4h二0〜5。中，0=30〜35°的范围内的最大值大于0=25〜30° 以及0>=35〜40。时，将{225} <110>取向的X射线随机强度比和{112} 〈110〉取向的X射线随机强度比评价为相同的数值。
当用静态拉伸法测定杨氏模量时，釆用JISZ 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。即，施加相对于屈服强度的 1/2的拉伸应力，根据得到的应力-应变曲线图的斜率，算出杨氏模量。为 了排除测定的偏差，用相同的试验片测定5次，将除去得到的结果中的最 大值和最小值后的3个测定值的平均值作为杨氏模量。
以下，进一步对本发明中限定钢组成的理由进行说明。
Nb是本发明中的重要元素，在热轧中，显著抑制加工Y相时的再结晶， 显著促进Y相的加工集合组织的形成。从此观点出发，Nb必须添加0.005% 以上。此外，优选添加0.010%以上，更优选添加0.015%以上。但是，若 Nb的添加量超过0.100%，则轧制方向的杨氏模量会下降，因此上限为 0.100%。通过添加Nb使轧制方向的杨氏模量下降的理由尚不确定，但是， 推测是因为Nb会影响Y相的层错能。从此观点出发，Nb的添加量优选为 0.080%以下，更优选0.060%以下。
Ti也是本发明中的重要元素。Ti在Y相高温区域形成氮化物，在热轧 中抑制加工Y相时的再结晶。此外，在添加了B的情况下，由于Ti的氮化 物的形成使BN的析出受到抑制，因而能确保固溶B。由此，对于杨氏模 量的提高而言优选的集合组织的发达得到促进。为了获得该效果，必须添 加0.002%以上的Ti。另一方面，若添加超过0.150%的Ti，则加工性显著 下降，因此将其作为上限。从此观点出发，优选为0.100%以下。更优选为 0.060%以下。
N是杂质，下限没有特殊限制，但是，若设定为不足0.0005%,则成本高，且无法获得相应的效果，因此优选为0.0005%以上。此外，N与Ti 形成氮化物，抑制Y相的再结晶，因此可以积极地添加，但由于其会降低B 的再结晶抑制效果，因此控制在0.0100%以下。从此观点出发，优选为 0.0050%以下，更优选为0.0020%以下。 此外，Ti和N必须满足下述（式l)。
Ti一48/ 14XN》0.0005 (式1)
由此，由TiN析出引起的Y相的再结晶抑制效果得以发挥，并且在添 加B的情况下能抑制BN的形成，对杨氏模量的提高而言优选的集合组织 的发达得到促进。
C是使强度增加的元素，必须添加0.005%以上。此外，从杨氏模量的 观点出发，优选使C量的下限为0.010。/。以上。这是因为，若C量下降至不 足0.010%,则AT3相变温度会上升，低温下的热轧变得困难，杨氏模量有 时会下降。此外，为了抑制焊接部的疲劳特性的劣化，优选为0.020%以上。 另一方面，若C量超过0.200%，则成形性会劣化，因此将上限定为0.200%。 另外，若C量超过0.100%，则有时会有损焊接性，因此C量优选为0.100% 以下。此夕卜，若C量超过0.060%，则轧制方向的杨氏模量有时会下降，因 此更优选为0.060%以下。
Si为脱氧元素，下限没有规定，但是，若不足0.001%，则制造成本高。 另外，Si是通过固溶强化来使强度增加的元素，对于得到含有马氏体或贝 氏体以及残留奥氏体等的组织也是有效的。因此可以根据目标的强度水平 来积极添加，但是，若添加量超过2.50%，则加压成形性会下降，因此以 2.50%为上限。另夕卜，若Si量多，则化学处理性会下降，因此优选为1.20% 以下。此外，在实施热浸镀锌的情况下，有时会产生镀覆密合性下降、合 金化反应的延迟导致的生产率下降等问题，因此Si量优选为1.00%以下。 从杨氏模量的观点出发，Si量进一步优选为0.60%以下，更优选为0.30% 以下。
Mn是本发明中的重要元素。Mn是在热轧时加热至高温时使从Y相相 变成铁素体相的温度即Ar3相变点下降的元素，通过添加Mn， y相只在低 温下稳定，能使精轧温度下降。要获得此效果，必须添加0.10。/。以上的Mn。 此外，如后所述，Mn与Y相的层错能相关，对y相的加工集合组织形成及相变时的变体选择有影响，具有在相变后发达使轧制方向的杨氏模量提高 的晶体取向、反之抑制使杨氏模量降低的取向的形成的效果。从此观点出
