CN105189798A - 耐延迟断裂特性和低温韧性优异的高强度钢板、和使用其制造的高强度构件 - Google Patents

耐延迟断裂特性和低温韧性优异的高强度钢板、和使用其制造的高强度构件 Download PDF

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Abstract

一种高强度钢板，其包含以下化学成分：以质量％计，C：0.20～0.42％、Si：0.06～0.5％、Mn：0.2～2.2％、Cr：0.1～2.5％、B：0.0005～0.01％、O：0.0020～0.020％、Al：0.001～0.03％、Ti：0.001～0.05％、N：0.1％以下、P：0.03％以下、S：0.02％以下，剩余部分为Fe和不可避免的杂质，在钢中最大长度为1μm以上且5μm以下的Mn氧化物存在5×103个/mm2以上且1×105个/mm2以下，短轴方向长度为1μm以上、长轴方向长度为10μm以下的Mn与Si的复合氧化物存在1.7×102个/mm2以上且5×103个/mm2以下。

Description

耐延迟断裂特性和低温韧性优异的高强度钢板、和使用其制造的高强度构件
技术领域
本发明涉及例如适于热冲压法的高强度钢板，详细而言，涉及耐延迟断裂特性和低温韧性优异的高强度钢板。本申请要求基于2013年3月14日在日本申请的特愿2013-051953号的优先权，将其内容引入至此。
背景技术
一般来说，在汽车等运输设备的领域中，正积极地致力于使用高强度材料来减轻质量。近年来，在汽车领域中，伴随着确保冲撞安全性、搭载新的功能，车体质量有增加的倾向。标榜与车体质量的增加的一部分相抵消，稍稍提高燃料效率而削减二氧化碳的排出量，高强度钢板的用量正在着实地增加。
在这样的高强度钢板使用扩大的潮流中，成为大的障碍的是，提高钢板的强度时不可避免的、被称为“形状保持性的劣化”的现象突显。对于该现象，成型后的回弹量随着高强度化而增加，因此是难以得到目标的形状的总称。为了解决该问题，进行了对于低强度材料(形状保持性优异、或不成为问题的材料)不需要的加工工序的追加(例如，矫形锻压(restriking))，或者变更制品形状。
作为解决这样的问题的方法之一，被称为热冲压法的热成型方法备受瞩目。这是由于，将钢板(被加工材料)加热至规定的温度(一般来说，形成奥氏体相的温度)并降低强度(即，容易成型)后，利用低于被加工材料的温度(例如室温)的模具进行成型，从而容易地赋予形状，同时进行利用了两者的温度差的骤冷热处理(淬火)，确保成型后的制品的强度。
近年来，这样的热冲压法的有用性被广泛熟知，研究了适用的构件也遍及多方面。其中，例如如汽车的车盘部件那样，从耐腐蚀性的观点出发暴露的环境严格的情况、假定可选部件的安装的穿孔部存在等的情况下，不仅包括作为部件的强度，而且耐延迟断裂特性也是重要的必要特性的之一。
这是因为，由于暴露于腐蚀环境而预测氢的侵入程度上升，而且无法忽视残留于穿孔部等的应力的程度，从而担心延迟断裂。
一般来说，已知的是，钢板的耐延迟断裂特性随着钢板的高强度化而降低。对于通过热冲压法经过高强度化的钢板(制品)，也预先有担心。
例如，专利文献1中公开了涉及以下钢板的技术：通过以规定的密度含有平均粒径处于规定范围内的Mg的氧化物、硫化物、复合结晶物和复合析出物中的1种或2种以上从而具有抑制延迟断裂的特性的钢板。
专利文献2中公开了以下技术：通过在用于热冲压的加热后且在压制前的高温状态(热)下进行冲孔(穿孔)，从而改善冲孔性，由此实现耐延迟断裂特性的改善。
专利文献3中公开了以下技术：通过以规定的密度含有规定尺寸的Fe-Mn系复合氧化物，从而得到耐延迟断裂特性优异的钢板。
然而，对于专利文献1的技术，使不容易含有的Mg在钢中存在，并且高度地控制包含其的产物，因此，对于本领域技术人员来说实施并没有那么容易。
专利文献2是以热穿孔为前提的技术，对于热冲压后进行穿孔时，即，能够产生无法忽视的程度的应力残留时的效果尚不清楚。
另一方面，专利文献3的技术为通过控制制钢工序中的脱氧和组合合适的轧制条件，从而在钢中形成有效的氢的捕获点的优异的技术，可以期待一定的效果。
因此，本发明人等也以专利文献3为参考，并且反复进行了钢板的制作、和考察该钢板的热压后的机械性质的实验。其结果，对于耐延迟断裂特性，确认了相应的效果。然而，低温韧性未必充分，进而特别是C(碳)浓度高的情况下，铸造缺陷以高的频率发生，表明有无法用于轧制，或者即使可以用于轧制成品率也明显降低的问题。
如此，实际情况是，尚未发现即使为热冲压后进行了穿孔等应力残留的加工的构件，也具有耐延迟断裂特性和低温韧性、且能够容易实施、制造成品率也没有问题的技术。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2006-9116号公报
专利文献2：日本特开2010-174291号公报
专利文献3：WO2012/120692号公报
发明内容
发明要解决的问题
本发明鉴于上述实际情况，其问题在于，提供利用已有的制铁设备的制造容易、具有高的制造成品率、而且利用热冲压设备成型后即使进行穿孔等、可以预测应力残留的加工也具有优异的耐延迟断裂特性和低温韧性的热冲压用钢板。
用于解决问题的方案
本发明人等为了解决这样的问题，对于热冲压用钢板反复进行了深入研究。其结果，以在规定的条件下使钢板中含有容易生成的Mn的氧化物为基本技术的基础上，为了解决仅利用其无法应对的问题进行了深入研究。
应解决的具体的问题可以举出以下2点。
(A)为了制成在热冲压后以拉伸强度计变为1500MPa以上的钢板，含有的碳必须为0.2％(质量％，以下相同)以上。然而，对于高浓度的碳钢，碳自身具有脱氧能力，因此脱氧反应中生成的CO在钢水中形成气泡，残留于铸坯，容易导致铸造缺陷。
