本发明涉及钢板及其制造方法。特别是涉及适于利用冷压而成型的汽车、家电等部件的制造的钢板。
背景技术：
近年来，由于针对汽车车体的轻量化的需求进一步提高，因而ts：1320～1470mpa级的高强度钢板在中柱r/f(加强件)等车体骨架部件、保险杠、防撞梁部件等(以下，也称为“部件”)中的应用不断发展。另外，从汽车车体的进一步轻量化的观点考虑，也开始研究具有ts：1800mpa级(1.8gpa级)、以及1800mpa级以上的强度的钢板的应用。
以往，大力推进了基于在高温下进行压制的热压成型的高强度钢板应用的研究，但最近从成分、生产率的观点考虑，再次研究了基于冷压成型的高强度钢板的应用。
然而，在利用冷压而将ts：1320mpa级以上的高强度钢板成型从而制成部件的情况下，由于部件内的残余应力的增加、钢板自身导致的耐延迟破坏特性的劣化，从而有可能发生延迟破坏。
这里，延迟破坏是指下述现象：当在对部件施加高应力的状态下将部件置于氢侵入环境下时，氢侵入构成部件的钢板内，从而使原子间键合力降低、或者产生局部的变形，由此产生微小裂纹，随着该微小裂纹的加剧而导致部件被破坏。
作为改善上述耐延迟破坏特性的技术，例如，专利文献1中公开了下述技术，该技术以质量％或质量ppm计除了含有c：0.08～0.18％、si：1％以下、mn：1.2～1.8％、p：0.03％以下、s：0.01％以下、sol.al：0.01～0.1％、n：0.005％以下、o：0.005％以下、b：5～25ppm以外，还含有nb：0.005～0.04％、ti：0.005～0.04％、zr：0.005～0.04％中的1种或2种以上，且ceq与ts的关系满足ts≥2270×ceq+260、ceq≤0.5、ceq＝c+si/24+mn/6，关于微组织(钢组织)，通过以体积率计含有80％以上的马氏体，从而改善耐延迟破坏特性。
另外，专利文献2、3及4中公开了通过将钢中的s量降低至一定水平并添加ca来防止抗氢诱导裂纹的技术。
此外，专利文献5中公开了下述技术：含有c：0.1～0.5％、si：0.10～2％、mn：0.44～3％、n≤0.008％、al：0.005～0.1％，并且含有v：0.05～2.82％、mo：0.1％以上且小于3.0％、ti：0.03～1.24％、nb：0.05～0.95％中的1种或2种以上，通过将成为氢的陷阱位点的微细的合金碳化物分散，从而改善耐延迟破坏特性。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本专利第3514276号公报
专利文献2：日本专利第5428705号公报
专利文献3：日本特开昭54-31019号公报
专利文献4：日本特开2013-213242号公报
专利文献5：日本专利第4427010号公报
技术实现要素：
发明要解决的课题
这里，大多数情况下，上述延迟破坏在压制加工后的实际部件中均是从利用剪切、冲裁加工而被切断的钢板的端面(以下，也称为剪切端面)开始产生的。认为其原因在于，在剪切端面中存在已达到破坏临界应变的区域(以下，也称为应变影响部)、或在应变影响部的附近大幅地发生了加工硬化(即，比例极限增加)，因此，在继续压制加工后，残余的拉伸应力也变高。实际上，保持剪切端面状态的钢板的延迟破坏临界应力为在用铰孔加工将应变影响部除去的情况下的延迟破坏临界应力的1/3～1/20左右。即，认为相对于从剪切端面产生的延迟破坏的、耐延迟破坏特性(以下，也称为剪切端面的耐延迟破坏特性)为决定实际的部件的耐延迟破坏特性的主要因素之一。
然而，专利文献1～5的技术均为致力于改善钢板自身的耐延迟破坏特性的技术，没有充分考虑剪切端面的应变影响部的存在。因此，对于按照专利文献1～5的技术的钢板而言，不能说剪切端面的耐延迟破坏特性的改善效果必然是充分的。
另外，专利文献2～4本身为以板厚为10mm以上的所谓厚钢板为对象的技术，并非以成型为汽车部件等的、所谓薄钢板为对象的技术。另外，就这种厚钢板与薄钢板而言，以板厚为代表，在制造过程中的累积压下率、微组织(钢组织)、材料强度、以及由压制带来的加工度也大不相同。