发，优选添加1.00%以上的Mn，更优选添加1.20%以上的Mn，最优选添 加1.50%以上。另一方面，若Mn的添加量超过3.00。/。，则轧制方向的静态 杨氏模量会下降。此外，由于强度提高，延展性下降，因此将Mn量的上 限定为3.00%。此夕卜，若Mn量超过2.00%，则会阻碍锌镀覆的密合性，从 轧制方向的杨氏模量的观点出发，Mn量优选为2.00。/。以下。
P是杂质，但是，在需要增加强度的情况下，可积极地添加。此外，P 还具有将热轧组织细微化而提高加工性的效果。但是，若添加量超过 0.150%,则点焊接后的疲劳强度会下降，屈服强度增加，在加压时引起表 面形状不良。而且，在连续热浸镀锌时合金化反应极慢，生产率下降。另 夕卜，2次加工性也会下降。因此，将其上限定为0.15%。
S为杂质，若超过0.0150%，则会引起热裂，或使加工性下降，因此将 其作为上限。
Al为脱氧调制剂，下限没有特殊限制，但是，从脱氧的观点出发，优 选为0.010%以上。另一方面，A1能显著提高相变点，因此若添加超过0.150% 的A1，则低温下的Y区域轧制变得困难，因此将上限定为0.150%。
为了提高板厚表层和中心部两者的静态杨氏模量，优选满足下述（式2)。
4《3.2Mn+9.6Mo+4.7W+6.2Ni+18.6Cu+0.7Cr《10 (式2) 这里，Mn、 Mo、 W、 Ni、 Cu、 Cr为各元素的含量[质量％]。另外，当
Mo、 W、 Ni、 Cu、 Cr的添加量不足优选的下限值时，作为0来计算上述（式
2)的关系式。
若满足上述（式2)，则在钢板的表层的剪切层或板厚的中心部附近聚 集使轧制方向的杨氏模量提高的取向，抑制使轧制方向的杨氏模量下降的 取向的聚集。另外，当上述（式2)超过10时，使轧制方向的杨氏模量下 降的{332} <113>取向易发达，提高轧制方向的杨氏模量的{225} <110 〉取向或{001} <110〉取向以及{112} <110>取向的发达存在被抑制 的倾向。
此外，若添加Mn以及根据需要添加的Mo、 W、 Ni、 Cu、 Cr中的1
19种或2种使上述（式2)的关系式的数值优选为4.5以上，更优选为5.5以 上，则能进一步提高轧制方向的杨氏模量。但是，若不满足（式2),关系 式的值超过IO，则机械性质下降的同时，板厚中心部的集合组织劣化，轧 制方向的静态杨氏模量有时会下降，因此优选使关系式的值为IO以下。从 此观点出发，进一步优选为8以下。
Mo、 Cr、 W、 Cu、 Ni是对热轧时的Y相的层错能有影响的元素，优选 其中的一种或两种以上分别添加0.01%以上。另外，当Mo、 Cr、 W、 Cu、 Ni中的一种或两种以上与Mn复合添加时，发现具有如下效果：会影响加 工集合组织的形成，在从表层到1/6板厚部中使提高轧制方向的杨氏模量 的晶体取向即{110} <111>以及{211} <111〉发达，抑制使杨氏模量 降低的取向即{100} <001>以及{110} <001〉形成。
此外，优选以满足上述（式2)的方式将Mo、 Cr、 W、 Cu、 Ni中的 一种或两种以上与Mn复合添加。这可以在板厚中心部抑制使轧制方向的 杨氏模量下降的{332} <113〉取向的聚集，能够提高使得轧制方向的杨 氏模量增加的取向即{225} <110〉取向、{001} <110>取向及{112} <110〉取向的聚集。特别是由于Mo和Cu在上述（式2)中的系数高， 即使微量增加也会发挥提高杨氏模量的效果，因此更优选添加Mo和Cu中 的一者或两者。另外，Cr是一种提高淬火性而有助于提高强度、对耐腐蚀 性的提高也有效果的元素，优选添加0.02%。
另一方面，由于添加Mo，强度上升，有时会有损加工性，因此优选将 Mo的添加量的上限定为1.00%。此夕卜，从成本的观点出发，优选添加0.50% 以下的Mo。另外，关于Cr、 W、 Cu、 Ni中的一种或两种以上的上限，从 加工性的观点出发，优选为3.00%。另外，关于W、 Cu、 Ni更优选的上限， 各自按质量％计为1.40%、 0.35%、 1.00%。