(B)使作为钢板中的氢的捕获点的氧化物分散是有效的，但进而根据氧化物的形态、密度而有破坏低温韧性的担心，必须充分考虑也成为问题。
这些问题中，针对(A)，研究了通过微量添加Si而抑制碳与氧结合的方法，专利文献3中，阐明了在不合适的范围内存在合适的Si浓度。另外，通过以规定的浓度含有Si从而可以改变夹杂物(氧化物)的形态，新发现针对(B)也是有效。
重复这样的研究而完成的本发明的主旨如以下所述。
(1)
一种高强度钢板，其包含以下化学成分：
以质量％计，
C：0.20～0.42％、
Si：0.06～0.5％、
Mn：0.2～2.2％、
Cr：0.1～2.5％、
B：0.0005～0.01％、
O：0.0020～0.020％、
Al：0.001～0.03％、
Ti：0.001～0.05％、
Nb：0～0.1％、
Mo：0～1.0％、
W：0～0.5％、
V：0～0.5％、
Ni：0～5.0％、
Cu：0～1.0％、
N：0.1％以下、
P：0.03％以下、
S：0.02％以下，
剩余部分为Fe和不可避免的杂质，
在钢中最大长度为1μm以上且5μm以下的Mn氧化物存在5×103个/mm2以上且1×105个/mm2以下，短轴方向长度为1μm以上、长轴方向长度为10μm以下的Mn与Si的复合氧化物存在1.7×102个/mm2以上且5×103个/mm2以下。
(2)
根据(1)所述的高强度钢板，其以质量％计含有：
Nb：0.01～0.1％、
Mo：0.01～1.0％、
W：0.01～0.5％、
V：0.01～0.5％、
Ni：0.01～5.0％、
Cu：0.01～1.0％
中的1种或2种以上。
(3)
根据(1)或(2)所述的高强度钢板，其被实施了35～70％的冷轧。
(4)
根据(3)所述的高强度钢板，其被实施了镀覆。
(5)
根据(4)所述的高强度钢板，其为在表面具有通过熔融法进行镀覆而成的Al层的钢板，在前述Al层与前述钢板的界面存在厚度1μm以上且10μm以下的Fe-Al-Mn-Cr-B合金层。
(6)
一种高强度构件，其是对于(3)所述的高强度钢板加热至至少其一部分形成奥氏体相的温度后，用模具进行冲压，在同一工序中进行成型和淬火而得到的。
(7)
一种高强度构件，其是对于(4)或(5)所述的钢板加热至至少其一部分形成奥氏体相的温度后，用模具进行冲压，在同一工序中进行成型和淬火而得到的。
发明的效果
对于本发明的钢板，利用已有的制铁设备可以制造，且利用热冲压设备进行成型后即使进行穿孔等、可以预测应力残留的加工也可以得到优异的耐延迟断裂特性和低温韧性，因此具有扩大热冲压法的适用范围(能够适用的部件)的效果。
附图说明
图1为用于说明钢板中的氧化物的最大长度的图，图1的(a)为示意性示出矩形氧化物的最大长度的图，图1的(b)为示意性示出多边形氧化物的最大长度的图。
图2为示意性示出经过拉伸的氧化物的短轴方向的长度、和长轴方向的长度的图。
图3为示例基于Si含量的气泡缺陷产生情况变化的照片。
图4为示出冷轧率(％)与延性脆性转变温度(℃)的关系的图。
图5为示出帽子形状的示意图。图中的数字为大致尺寸，单位为mm。
具体实施方式
对本发明进行详细说明。
首先，说明限定本发明的钢板的化学成分的理由。此处，“％”是指质量％。
＜C：0.20～0.42％＞
C为在利用热冲压法使钢板高强度化的方面最重要的元素。为了得到至少1500MPa左右的强度，必须含有0.20％以上。另一方面，超过0.42％时，即使使用本发明的氧化物控制，也无法确保低温韧性。因此，将0.42％设为上限。为了确保更优异的低温韧性，优选0.36％以下。
＜Si：0.06～0.5％＞
Si具有抑制导致铸造缺陷的基于C脱氧的CO气泡的生成的作用。本发明人等为了得到分散有Mn氧化物的钢，进行了以下试验：将以C：0.20～0.42％、Mn：1～1.5％、Cr：0.2％、和、B：0.0020％、剩余部分：Fe为主要成分的钢熔解并铸造。其结果，发现在铸坯的表面有产生气泡状的缺陷的情况。可知，气泡状的缺陷自C浓度为0.25％附近变为到处可见，在0.3％以上时，以高频率产生。也有深的缺陷，即使将表面进行整理，也有不得不判断为不合适于轧制的铸坯。
为了解决这样的情况，作为比Mn的脱氧能力高、如Al那样不具有氧化物聚集的性质的元素，尝试了含有微量的Si(Si脱氧)，结果发现：含有0.06％以上时，可以完全抑制气泡状缺陷的产生。因此，将Si的下限设为0.06％。另一方面，为了抑制气泡状缺陷，没有上限，但生成的氧化物过剩时，低温韧性劣化。因此，被允许的上限为0.5％。优选为0.3％以下、更优选为0.2％以下。
Si为形成氧化物的Si(包含与Mn的复合氧化物)、和不与氧结合而在钢中固溶的Si的总和。发现Si作为脱氧元素，如上述那样，有抑制CO气泡的产生的作用，而且还形成与Mn复合的氧化物，该氧化物有效地有利于低温韧性，这也是本发明的主旨的。
＜Mn：0.2～2.2％＞
Mn是在本发明中最重要的元素。Mn的氧化物作为氢的捕获点发挥功能，而且与Si的复合氧化物在确保低温韧性的方面发挥极其重要的作用。该效果在Mn含有0.2％以上时体现。另一方面，超过2.2％而含有时，效果也饱和，而且有起因于凝固偏析，使机械性质劣化的担心，因此将2.2％设为上限。优选为2.0％、进一步优选为1.8％。
＜Cr：0.1～2.5％＞
Cr因具有提高钢板的淬火性的效果而含有。其效果变明确时，为0.1％以上。另一方面，超过2.5％而含有时，其效果也饱和，因此将2.5％设为上限。优选为2.0％、更优选为1.8％。
＜B：0.0005～0.01％＞
B与Cr同样地也因具有提高淬火性的效果而含有。为0.0005％以上时，其效果变明确，另一方面，过剩的含有与热加工性的劣化和延性的降低有关，因此将0.01％设为上限。为了进一步提高淬火性、且进一步抑制热加工性的劣化和延性的降低，优选0.0010～0.007％。