本发明是鉴于上述现状而作出的，其目的在于，提供下述钢板及其有利的制造方法，所述钢板为板厚：0.5～2.6mm且具有拉伸强度(ts)：1320mpa以上的高强度、并且耐延迟破坏特性、尤其是剪切端面的耐延迟破坏特性优异的钢板，更具体而言，提供即使在利用剪切、切分进行的毛坯加工或利用冲裁进行的钻孔加工后实施冷压成型的情况、或者在冷压成型后实施利用剪切的部件的切断或利用冲裁的钻孔加工的情况下所得的压制成型品中，也能够得到优异的耐延迟破坏特性的钢板。
用于解决课题的手段
本申请的发明人为解决上述课题而进行了深入研究，结果得到了下述见解。
i)剪切端面中的耐延迟破坏特性受剪切端面的损伤程度(表层的硬化量以及残余应力)、和裂纹向内部进展的容易程度支配，特别是，对于ts≥1320mpa级的高强度钢板而言，长轴长度为100μm以上的巨大的夹杂物簇(夹杂物簇a)使剪切端面内部的局部的应变、残余应力增加，成为延迟破坏的起点、传播路径，从而对其特性产生不良影响。
上述夹杂物簇a为以mns、al2o3、(al，ca)-o为主的夹杂物簇，由于其在板厚中央部大量存在，因此，仅通过表层的处理是不充分的，需要减少直至板厚中央部所包含的夹杂物簇a。特别是，在板厚为0.5～2.6mm的薄钢板中，存在下述情况，即，在板厚中央的mn中心偏析部遍及300μm以上观察到许多而以点列状排列的夹杂物簇a，其对延迟破坏产生极大的不良影响。因此，减少这种夹杂物簇a是重要的。通过尽量减少mn、并在此基础上将s减少至至少小于10质量ppm、优选6质量ppm以下，从而可减少上述夹杂物簇a。
ii)通过nb、ti的微量添加，耐延迟破坏特性显著改善。然而，在c≥0.13％的钢中，观察到下述情况，即，在它们的添加量多的情况下、复合添加的情况下，耐延迟破坏特性显著变差。在c≥0.13％的钢中，长轴长度为20μm以上且小于100μm的较大的夹杂物簇(夹杂物簇b)残存，认为夹杂物簇b也与夹杂物簇a同样地产生不良影响。该夹杂物簇b为以簇状分布的nb(c，n)、(nb、ti)(c，n)、ti(c，s)、或以其为核而复合析出有mns而成的夹杂物。在mn≥1.8％的情况下，发生一定量的mn的微观偏析以及宏观偏析，在其偏析部位，上述物质易于复合而生成，因此，再加上mn偏析本身的不良影响、mns的复合析出，从而与单纯地析出nb(c，n)、(nb、ti)(c，n)、ti(c，s)的情况相比，由该夹杂物簇b带来的不良影响显著变大。
与此相对，通过将nb、ti的含量控制在特定的范围内、严格地控制板坯加热温度和时间，并且将n、s含量减少至极小值，从而即使是对于添加了nb、ti的钢而言，也能够减轻夹杂物的不良影响，耐延迟破坏特性大幅提高。另外，通过cal、cgl等连续退火工序而对添加有nb、ti的钢板进行高温退火从而使γ晶粒生长，由此可改善耐延迟破坏特性。
iii)因固溶b的残存，耐延迟破坏特性显著改善。然而，不同于上述专利文献2～4的厚钢板、在冷轧后实施了退火的冷轧钢板中，特别是在残存有固溶b的钢中，通过退火，渗碳体等以fe为主成分的碳化物发生聚集、粗大化而使得其一部分在保持该状态下直接以未固溶的状态残存，对剪切端面的延迟破坏产生不良影响。因此，减少这种以fe为主成分的碳化物也是重要的。对于该碳化物的减少而言，在连续退火(cal)工序中进行高温、长时间退火是有效的。
本发明是基于上述见解、并进行了进一步的研究而最终完成的。即，本发明的主旨构成如下所述。
[1]、钢板，其具有下述成分组成和钢组织，所述成分组成以质量％计含有c：0.13～0.40％、si：1.5％以下、mn：1.8～4％、p：0.02％以下、s：小于0.0010％、sol.al：0.2％以下、n：小于0.0060％、b：0.0003％以上且小于0.0035％、o：小于0.0020％，并且进一步以满足式(1)、式(2)的方式含有nb：0.002％以上且小于0.035％、ti：0.002％以上且小于0.040％中的1种或2种，余量为fe及不可避免的杂质，所述钢组织中，马氏体及贝氏体相对于组织整体而言的面积率合计为大于90％且100％以下，平均原始γ粒径为6～15μm，满足下述条件a的夹杂物簇a以2个/mm2以下的方式存在，满足下述条件b的夹杂物簇b以5个/mm2以下的方式存在，纵横比为2.0以下、长轴为0.30μm以上且2μm以下的、以fe为主成分的碳化物以4000个/mm2以下的方式存在，所述钢板的板厚为0.5～2.6mm，且拉伸强度为1320mpa以上，