B是一种通过与Nb复合添加来显著抑制再结晶的同时在固溶状态下 提高淬火性的元素，认为其对从奥氏体向铁素体转化时的晶体取向的变体 选择性有影响。因此，在促进使杨氏模量提高的取向即{110} <111〉〜 {110} <112>取向组发达的同时，抑制使杨氏模量降低的取向即{100} <001〉取向和{110} <001>取向的发达。从这个观点出发，优选添加 0.0005%以上。另一方面，由于即使B的添加量超过0.0100。/。也不会更有效果，因此将其上限定为0.0100%。此外，若B的添加量超过0.005%，则加 工性有时会劣化，因此其添加量优选为0.0050%以下，更优选为0.0030%以 下。
Ca、 Rem及V由于具有提高机械强度、改善材质的效果，因此根据需 要，优选含有一种或两种以上。
当Ca和Rem的添加量不足0.0005%、 V的添加量不足0.001%时，有 时得不到足够的效果。另一方面，若Ca和Rem的添加量超过0.1000%、 V 的添加量超过0.100%，则有时会损坏延展性。因此，Ca、 Rem和V分别 优选在0.0005%〜0.1000%、 0.0005%〜0.1000%及0.001%〜0.100%的范围 内添加。
下面，对制造条件的限定理由进行说明。
将钥通过常规方法熔融，铸造，得到供热轧使用的钢片。这种钢片可 以是将钢块铸造或轧制得到的钢片，但从生产率的观点出发，优选通过连 续铸造来制造钢片。另外，还可以用薄板坯连铸机等来制造。
此外，通常，钢片在铸造后冷却，为了进行热轧而再度加热。此时， 进行热轧时的钢片的加热温度优选为110(TC以上。这是因为，若钢片的加 热温度不足1100'C，贝lj很难使热轧的结束温度达到Ai3相变点以上。为了 高效并均匀地加热钢片，优选使加热温度为115(TC以上。加热温度没有规 定上限，但是，若加热超过1300'C，则钢板的晶体粒径会变得粗大，有时 会有损加工性。此外，将熔融的钢铸造后，可采用立即进行热轧的连续铸 造-直接轧制（CC-DR)这样的工艺。
在本发明钢板的制造中，在110(TC以下热轧是很重要的条件，关于形 状比的规定，如上所述。另外，轧辊的直径是在室温下测定的直径，无需 考虑热轧中的扁平。各轧辊的进入侧与送出侧的板厚可以使用放射线等当 场测定，也可根据轧制负重，考虑变形阻力等通过计算来求得。此外，对 于超过110(TC的温度下的热轧也没有特别规定，可适当进行。也就是说， 对于钢片的粗轧没有特别的规定，按常规方法进行即可。
在热轧中，将1100'C以下、至最终道次为止的压下率设为40%以上。 这是因为，在超过IIO(TC下即使进行热轧，加工后的组织再结晶，也得不 到提高在1/6板厚部的{110} <111〉〜{110} 〈112〉取向组的X射线随机强度比的效果。
IIOO'C以下、至最终道次为止的压下率是将由110(TC的钢板的板厚与 经过最终道次后的钢板的板厚之差除以110(TC的钢板的板厚得到的值以百 分率表示的数值。
若该压下率不足40%，则在1/6板厚部，使轧制方向的杨氏模量提高 的集合组织未充分发达。另外，使该压下率为40%以上，有利于在1/2板 厚部增加使轧制方向的杨氏模量提高的集合组织，因此优选。为了提高在 1/6板厚部和1/2板厚部的轧制方向的杨氏模量，优选使该压下率为50%以 上。特别是为了提高1/2板厚部的轧制方向的杨氏模量，优选提高在更低 温度下的压下率。
另外，在上述（式2)的值较高的情况下，若提高压下率，则虽然会 在1/2板厚部促进使轧制方向的杨氏模量提高的取向即{225}<110>取向、 {001} <110>取向和{112} <110>取向的发达，但使轧制方向的杨氏 模量下降的{332} <113〉取向也存在容易发达的倾向。
压下率的上限没有特别地设定，但是，当1100'C以下、至最终道次为 止的压下率超过95%时，只会增加轧制机的负荷，且使集合组织产生变化， 杨氏模量开始下降，因此优选为95%以下。从此观点出发，更优选为90% 以下。