＜O：0.0020～0.020％＞
O是在形成氧化物的方面必须的元素。而且，氧化物作为氢的捕获点、和作为对低温韧性的影响因子是极其重要的，因此必须合适地控制。其浓度小于0.0020％时，无法得到必要的氧化物密度，超过0.02％时，有氧化物的粗化导致机械性质的劣化的担心，因此限定于上述范围。
＜Al：0.001～0.03％＞
Al为强脱氧元素，因此必须慎重地控制。超过0.03％而含有时，难以确保规定量的对耐延迟断裂有效的Mn氧化物、对低温韧性的确保重要的Mn与Si的复合氧化物。因此，将0.03％设为上限。优选为0.01％。另一方面，小于0.001％时，对制钢工序造成很大的负荷，因此将0.001％设为下限。
＜Ti：0.001～0.05％＞
Ti为具有脱氧作用的元素，因此对Mn氧化物、Mn与Si的复合氧化物的形成有影响，从而必须控制为0.05％以下。优选为0.03％以下。另一方面，小于0.001％时，对制钢工序造成很大的负荷，因此将0.001％设为下限。
接着，对选择性地含有的成分进行说明。
＜Nb：0～0.1％＞
Nb具有使晶粒微细化、提高韧性的效果，因此可以适宜使用。其效果在0.01％以上时得以确认，因此为了获得该效果，期望将0.01％设为下限。另一方面，超过0.1％而含有时，效果也饱和，因此将0.1％设为上限。
＜Mo：0～1.0％＞、＜W：0～0.5％＞、＜V：0～0.5％＞的1种或2种以上
这些元素均具有提高淬火性的效果，因此可以适宜含有。其效果变明确时，对于它们均为0.01％以上。另一方面，由于为高价的元素，因此优选将效果饱和的浓度设为上限。对于Mo，1.0％为上限，对于W和V，0.5％为上限。
＜Ni：0～5.0％＞
Ni具有提高淬火性的效果，因此为想要有效利用的元素，其效果在0.01％以上时变明确。另一方面，由于为高价的元素，所以将其效果饱和的5.0％设为上限。另外，也具有抑制下述的基于Cu的热轧钢板的表面品质的降低的作用，因此期望与Cu同时含有。
＜Cu：0～1.0％＞
Cu具有通过添加0.01％以上而提高钢板的强度的效果，但是过剩的添加破坏热轧钢板的表面品质，因此将1.0％设为上限。
需要说明的是，本发明中，上述以外的成分变为Fe，但自废料等熔解原料、耐火物等混入的不可避免的杂质被允许。作为代表性的杂质，可以举出以下。
＜N：0.1％以下＞
N由于与Ti、B容易结合，所以为了不减小这些元素的目标效果，而必须事先进行控制，只要为0.1％以下则被允许。期望为0.01％以下。另一方面，降低至必要以上时，对制钢工序造成很大的负荷，因此期望将0.0010％设为下限。
＜P：0.03％以下＞
P以杂质的形式含有，对热加工性造成不良影响，因此必须限制为0.03％以下。另一方面，优选P少，但降低至必要以上时，对制钢工序造成很大的负荷，因此期望将0.001％设为下限。
＜S：0.02％以下＞
S以杂质的形式含有，对热加工性、延性、韧性等机械性质造成不良影响，因此必须限制为0.02％以下。另一方面，优选S少，但降低至必要以上时，对制钢工序造成很大的负荷，因此期望将0.0001％设为下限。
接着，说明关于Mn氧化物、和Mn与Si的复合氧化物的限定理由。
首先，对于Mn氧化物，可以认为氧化物自身、和冷轧时形成于其周围的空隙变为在钢板中存在的氢的捕获点，从而体现优异的耐延迟断裂特性，因此必须以规定的密度使其分散。如实施例中所示那样，小于5×103个/mm2时，无法确认到明确的效果。另一方面，在耐延迟断裂特性方面，对密度可以不设置上限，但对延性、韧性等机械性质造成不良影响，因此，设为1×105个/mm2以下。
Mn氧化物的鉴定使用SEM的EDS分析。即，将同时检测到Mn与O(氧)的物质视为Mn氧化物。此时，分析对象物的最大长度小于1μm时，无法充分确保分析精度。因此，将尺寸的下限设为最大长度为1μm以上。另一方面，在耐延迟断裂特性方面，可以对大小不设置上限，但对延性、韧性等机械性质造成不良影响，因此将最大长度设为5μm以下。需要说明的是，如图1示意性地示出氧化物的形状那样，此处所谓氧化物的最大长度3是指，矩形氧化物1、或多边形氧化物2的对角线中最长的长度。
根据本发明人等的考察，Mn氧化物为矩形或多边形，冷轧后其形状也同样，而Mn与Si的复合氧化物对冷轧具有拉伸性。可以认为，经过适度地拉伸的Mn与Si的复合氧化物在钢中分散，从而有利于低温韧性的确保。此处，经过拉伸的Mn与Si的复合氧化物是指，长轴方向长度为短轴方向长度的大致3倍以上的复合氧化物。通过SEM的EDS分析考察钢板中散在的夹杂物，将同时检测到Mn、Si和O(氧)的物质视为Mn与Si的复合氧化物。为了进行可靠性高的分析，对于对象物的尺寸，短轴方向长度必须为1μm以上。这是由于，将Mn与Si的复合氧化物的大小的下限设为短轴方向长度为1μm。在确保分析的可靠性的方面，短轴方向长度没有上限，但由于导致机械性质(伸长率、韧性等)的劣化，因此将3μm、优选2μm设为上限。另一方面，为了确保韧性，长轴方向长度不存在上限，但过大(过长)时，破坏延性，因此将其上限设为10μm。优选为5μm。需要说明的是，如图2示意性地所示那样，此处所谓短轴方向长度5、和长轴方向长度6是指，经过拉伸的Mn与Si的复合氧化物4的短轴方向的长度(短轴方向长度)5、和长轴方向的长度(长轴方向长度)6。
如实施例所示那样，这样的Mn与Si的复合氧化物必须含有1.7×102个/mm2以上。密度小于其时，无法确保优异的低温韧性。另一方面，超过5×103个/mm2而存在时，与轧制方向正交的朝向的延性大幅劣化，因此将5×103个/mm2设为上限。
氧化物的密度的导出按照以下步骤进行。即，利用SEM，设为倍率：3000倍、视野数：10，对视野内的该氧化物数进行计数(总计)。一个视野约为40μm×30μm。因此，根据1.2×104μm2(＝40×30×10)中的氧化物数，换算为每平方毫米(mm2)的密度。
对本发明的钢板的制造方法进行说明。
本发明的钢板基于常规方法进行制钢、铸造、热轧、冷轧、退火来制造。可以进一步实施镀覆。使用原料(杂质浓度)、各元素的成品率等可以根据操作者的实际情况而进行制钢、铸造。作为一例，利用通常步骤调整除了Si的钢成分后，添加Si，在规定的时间后进行铸造。
如实施例所说明那样，Mn氧化物随着添加Si后直至铸造为止的时间变长而密度减少。另一方面，Mn与Si的复合氧化物随着添加Si后直至铸造为止的时间变长而密度反而增加。对于本发明人等使用的小型熔解炉中从添加Si后至铸造为止的时间，35～145秒后为合适的范围，但该时间可以根据使用的设备的实际情况设定即可。铸造从生产率的观点出发，期望连续铸造。
可以选择：热轧中的铸坯的加热温度为1200～1250℃，对于轧制率，粗轧：50～90％、精轧：60～95％，精加工温度为900℃左右等。
冷轧中的冷轧率是极其重要的，必须为35～70％。在Mn氧化物的周边产生空隙，并且为了使Mn与Si的复合氧化物合适地拉伸变形，需要35％以上的轧制。另一方面，轧制率过高时，暂时生成的Mn氧化物周边的空隙坍塌而消失。另外，经过拉伸变形的Mn与Si的复合氧化物被分割，而不有利于韧性，因此必须设为70％以下。
冷轧钢板的退火温度期望设为700～850℃，为了使机械性质具有特征，也可以低于700℃、或超过850℃。从生产率的观点出发，期望连续退火。
退火后，可以镀覆Al、Zn等形成镀覆钢板。从生产率的观点出发，期望连续地进行退火和镀覆。形成镀Zn层后，可以进行加热，使镀覆层为Fe-Zn合金。需要说明的是，形成镀Al钢板时，在镀Al层与母材钢板的界面生成Fe-Al-Mn-Cr-B合金层。在镀Al层与母材钢板的界面生成Fe-Al-Mn-Cr-B合金层，因此对于镀Al钢板，氢从镀Al层至钢板中的移动被抑制。需要说明的是，对于本发明的钢板，在该合金层中基本不含Si。即，如本发明那样，对于生成Mn氧化物和Mn与Si的复合氧化物的状态下的氧浓度，添加的Si的大部分用于将Mn氧化物还原为Mn与Si的复合氧化物，在镀Al层与母材钢板的界面生成的Fe-Al-Mn-Cr-B合金层中基本不含Si。
另外，可以对进行退火、进而镀覆的钢板(带钢)赋予表皮光轧、平整加工。赋予的应变优选设为10％以下。
如此制造的本发明的钢板被制成例如通过热冲压法，在同一工序中进行成型和淬火的高强度构件。为了制作高强度构件，根据需要，将切断成规定尺寸的钢板(坯料、blank)加热，用模具冲压。加热可以选择加热炉加热、通电加热、或诱导加热等方法。一般将加热温度设定成全部坯料形成奥氏体相的温度，但为了使构件具有特征，也可以选择将仅一部分加热至奥氏体相的方法。利用模具的冷却通常以加热至奥氏体相的部分相变为马氏体相的冷却速度进行。然而，为了使构件具有特征，也可以选择将加热至奥氏体相的部分的一部分冷却速度设为不发生马氏体相变那样缓慢的冷却速度的方法。
钢板的耐延迟断裂特性通过基于改变间隙而进行的穿孔试验的孔壁部观察的有无裂纹发生来评价。
即，对板厚t(mm)的钢板进行10mmφ的穿孔。此时，将冲头的直径Dp设为10mm一定，改变冲模的内径Di，将间隙＝(Di-Dp)/2t×100设为5～30％的范围，考察孔壁部的裂纹发生的有无。然后，将没有确认到裂纹的发生的钢板作为耐延迟断裂特性优异的钢板。需要说明的是，对于穿孔，对一个间隙赋予，设为5个以上，考察全部孔壁。
韧性的评价依照JISZ2242通过夏氏冲击试验来进行。试验片适用JISZ2202的4号试验片的形状，试验片的厚度直接作为供试材料。
在-120℃至20℃的范围内进行试验，根据吸收能量的变化确定延性脆性转变温度。
实施例1
使用小型熔解炉，进行将原料熔解、铸造的实验。进行成分调整，以使其包含C：0.36％、Mn：1.3％、P：0.02％、S：0.004％、Cr：0.2％、B：0.0025％、Ti：0.01％、Al：0.002％、N：0.003％、O：0.0150％、剩余部分为Fe和不可避免的杂质。
之后，添加规定量的Si，90秒后浇注到内尺寸(单位mm)为110×220×400(最大高度)的铸模中。添加的Si量根据总量铸坯内产生时的浓度算出，设为0(无添加)～0.3％。将铸坯的220×400凝固面(2个面)分别磨削5mm，考察来自气泡的缺陷的发生情况。进而，将铸坯从110热轧至30mm。对热轧材料进行分析，考察主要成分的浓度。将以上的结果示于表1。
未添加Si的No.1(含量小于0.001％)、和添加有0.02％Si的No.2(含量为0.020％)确认到大量的气泡缺陷。与此相对，Si含量为0.06％以上的No.3、4、和5没有确认到气泡缺陷。对比No.2和No.3的表面情况，示于图3的(a)和(b)。
No.1和No.2在轧制中开始产生裂缝，难以比30mm进一步推进轧制。另一方面，No.3～5的轧制性没有问题，利用进一步的轧制(相当于精轧)轧制至2mm可以完全没有问题地实行。可知，本例以外的C浓度也同样地，通过含有0.06％以上的Si，从而可以完全地抑制铸造缺陷。
实施例2
使用小型熔解炉，将原料熔解，进行成分调整，以使其包含C：0.3％、Mn：1.3％、P：0.02％、S：0.004％、Cr：0.2％、B：0.0020％、Ti：0.01％、Al：0.002％、N：0.004％、O：0.0150％、剩余部分为Fe和不可避免的杂质。
之后，将其浓度变为0.15％的量的Si投入添加至金属熔液中，使从添加后至铸造为止的时间以30秒间隔变化，在铸模中反复铸造5次。
将所得各铸坯加热至1250℃用于热轧，在精加工温度900℃下制成厚度2.8mm的热轧钢板。卷取温度设为600℃。酸洗后进行冷轧，得到厚度1.4mm的冷轧钢板。