将热轧的最终道次的温度设为A&相变点以上。这是因为，如果在不 足Ar3相变点的温度下轧制，则在l/6板厚部，对于轧制方向和宽度方向的 杨氏模量不利的{110} <001〉集合组织会发达。若热轧的最终道次的温 度超过90(TC，则很难使有利于提高轧制方向的杨氏模量的集合组织发达， 1/6板厚部中的{110} <111>〜{110} <112>取向组的乂射线随机强度 比下降。为了提高轧制方向的杨氏模量，优选降低最终道次的轧制温度， 以在AT3相变点以上为前提，优选在85(TC以下，更优选在80(TC以下。
另外，由下述（式4)来计算Ai3相变温度即可。
Ar3=901—325XC+33XSi+287XP+40XAl—92X (Mn+Mo+Cu) —46X (Cr+Ni) (式4)
这里，C、 Si、 P、 Al、 Mn、 Mo、 Cu、 Cr、 Ni是各元素的含量[质量 %]，含量为杂质程度时按O计算。热轧结束后，必须在700。C以下巻取。这是因为，若在700。C以上巻取， 则会在之后的冷却中再结晶，有破坏集合组织使杨氏模量下降的可能性。 从此观点出发，优选为65(TC以下，更优选为600'C以下。巻取温度的下限 没有特别的限定，但在室温以下巻取没有特殊的效果，只会提高设备的负 荷，因此以室温为下限。
从钢板表层到至少1/6板厚部为止，为了有效果地导入剪切应变，更 优选使由下述（式5)计算的有效应变量£*为0.4以上。
这里，n为热精轧的轧制机架数，Sj是第j个机架施加的应变，8„是第
n个机架施加的应变，ti是第i个机架至第i+l个机架之间的移动时间[s]， Ti 由气体常数R ( = 1.987)和第i个机架的轧制温度Ti[K]用下述（式6)来 计算。
有效应变量^是指考虑了热轧时的位错的回复的累计应变量的指标， 若将其定为0.4以上，则可确保更有效地将应变导入至剪切层。有效应变量 ^越高，剪切层的厚度越厚，有助于提高杨氏模量的集合组织发达，因此 优选为0.5以上，更优选为0.6以上。
当有效应变量£*在0.4以上时，为了有效地将应变导入至剪切层，优 选使轧辊与钢板的摩擦系数超过0.2。摩擦系数可以通过控制轧制负重、轧 制速度、润滑剂的种类、用量来进行调整。
在实施热轧时，优选实施1道次以上的轧辊的异步速比为1%以上的异 步轧制。若实施上下轧辊的有周速差的异步轧制，则剪切应变导入表层附 近，促进集合组织的形成，因此与不实施异步轧制的情况相比，杨氏模量 提高。这里，本发明的异步速比是指将上下轧辊的周速差除以低周速侧的 辊的周速而得到的以百分率表示的值。此外，本发明的异步轧制的上下辊 的周速无论哪个较大，在提高杨氏模量的效果方面没有特别的差异。
为了提高杨氏模量，异步轧制的异步速比越大越好。因此，与1%以上
n-1 n-1 「 t
(式5)相比，异歩速比优选为5%以上，更优选实施异步速比为10%以上的异步速 比轧制，但目前很难使异步速比达到50%以上。
此外，异步轧制的道次数的上限没有特别的规定，但是，从被导入的 剪切应变的累计的观点出发，异步轧制的道次越多，得到的杨氏模量提高 效果越大，可以使110(TC以下的轧制的所有道次均为异步轧制。通常，热 精轧的道次数有8道次左右。
用上述方法制造的热轧钢板，根据需要可以进行酸洗，然后在线或离 线实施压下率为10%以下的调质轧制。此外，根据用途，还可以实施热浸 镀锌或合金化热浸镀锌。锌镀层的组成没有特别的限定，除锌以外还可以 根据需要添加Fe、 Al、 Mn、 Cr、 Mg、 Pb、 Sn、 Ni等。另外，调质轧制可 在镀锌、合金化处理之后进行。
合金化处理在45(TC〜60(TC的范围内进行。若不足45(TC，则合金化 不能充分进行，此外，若在60(TC以上，则合金化过度，镀层脆化，从而诱 发因加压等加工而使得镀层剥离等问题。合金化处理的时间为IO秒以上。 若不足10秒，则不能充分进行合金化。合金化处理的时间的上限没有特别 的规定，但是，通常由于采用设置在连续线上的热处理设备来进行，因此 若超过30O0秒，则会损害生产率，或者还由于需要设备投资，因此制造成 本提高。
此外，在合金化处理之前，根据制造设备的构成，可在AC3相变温度
以下实施退火。若在该温度区域以下的温度下，由于集合组织几乎没有变 化，因此可能会抑制杨氏模量的降低。
实施例 (实施例1)
将具有表1所示组成（余量为Fe和不可避免的杂质）的钢熔融来制造 钢片，将钢片加热，进行热粗轧，然后在表2和表3 (续表2)所示的条件 下进行精轧。精轧的机架总共由6段构成，辊径为650〜830mm。此外， 最终道次后的精轧板厚为1.6mm〜10mm。而且，在表2和表3中，SRT[。C] 为钢片的加热温度，FT['C]为轧制的最终道次后即精轧送出侧的温度， CTTC]为巻取温度。压下率是IIO(TC下的板厚与精轧板厚之差除以IIO(TC下的板厚而得到的值，以百分率来表示。形状比一栏中表示各道次的形状
比的值。形状比一栏中所示的"一"表示该道次的轧制温度超过IIO(TC。另 夕卜，在形状比的合格与否一栏中，各道次的形状比的至少2个以上超过2.3 时表示为O，未超过时表示为X。
另夕卜，表1的空栏表示没有特意添加该元素（表IO也同样）。此外， 表1的式1是利用Ti和N的含量[质量％]计算得到的下述（式1)的左 边的值。
Ti一48/ 14XN》0.0005 (式1)
表l的钢No.W和Y是未添加Ti的比较例，式l的栏中表示为"一"。 此夕卜，表1的式2是利用Mn、 Mo、 W、 Ni、 Cu、 Cr各元素的含量[质
量％]计算得到的下述（式2)的左边的值。
3.2Mn+9.6Mo+4.7W+6.2Ni+18.6Cu+0.7Cr》4 (式2)
Mn、 Mo、 W、 Ni、 Cu、 Cr的含量为杂质程度时，例如当表l的Mo、
W、 Ni、 Cu、 Cr为空栏时，作为O来计算上述（式2)的左边。
此外，表1〜3所示的AT3是由下述（式4)计算的Ar3相变温度。 Ar3=901—325XC+33XSi+287XP+40XAl—92X (Mn+Mo+Cu)
—46X (Cr+Ni) (式4) 这里，C、 Si、 P、 Al、 Mn、 Mo、 Cu、 Cr、 Ni是指各元素的含量[质
量％]，含量为杂质程度时按O计算。
从得到的钢板制取JIS Z 2201的拉伸试验片，根据JIS Z 2241来进行
拉伸试验，测定拉伸强度。用静态拉伸法和振动法这两个方法来测定杨氏模量。
当用静态拉伸法测定杨氏模量时，采用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。测定5次，将根据应力-应变 曲线图的斜率算出的杨氏模量中除去最大值和最小值后的3个测定值的平 均值作为用静态拉伸法测定的杨氏模量，将其作为静态杨氏模量。
振动法采用根据JIS Z 2280的常温下的横向共振法。6P,将样品在不 固定的条件下加以振动，逐渐改变起振机的振动频率，测定一次共振振动 频率，根据该振动频率，通过计算来求出杨氏模量，将其作为动态杨氏模 量。此夕卜，用如下方法来测定钢板的1/6板厚部的{100} <001>及{110} <001>取向以及{110} <111〉〜{110} <112〉取向组以及{211} <111 〉取向的X射线随机强度比。首先，将钢板进行机械研磨和抛光研磨后， 进一步进行电解研磨来除去应变，釆用将1/6板厚部调节成测定面的样品， 进行X射线衍射。另外，在同样的条件下进行不具有朝向特定取向的聚集 的标准样品的X射线衍射。然后，以通过X射线衍射得到的{ 110}、 { 100}、 {211.)、 {310}极点图为基础用级数展开法得到ODF。由该ODF求UOO) <001>及{110} <001>取向以及{110} <111〉〜{110} <112>取向 组的X射线随机强度比。
关于钢板的1/2板厚部的{332} <113〉取向以及{225} <110>取向 的X射线随机强度比，与1/6板厚部的样品同样，釆用将1/2板厚部调节 成测定面的样品，进行X射线衍射，由ODF来求出。
此外，这些钢板中，将在热轧结束后实施了热浸镀锌的情况表示为"熔 融"，将在52(TC下实施15秒合金化热浸镀锌的情况表示为"合金"。