将冷轧钢板的进行了化学成分分析的结果示于表2。钢符号2a-1、2a-2、2a-3、2a-4、2a-5的成分均在本发明的范围内。
在盐浴炉中、于800℃进行保持1分钟的退火，制成热冲压用的钢板。
热冲压利用以下方法进行：在900℃下保持5分钟后，立即取出，夹持于经过水冷的上下一对的平板模具之间，保持30秒。
利用SEM观察经过热冲压的供试材料(以下，记作HS材)的与冷轧方向平行的截面，利用前述方法，测定Mn氧化物的大小和密度、以及Mn与Si的复合氧化物的大小和密度。
另外，测定HS材的、与冷轧的方向平行的截面的维氏硬度。对于从一个表面起板厚的1/4位置和3/4位置各测定5个点，将共计10个点的平均值作为截面硬度。压头压痕负荷设为1kgf。
自HS材采集延迟断裂特性评价用的100×100mm试验片、和夏氏试验片。
10mmφ的穿孔以100×100mm试验片的对角线的交点与孔的中心一致的方式进行。间隙设为8.9％(10.25mmφ)、12.5％(10.35mmφ)、21.4％(10.60mmφ)、和28.6％(10.80mmφ)。此处，()内为冲模内径。穿孔数设为每个间隙5个。详细观察经过穿孔的孔的壁面，确认有无裂纹。
夏氏试验片使它们的长度方向与冷轧方向一致。
夏氏试验在试验温度为20、0、-20、-40、-60、-80、-100、和-120℃下进行，根据吸收能量的变化求出延性脆性转变温度。
将以上的结果归纳示于表3。
Mn氧化物中没有确认到最大长度大于5μm。另外，Mn与Si的复合氧化物中没有观察到长轴方向长度大于10μm。需要说明的是，所检测的Mn氧化物的最大长度、Mn与Si的复合氧化物的短轴方向长度均为1μm以上。
表明Mn氧化物随着添加Si后直至铸造为止的时间变长，密度减少。另一方面，可知Mn与Si的复合氧化物的密度反而增加。
这样的氧化物密度的变化与冷轧钢板的化学成分中的、Si和O的浓度变化充分对应，可以说明这是由基于Si的脱氧的进行所导致的。即，(1)Si的氧化物在金属熔液上部浮上，因此钢中Si浓度减少。(2)基于Si的脱氧而钢中O浓度减少。(3)Si投入前形成的Mn氧化物被Si还原，其密度减少。(4)Mn氧化物的一部分置换为Mn与Si的复合氧化物。需要说明的是，(3)和(4)为列举能够想到的反应，详细情况不清楚。
穿孔试验的结果与Mn氧化物的密度确认到密接的关系。即，其密度为5.0×103个/mm2以上时，任意间隙中均没有确认到裂纹的发生，而为4.9×103个/mm2时，对于任意间隙确认到裂纹的发生。因此，将对抑制延迟断裂有效的Mn氧化物的密度的下限设为5×103个/mm2。
另一方面，延性脆性转变温度跟Mn与Si的复合氧化物的密度也确认到密接的关系。即，其密度为1.7×102个/mm2以上时，为-65℃左右，而为83个/mm2时，为-35℃，表明低温韧性大幅劣化。因此，将对确保低温韧性有效的Mn与Si的复合氧化物的密度的下限设为1.7×102个/mm2。
实施例3
使用小型熔解炉，将原料熔解，进行成分调整，以使包含C：0.36％、Mn：1.2％、P：0.01％、S：0.002％、Cr：0.2％、B：0.0025％、Ti、0.02％、Al：0.002％、N：0.003％、O：0.0160％、剩余部分为Fe和不可避免的杂质。之后，将其浓度变为0.16％的量的Si投入添加至金属熔液中，添加20秒后以短时间间隔在铸模中反复铸造5次。将它们加热至1200℃用于热轧，在精加工温度900～910℃下制成厚度2.8mm的热轧钢板。卷取温度设为600℃。酸洗后进行冷轧，得到厚度1.4mm的冷轧钢板。将冷轧钢板的进行了化学成分分析的结果示于表4。钢符号3a-1、3a-2、3a-3、3a-4、3a-5的成分均在本发明的范围内。
在盐浴炉中、于780℃进行保持1分钟的退火，制成热冲压用的钢板。热冲压利用以下方法进行：在900℃下保持5分钟后，立即取出，夹持于经过水冷的上下一对的平板模具之间，保持30秒。利用SEM观察HS材的与冷轧的方向平行的截面，利用前述方法，测定Mn氧化物的大小和密度、以及Mn与Si的复合氧化物的大小和密度。
另外，测定HS材的、与冷轧方向平行的截面的维氏硬度。测定位置、条件设为与实施例2相同。进行HS材的延迟断裂特性评价(穿孔孔壁面的裂纹有无考察)和低温韧性评价(利用夏氏试验的延性脆性转变温度考察)。方法和条件设为与实施例2相同。将这些结果归纳示于表5。
Mn氧化物中没有确认到最大长度为5μm以上的Mn氧化物。另外，Mn与Si的复合氧化物中没有观察到长轴长度大于10μm的复合氧化物。添加Si后直至铸造为止的时间与Mn氧化物的密度、和Mn与Si的复合氧化物的密度的关系显示出与实施例2相同的倾向。表明添加Si后直至铸造为止的时间为35秒以上且145秒以下时，Mn氧化物的密度、和Mn与Si的复合氧化物的密度两者变为本发明范围内，可以得到耐延迟断裂特性和低温韧性优异的钢板。
实施例4
使用小型熔解炉，将原料熔解，制作化学成分不同的多个铸坯。目标化学成分设为包含C：0.2～0.43％、Mn：0.2～2.2％、P：0.02％以下、S：0.004％以下、Cr：0.1～2.5％、B：0.0020～0.0035％、Ti：0.01～0.05％、Al：0.003～0.04％、N：0.004％以下、O：0.020％以下、和剩余部分为Fe和不可避免的杂质的范围。
任何情况下，调整除了Si以外的成分后，均将Si(相当于0.01～0.5％)投入添加到金属熔液中，自添加起90秒后在铸模中铸造。
将所得铸坯在与实施例2相同的条件下形成厚度1.4mm的冷轧钢板。将分析冷轧钢板得到的化学成分示于表6。
另外，利用与实施例2同样的方法、条件进行退火。测定这些钢板中的Mn氧化物的大小和密度、以及Mn与Si的复合氧化物的大小和密度。