结果如表4和表5 (续表4)所示。另外，杨氏模量一栏中RD表示轧 制方向（Rolling Direction), TD表示与轧制方向呈直角的方向即宽度方向 (Transverse Direction )。
表4和表5表明，将具有本发明的化学成分的钢在适当的条件下进行 热轧时，轧制方向、轧制直角方向中的任一方向上用静态拉伸法测定的杨 氏模量均可超过220GPa。特别是在同时满足板厚中心层的集合组织的条件 时，用静态拉伸法测定的杨氏模量高，且与振动法的差异变小。
另外，钢No.N是（式2)的值在优选范围外、1/2板厚部的集合组织 略有劣化、静态杨氏模量与动态杨氏模量之差变大、轧制方向的静态杨氏 模量略有下降的例子。
另一方面，制造No.43〜48是采用化学成分为本发明的范围之外的钢 No.U〜Z的比较例。
制造No.43是采用过量地含有Nb的钢No.U的例子，1/6板厚部的{ 100} <001〉取向与{110} 〈001〉取向的X射线随机强度比之和变大，{110} <111〉〜{110} <112〉取向组的X射线随机强度比的最大值与{211} 〈111〉取向的X射线随机强度比之和下降，而且，1/2板厚部的{332} <113〉取向的X射线随机强度比（A)与{225} <110>取向的乂射线随机 强度比（B)之比（A)/(B)也略有下降，轧制方向的杨氏模量下降。U00} <001〉与{110} 〈001〉取向的X射线随机强度比之和变大的原因尚不明 确，但是，认为是因为由于Nb的过量添加，导致在Y相的剪切加工集合组 织形成以及之后的从Y相向铁素体相的相变时的变体选择性产生变化。宽 度方向的杨氏模量如目前所知的那样，通过来自在板厚中心层发达的未再 结晶Y的轧制相变集合组织，可得到高值，但是，在本发明中，认为根据 同样的机制可得到宽度方向的高杨氏模量。
制造No.44是采用Mn量少的钢No.V的例子，轧制方向的杨氏模量下 降。这是因为伴随着Mn的下降，Ar3相变温度上升，其结果是变成Ar3相 变温度以下的热轧，UlO) <001〉取向的聚集度提高。
制造No.45是采用不含Ti的不满足（式l)的钢No.W的例子，另夕卜， (式2)的计算值也不足优选的下限值，1/6板厚部的{110}<111〉〜{110} <112>取向组的X射线强度比与{211} 〈111〉取向的X射线随机强度 比之和下降，车L制方向的杨氏模量下降。
制造No.46〜48是采用不满足（式1)的钢No.X、不含Ti且不满足（式 1)的钢No.Y、不含Nb的钢No.Z的例子，{110} <111>〜{110} <112 〉取向组的X射线随机强度比与{211} 〈111〉取向的X射线随机强度比 之和下降，轧制方向的杨氏模量下降。只有钢Z，宽度方向的杨氏模量也 同时下降，但是，推测其原因是由于在钢Z中几乎未添加抑制再结晶的元 素，因此板厚中心部的轧制相变集合组织的发达不充分。
此外，如作为钢No.C、 J的比较例的制造No.8、 24那样，若形状比为 2.3以上的道次少，则虽然用振动法能得到高杨氏模量，但用静态拉伸法测 定的杨氏模量无法超过220PGa。
作为钢No.B的比较例的制造No.5和作为钢No.G的比较例的制造 No.18的热轧的结束温度FT [°C]高，在1/6板厚部，有利于轧制方向的 杨氏模量提高的{110} <111>〜{110} <112>取向组的X射线随机强 度比与{211} <111>取向之和下降，在所有板厚方向上集合组织均未发 达，宽度方向的杨氏模量也下降。
作为钢No.K的比较例的制造No.27是如下的例子：巻取温度CT [°C]高，在1/6板厚部，有利于轧制方向的杨氏模量提高的{110}<111〉〜{110} <112>取向组的乂射线随机强度比与{211} <111>取向之和下降。
作为钢No.E的比较例的制造No.13是如下的例子：由于降低了钢片的 加热温度SRT["C]，因此热轧的结束温度FT [°C]低于Ar3相变温度，因 此在1/6板厚部，{100} <001>取向的乂射线随机强度比提高，轧制方向 和宽度方向的杨氏模量下降。
作为钢No.H的比较例的制造No.20是如下的例子：由于热轧的压下率 即1100。C以下的压下率低，因此{110} <111>〜{110} <112〉取向组 的X射线随机强度比与{211} <111〉取向之和下降，轧制方向和宽度方 向的杨氏模量下降。
作为钢No.N的比较例的制造No.35是如下的例子：由于热轧的IIO(TC 以下的压下率低，形状比为2.3以上的道次少，因此{110}<111>〜{110} <112〉取向组的X射线随机强度比下降，轧制方向和宽度方向的杨氏模量 下降。表ltable see original document page 29

(注）下划线为本发明的范围之外的条件。
式1 •• Ti—48 / 14xN 式2 : 3.2Mn+9.6Mo+4.7W+6.2Ni+18.6Cu+0.7Crtable see original document page 30
表3 (表2的续表）
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(注）下划线为本发明的范围之外的条件。表4
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(实施例2)
用表1所示的钢C和M，在表6所示的条件下进行热轧。表6所示的 制造No.50、 52及53是实施在共6段精轧机架的最后3段即4道次、5道 次以及6道次中异步速比不同的异步轧制的例子。另外，表6中未表示的 热轧条件均与实施例1相同。此外，与实施例1 一样，测定了拉伸特性、 1/6板厚部和1/2板厚部的集合组织、杨氏模量。结果如表7所示。
由此可知，将具有本发明的化学成分的钢在适合的条件下热轧时，若 加入1道次以上的1%以上的异步轧制，则可促进表层附近的集合组织的形 成，进一步提高杨氏模量。table see original document page 35
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1 *: {100}<001>取向的乂射线随机强度比与{110}<001>取向的乂射线随机强度比之和
2 *: {110}<111>〜{110}<112>取向组的乂射线随机强度比的最大值与{211}<111>取向的乂射线随机强度比之和(实施例3)
用表1所示的钢D和N，按表8所示那样改变有效应变量£ *来进行 热轧。另外，表8中未表示的热轧条件均与实施例1相同。此外，与实施 例1一样，测定了拉伸特性、1/6板厚部和1/2板厚部的集合组织、杨氏模 量。其结果如表9所示。
由此可知，将具有本发明的化学成分的钢在适当的条件下热轧时，若 有效应变量s *为0.4以上，则可促进表层附近的集合组织的形成，进一步 提高杨氏模量。表8
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(实施例4)
将具有表10所示的组成（余量是Fe和不可避免的杂质）的钢熔融， 制成钢片，将钢片加热，进行热粗轧，然后在表11所示的条件下进行精轧。 精轧的机架总共6段，辊径为700〜830mm。此外，最终道次后的精轧板 厚为1.6mm〜10mm。式1栏中的[一]表示未添加Ti的比较例。
与实施例1 一样，对得到的钢板测定拉伸强度和杨氏模量、钢板的1/6 板厚部的集合组织。此外，钢板的1/2板厚部的{332}<113〉取向及{001} <110〉取向和{112} <110>取向的乂射线随机强度比与1/6板厚部的样 品同样，采用将1/2板厚部调节成测定面的样品，进行X射线衍射，通过 ODF来求得。这些钢板中，当在热精轧结束后实施了热浸镀锌时，表述为 "熔融"，当在520'C下实施了 15秒合金化热浸镀锌时，表述为"合金"。
结果如表12所示。由表12可知，当具有本发明的化学成分的钢在适 当的条件下热轧时，轧制方向、轧制直角方向中任一方向上用静态拉伸法 测定的杨氏模量均能超过220GPa。特别是，在同时满足板厚中心层的集合 组织的条件的情况下，用静态拉伸法测定的杨氏模量高、且与振动法的差 异变小。