进而，利用与实施例2同样的方法、条件进行热冲压。进行它们的截面硬度测定、利用穿孔试验的耐延迟断裂性的评价、和利用夏氏试验的低温韧性的评价。试验的条件设为与实施例2相同。
将试验结果示于表7。
Mn氧化物中没有确认到最大长度为5μm以上的Mn氧化物。另外，Mn与Si的复合氧化物中没有观察到长轴长度大于10μm的复合氧化物。需要说明的是，所检测的Mn氧化物的最大长度、Mn与Si的复合氧化物的短轴方向长度均为1μm以上。
表明利用穿孔试验的裂纹的发生情况与Mn氧化物的密度有很大相关。即，Mn氧化物的密度在本发明的范围之外的No.1、No.8和No.15中，4个间隙中均产生裂纹，显示出耐延迟断裂性差。No.1中，钢板的Mn浓度在本发明的范围之外，因此认为无法得到所需的Mn氧化物的密度。No.8中，钢板的O浓度在本发明的范围之外，因此认为无法得到所需的Mn氧化物的密度。No.15中，钢板的Al浓度在本发明的范围之外，因此由Al导致的脱氧变为支配性的，认为无法得到所需的Mn氧化物的密度。
表明作为低温韧性的指标的延性脆性转变温度跟Mn与Si的复合氧化物的密度有很大关系。钢板的O浓度在本发明的范围之外、Mn与Si的复合氧化物的密度在本发明的范围之外的No.8的延性脆性转变温度为-25℃。与此相对，Mn与Si的复合氧化物的密度在本发明的范围内、与No.8的HS材的截面硬度相近的No.9～11的延性脆性转变温度为-55～-52℃，可知No.8的低温韧性差。
另外，钢板的Si浓度在本发明的范围之外、Mn与Si的复合氧化物的密度在本发明的范围之外的No.12、和钢板的Al浓度在本发明的范围之外、Mn与Si的复合氧化物的密度在本发明的范围之外的No.15的延性脆性转变温度分别为-20℃和-17℃。与此相对，Mn与Si的复合氧化物的密度在本发明的范围内、与两者的HS材的截面硬度相近的No.13和No.14的延性脆性转变温度分别为-51℃和-50℃，可知No.12和No.15的低温韧性差。
实施例5
使用小型熔解炉，将原料熔解，制作化学成分不同的多个铸坯。目标化学成分设为包含C：0.2～0.36％、Mn：0.2～1.3％、P：0.02％以下、S：0.004％以下、Cr：0.1～1.5％、B：0.0020～0.0035％、Ti：0.01～0.03％、Al：0.002～0.02％、N：0.004％以下、O：0.010％以下、Nb：0.03～0.07％(4c、4f、4H)、Mo：0.2～0.5％(4a、4g)、W：0.1～0.3％(4b、4i)、V：0.1～0.3％(4d、4i)、Ni：0.3～0.5％(4e、4J)、Cu：0.6～1.0％(4e、4J)、和剩余部分为Fe和不可避免的杂质的范围。
任何情况下，调整除了Si以外的成分后，将Si(相当于0.15％)投入添加到金属熔液中，添加后，90秒后在铸模中铸造。
将所得铸坯在与实施例2相同的条件下形成厚度1.4mm的冷轧钢板。将分析冷轧钢板得到的化学成分示于表8。
自冷轧钢板切出矩形试验片，使用熔融镀覆模拟器进行退火和Al镀覆。退火如下进行：在800℃下保持1分钟，接着浸渍于熔融Al浴(Al-10％Si)，取出后，喷射气体调整镀层厚度度(单位面积重量)，然后冷却至室温作为供试材料。此时，500℃为止的冷却速度以15℃/s进行。单位面积重量每1个面设为60g/m2。
测定这些钢板中的Mn氧化物的大小和密度、以及Mn与Si的复合氧化物的大小和密度。另外，也考察了合金层的厚度和构成元素。钢板和镀覆层的界面的合金层的厚度为1μm以上且10μm以下。另外，构成元素均为Fe、Al、Mn、Cr和B。合金层中没有确认到含有Si。
进而，利用与实施例2同样的方法、条件，进行热冲压。进行了它们的截面硬度测定、利用穿孔试验的耐延迟断裂性的评价、和利用夏氏试验的低温韧性的评价。试验的条件设为与实施例2相同。
将试验结果示于表9。表9中合并记载了比较除了Nb、Mo、W、V、Ni、和Cu以外的化学成分相似的左侧记载的元素的效果的对象。
Mn氧化物中没有确认到最大长度为5μm以上的Mn氧化物。另外，Mn与Si的复合氧化物中没有观察到长轴长度大于10μm的复合氧化物。需要说明的是，所检测的Mn氧化物的最大长度、Mn与Si的复合氧化物的短轴方向长度均为1μm以上。
Mn氧化物的密度均在本发明的范围内，完全没有确认到利用穿孔试验的裂纹的发生。Mn与Si的复合氧化物的密度均在本发明的范围内。
含有Nb的No.3和No.6与实施例2的No.6和实施例1的No.3相比，HS后的截面硬度没有变化，确认到延性脆性转变温度显著降低。
添加了Mo、W、V、Ni和Cu的No.1、2、4、5、7～10中，对于比较对象，延性脆性转变温度基本相同，HS材的截面硬度上升。
如此表明，如果在本发明的范围内添加Nb、Mo、W、V、Ni和Cu，则不会对耐延迟断裂特性造成影响，可以进一步提高低温韧性，或者可以提高HS后的截面硬度、即淬火性。
实施例6
使用小型熔解炉，将原料熔解，制作化学成分不同的2个铸坯。目标化学成分设为包含C：0.22％、Mn：1.3％、P：0.02％以下、S：0.004％以下、Cr：0.3％、B：0.0025％、Ti：0.01％、Al：0.01％、N：0.004％以下、O：0.010％以下、剩余部分为Fe和不可避免的杂质，以及C：0.32％、Mn：0.6％、P：0.01％以下、S：0.002％以下、Cr：0.3％、B：0.0025％、Ti：0.01％、Al：0.01％、N：0.003％以下、O：0.0050％以下、剩余部分为Fe和不可避免的杂质。
任意情况下，调整Si以外的成分后，对于前者，将相当于0.06％的Si投入添加到金属熔液中，对于后者，将相当于0.25％的Si投入添加到金属熔液中，对于任何情况，添加后，90秒后在铸模中铸造。
将它们加热至1200℃用于热轧，在精加工温度900℃下制造厚度不同的热轧钢板。板厚设为5.6mm、3.5mm、3.0mm、2.3mm、和1.9mm。卷取温度对于任何板厚均设为650℃。酸洗后进行冷轧，以相同厚度1.4mm得到轧制率不同的冷轧钢板。
将分析冷轧钢板得到的化学成分示于表10。
自它们使用盐浴炉进行退火。条件设为760℃下保持1分钟。
接着，采集200×150mm的试验片进行热冲压。利用在900℃下保持5分钟后，立即取出，夹持于经过水冷的上下一对平板模具之间，保持30秒的方法进行。
利用与实施例2相同的方法，考察Mn氧化物的大小和密度、以及Mn与Si的复合氧化物的大小和密度。
另外，按照与实施例2同样的步骤，考察HS材的截面硬度，分别地利用穿孔试验(裂纹发生的有无)考察耐延迟断裂特性，利用夏氏试验考察低温韧性。
将试验结果示于表11。
在任何钢板中，Mn氧化物中均确认到最大长度为5μm以上的Mn氧化物。密度不依赖于冷轧率，每个钢板基本相同。其中，冷轧率为25％的No.1和6、以及冷轧率为74％的No.5和No.10中，表明氧化物周围的空隙与其他3个冷轧率的钢板相比少。作为其结果，判断原因在于，No.1、5、6和10中，氢的捕获能力小、其对于间隙21.4％和28.6％的穿孔无法抑制裂纹的发生。
对于Mn与Si的复合氧化物的密度，在冷轧率为25％和40％时基本相同，但47％以上时增加，74％时大幅增加。
Mn与Si的复合氧化物具有利用冷轧而拉伸的性质。其中，轧制率为25％时，进行拉伸的比例不怎么多。轧制率为40％、47％、61％时，观察到随着增加该比例也增加。然而，74％时，长轴长度大于10μm的氧化物到处可见，但进行拉伸的氧化物的比例与轧制率25％同等程度地降低。大概可以认为，拉伸推进的氧化物的一部分被分割，导致经过拉伸的氧化物的比例的降低，并且作为密度的大幅上升而被观察到。需要说明的是，检测到的Mn氧化物的最大长度、Mn与Si的复合氧化物的短轴方向长度均为1μm以上。
冷轧中的冷轧率是极其重要的，冷轧率通过经过拉伸的氧化物的比例对低温韧性有较大影响。冷轧率必须为35～70％。图4示出表11中的冷轧率与延性脆性转变温度的关系。表明通过使冷轧率在本发明的范围内，从而可以使延性脆性转变温度进一步为低温度，可以得到低温韧性优异的钢板。
实施例7
使用小型熔解炉，将原料熔解，制作铸坯。目标化学成分为C：0.26％、Mn：1.0％、P：0.02％以下、S：0.004％以下、Cr：0.3％、B：0.0020％、Ti：0.01％、Al：0.01％、N：0.004％以下、O：0.010％以下、剩余部分为Fe和不可避免的杂质。
调整除了Si以外的成分后，将相当于0.15％的Si投入添加至金属熔液中，对于任何铸坯，均在添加后，90秒后在铸模中进行铸造。
将它们加热至1250℃用于热轧，在加工温度910℃下制造厚度3.0mm的热轧钢板。卷取温度设为600℃。酸洗后进行冷轧，得到1.5mm的冷轧钢板。
将分析冷轧钢板得到的化学成分示于表12。
接着，使用熔融镀覆模拟器，连续进行退火和镀覆。退火的条件设为760℃下保持1分钟。镀覆种类设为Al镀覆、Zn镀覆和合金化Zn镀覆。
Al镀覆使用浴温670℃的Al-10％Si浴，将目标厚度设为40μm。Zn镀覆使用浴温460℃的Zn-0.15％Al浴，将目标厚度设为30μm。Zn镀覆的合金化在加热至480℃下进行。对于任何镀覆种类，镀层厚度的调整均利用气体刮板进行。
对镀覆钢板进行热冲压。加热条件设为900℃下保持5分钟。对于比较用的未实施镀覆的钢板、和镀Al钢板，加热结束后立即进行热冲压。另一方面，对于镀Zn钢板、和合金化镀Zn钢板，加热结束后，空气冷却至750℃后进行热冲压。利用夹持于经过水冷的上下一对模具之间保持30秒的方法，成型为平板、和图5示意性示出的形状(帽子型)。图5中，表示各尺寸的数值的单位均为mm。
使用平板状的HS材，利用与实施例2相同的方法，考察Mn氧化物的大小和密度、以及Mn与Si的复合氧化物的大小和密度。
另外，按照与实施例2同样的步骤，考察截面硬度，分别地利用穿孔试验(裂纹发生的有无)考察耐延迟断裂特性，利用夏氏试验考察从低温韧性。需要说明的是，对于任何镀覆钢板，均不会产生穿孔时镀层与母材(钢板)的界面剥离之类的不良情况。
将试验结果示于表13。一并示出未实施镀覆的钢板的结果。Mn氧化物中没有确认到最大长度为5μm以上的Mn氧化物。另外，Mn与Si的复合氧化物中没有观察到长轴长度大于10μm的复合氧化物。需要说明的是，检测到的Mn氧化物的最大长度、Mn与Si的复合氧化物的短轴方向长度均为1μm以上。
Mn氧化物的密度均在本发明的范围内，在任何间隙中，均完全没有确认到裂纹的发生。如此表明，作为镀覆钢板，也体现本发明的耐延迟断裂特性。
另外，Mn与Si的复合氧化物的密度均在本发明的范围内，表明，作为镀覆钢板，也体现优异的低温韧性。
详细观察成型为帽子型的HS构件。对于任何镀覆钢板，成型后尺寸与未经镀覆的钢板相比，完全相同。另外，镀覆层完全没有确认到裂纹、咬合等缺陷。
沿着图5所示的虚线测定截面(板厚中心)的维氏硬度。对帽子头边的中央点P1、距离虚线上P1为10mm和20mm的点、距离肩部的曲面结束点P2、虚线上P2为10mm、20mm和30mm的点、距离底边的端P3在虚线上为10mm的点进行测定。将结果示于表14。对于HS构件的截面的维氏硬度，以快的冷却速度冲压的头边和底边可以得到480～488，与前者相比冷却速度稍慢的纵壁部可以得到459～469。它们不依赖于镀覆的有无、镀覆种类而等同。
由此表明，如果使用本发明的钢板，则可以容易地制造高强度的构件，而且通过选择镀覆钢板，从而可以赋予耐腐蚀性等必要特性，它们的耐延迟断裂特性和低温韧性均优异。
实施例8