另一方面，制造No.78是采用Mn含量少的钢No.AL的例子，Ai3提高。 其结果是，变成AT3以下的热轧，{110} <001>取向的聚集度提高，轧制 方向的杨氏模量下降。此外，制造No.79和制造No.80是分别采用不含有 Ti的不满足（式1)的钢No.AO和不含有Nb的钢No.AP的例子，1/6板 厚部的{110}<111〉〜{110}<112>取向组的又射线随机强度比和{211} <111>取向的又射线随机强度比之和下降，轧制方向的杨氏模量下降。
此外，如作为钢No.AA、 AC及AE的比较例的制造No.61、 64及67 所示，若形状比在2.3以上的道次少，则虽然用振动法可得到高杨氏模量， 但用静态拉伸法得到的杨氏模量无法超过220GPa。此外，如作为钢No.AG 比较例的制造No.70所示，若形状比在2.3以上的道次少、压下率低，则用 振动法和静态拉伸法得到的杨氏模量低于220GPa。table see original document page 41
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表12
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(注）下划线为本发明的范围之外的条件。
1*: {100}<001>取向的乂射线随机强度比与{110}<001>取向的乂射线随机强度比之和
2*: {110}<111>〜{110}<112>取向组的乂射线随机强度比的最大值与{211}<111>取向的乂射线随机强度比之和 (A):(332KI13〉取向的X射线随机强度比
(C):{211 }<110>与{100}<110>的取向的X射线随机强度比的平均值(实施例5)
用表10所示的钢AA和AF，在表13所示的条件下进行热轧。表13 所示的制造No.82、 84及85是实施在共6段的精轧机架的最后3段即4道 次、5道次及6道次中异步速比不同的异步轧制。另外，表13中未表示的 热轧条件均与实施例4 一样。此外，与实施例4一样，测定了拉伸特性、 1/6板厚部和1/2板厚部的集合组织、杨氏模量。结果如表14所示。
由此可知道，将含有本发明的化学成分的钢在适当的条件下热轧时， 若施加l道次以上的1%以上的异步轧制，则可促进表层附近的集合组织的 形成，进一步提高杨氏模量。表D
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表14
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(实施例6)
用表10所示的钢AB和AG，按表15所示改变有效应变量s *进行热 轧。另外，表15中未表示的热轧条件均与实施例4一样。此外，与实施例 4一样，测定了拉伸特性、1/6板厚部和1/2板厚部的集合组织、杨氏模量。 结果如表16所示。
由此可知，将含有本发明的化学成分的钢在适当的条件下热轧时，若 有效应变量s *为0.4以上，则可促进表层附近的集合组织的形成，进一步 提高杨氏模量。table see original document page 48
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本发明的高杨氏模量钢板用于汽车、家电产品、建筑物等。此外，本 发明的高杨氏模量钢板包括不进行表面处理的狭义的热轧钢板和为了防锈 而实施了热浸镀锌、合金化热浸镀锌、电镀等表面处理的广义的热轧钢板。 表面处理包括铝类镀敷、在热轧钢板、各种镀敷钢板的表面形成或涂布有 机被膜或无机被膜、由它们组合而成的处理。
本发明的钢板由于具有高杨氏模量，因此与目前的钢板相比，板厚减 少，即能实现轻量化，有利于地球环境保护。此外，本发明的钢板由于形 状冷冻性也得到改善，因此便于作为高强度钢板应用于汽车用部件等加压 零件中。而且，将本发明的钢板成形、加工得到的部件在冲突能量吸收特 性上优异，因此还有助于提高汽车的安全性。

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