使用小型熔解炉，将原料熔解，进行成分调整，以使包含C：0.26％、Mn：2.2％、P：0.02％、S：0.004％、Cr：0.2％、B：0.0020％、Ti：0.01％、Al：0.002％、N：0.004％、O：0.020％、剩余部分为Fe和不可避免的杂质。之后，将其浓度变为0.17％的量的Si投入添加至金属熔液中，10秒后，进行最初的铸造，之后以25～50秒的间隔在铸模中反复铸造6次。
将所得各铸坯加热至1200℃用于热轧，在精加工温度900℃下制成厚度2.8mm的热轧钢板。卷取温度设为600℃。酸洗后进行冷轧，得到厚度1.4mm的冷轧钢板。将进行了冷轧钢板的化学成分分析的结果示于表15。任何钢的成分均在本发明的范围内。
将所得冷轧钢板在盐浴炉中、于800℃保持1分钟进行退火，制成热冲压用的钢板。热冲压利用如下方法进行：在900℃下保持5分钟后，立即取出，夹持于经过水冷的上下一对平板模具之间，保持30秒。
利用SEM观察经过热冲压的供试材料(以下，记作HS材)的、与冷轧的方向平行的截面，利用前述方法，测定Mn氧化物的大小和密度、以及Mn与Si的复合氧化物的大小和密度。
自HS材采集JIS5型号拉伸试验片。以拉伸方向与冷轧的方向变为垂直的方式进行采集。使用该试验片，测定拉伸强度和伸长率(相对于标距长度50mm的总伸长率)。
自HS材采集延迟断裂特性评价用的100×100mm试验片、和夏氏试验片。对于夏氏试验片，使它们的长度方向与冷轧方向一致。
用于延迟断裂特性评价的10mmφ的穿孔以100×100mm试验片的对角线的交点与孔的中心一致的方式进行。间隙设为8.9％(10.25mmφ)、12.5％(10.35mmφ)、21.4％(10.60mmφ)、和28.6％(10.80mmφ)。此处，()内为冲模内径。穿孔数对于每间隙设为5个。详细观察经过穿孔的孔的壁面，确认裂纹的有无。
对于夏氏试验，在试验温度为20、0、-20、-40、-60、-80、-100、和-120℃下进行，根据吸收能量的变化求出延性脆性转变温度。
将以上的结果归纳示于表16。
Mn氧化物中没有确认到最大长度大于5μm的Mn氧化物。另外，Mn与Si的复合氧化物中没有观察到长轴方向长度大于10μm的复合氧化物。需要说明的是，检测到的Mn氧化物的最大长度、Mn与Si的复合氧化物的短轴方向长度均为1μm以上。
Mn氧化物、和Mn与Si的复合氧化物的密度变化可以与至此所述的其他实施例同样地在从添加Si直至铸造为止的时间经过中说明。但是，本例中，尝试了提高Mn和初始的氧的浓度，并且刚添加Si后(10秒后)浇注的条件，结果可以得到Mn氧化物的密度超过本发明的范围的上限的钢板(8a-1、和8a-2)。另外，尝试了自添加Si起175秒后和200秒后浇注的条件，结果可以得到Mn与Si的复合氧化物的密度超过本发明的范围的上限的钢板(8a-5)、以及Mn氧化物的密度和Mn与Si的复合氧化物的密度两者在本发明的范围之外的钢板(8a-6)。
钢板8a-3和8a-4的Mn氧化物的密度和Mn与Si的复合氧化物的密度两者在本发明的范围内，因此，不会产生延迟断裂，延性脆性转变温度为-67至-65℃，韧性优异，拉伸强度大致表示为1600MPa，伸长率大致表示为9％，任何性质均优异。
与此相对，Mn氧化物的密度低于本发明的范围的下限的情况(8a-6)下，对于任何间隙，均确认到裂纹的发生，表明延迟断裂特性差。
另一方面，Mn氧化物的密度大于本发明的范围的上限的情况(8a-1和8a-2)、和Mn与Si的复合氧化物的密度大于本发明的范围的上限的情况(8a-5和8a-6)下，表明与本发明的范围内的HS材相比，延性劣化。
另外，Mn与Si的复合氧化物的密度低于本发明的范围的下限的情况(8a-1)下，表明延性脆性转变温度高于其他，且韧性差。判断8a-2的Mn与Si的复合氧化物的密度在本发明的范围内，但Mn氧化物的密度大于本发明的范围的上限成为原因而导致韧性稍劣化。

Claims (7)

1.一种高强度钢板，其包含以下化学成分：
以质量％计，
C：0.20～0.42％、
Si：0.06～0.5％、
Mn：0.2～2.2％、
Cr：0.1～2.5％、
B：0.0005～0.01％、
O：0.0020～0.020％、
Al：0.001～0.03％、
Ti：0.001～0.05％、
Nb：0～0.1％、
Mo：0～1.0％、
W：0～0.5％、
V：0～0.5％、
Ni：0～5.0％、
Cu：0～1.0％、
N：0.1％以下、
P：0.03％以下、
S：0.02％以下，
剩余部分为Fe和不可避免的杂质，
在钢中最大长度为1μm以上且5μm以下的Mn氧化物存在5×103个/mm2以上且1×105个/mm2以下，短轴方向长度为1μm以上、长轴方向长度为10μm以下的Mn与Si的复合氧化物存在1.7×102个/mm2以上且5×103个/mm2以下。
2.根据权利要求1所述的高强度钢板，其以质量％计含有：
Nb：0.01～0.1％、
Mo：0.01～1.0％、
W：0.01～0.5％、
V：0.01～0.5％、
Ni：0.01～5.0％、
Cu：0.01～1.0％
中的1种或2种以上。
3.根据权利要求1或2所述的高强度钢板，其被实施了35～70％的冷轧。
4.根据权利要求3所述的高强度钢板，其被实施了镀覆。
5.根据权利要求4所述的高强度钢板，其为在表面具有通过熔融法进行镀覆而成的Al层的钢板，在所述Al层与所述钢板的界面存在厚度1μm以上且10μm以下的Fe-Al-Mn-Cr-B合金层。
6.一种高强度构件，其是对于权利要求3所述的高强度钢板加热至至少其一部分形成奥氏体相的温度后，用模具进行冲压，在同一工序中进行成型和淬火而得到的。
7.一种高强度构件，其是对于权利要求4或5所述的钢板加热至至少其一部分形成奥氏体相的温度后，用模具进行冲压，在同一工序中进行成型和淬火而得到的。
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