[％ti]+[％nb]>0.007式(1)
[％ti]×[％nb]2<7.5×10-6式(2)
其中，[％nb]、[％ti]表示nb、ti的含量(质量％)，
(条件a)
(i)夹杂物簇的长轴长度为100μm以上；
(ii)由1个以上的夹杂物粒子构成，夹杂物粒子的长轴长度为0.3μm以上，在由2个以上的夹杂物粒子构成的情况下夹杂物粒子间的最短距离为30μm以下，
(条件b)
(i)夹杂物簇的长轴长度为20μm以上且小于100μm；
(ii)由1个以上的夹杂物粒子构成，夹杂物粒子的长轴长度为0.3μm以上，在由2个以上的夹杂物粒子构成的情况下夹杂物粒子间的最短距离为10μm以下。
[2]、如[1]所述的钢板，其中，分布在所述马氏体及/或所述贝氏体的内部的、直径为10～200nm的碳化物以0.3×107个/mm2以上的方式存在。
[3]、如[1]或[2]所述的钢板，其中，残余γ相对于组织整体而言的面积率为小于5％。
[4]、如[1]～[3]中任一项所述的钢板，其中，所述成分组成进一步以质量％计含有选自cu：0.005～1％以及ni：0.01～1％中的1种或2种。
[5]、如[1]～[4]中任一项所述的钢板，其中，所述成分组成进一步以质量％计含有选自cr：0.01～1.0％、mo：0.01～0.5％、v：0.003～0.5％、zr：0.005～0.2％以及w：0.005～0.2％中的1种或2种以上。
[6]、如[1]～[5]中任一项所述的钢板，其中，所述成分组成进一步以质量％计含有选自ca：0.0002～0.0030％、ce：0.0002～0.0030％、la：0.0002～0.0030％以及mg：0.0002～0.0030％中的1种或2种以上。
[7]、如[1]～[6]中任一项所述的钢板，其中，所述成分组成进一步以质量％计含有选自sb：0.002～0.1％以及sn：0.002～0.1％中的1种或2种。
[8]、如[1]～[7]中任一项所述的钢板，在钢板表面具有镀覆层。
[9]、钢板的制造方法，其中，在板坯加热温度高于1220℃的条件下，将具有[1]、[4]～[7]中任一项所述的成分组成的钢板坯以100min以上的均热时间进行保持，然后进行热轧，由此制成热轧钢板，在压下率为20～75％的条件下以使得板厚成为0.5～2.6mm的方式对所述热轧钢板进行冷轧，由此制成冷轧钢板，实施退火，在所述退火中，于860℃以上且910℃以下的退火温度将所述冷轧钢板均热150～600秒，从退火温度至420℃以2℃/s以上的平均冷却速度进行冷却，然后，从420℃至280℃以下的温度以10℃/s以上的平均冷却速度进行冷却。
[10]、如[9]所述的钢板的制造方法，其中，所述退火为下述退火：在实施了冷却至280℃以下的温度的所述冷却后，根据需要实施再加热并于120～280℃的温度范围保持15秒～3天，然后，冷却至室温。
[11]、如[9]或[10]所述的钢板的制造方法，其中，在所述退火的、从退火温度至420℃以2℃/s以上的平均冷却速度进行冷却的过程中，在镀浴中浸渍从而实施镀覆处理。
[12]、如[11]所述的钢板的制造方法，其中，在所述镀覆处理的镀浴浸渍后，加热至480～600℃从而进行合金化处理。
发明效果
根据本发明，可得到板厚：0.5～2.6mm且具有拉伸强度(ts)：1320mpa以上的高强度、耐延迟破坏特性特别是剪切端面的耐延迟破坏特性优异的钢板。另外，本发明的钢板适用于伴有剪切、冲裁加工的冷压成型用途，因此，有助于部件强度的提高、轻量化，进而有助于成本削减。
具体实施方式
以下，具体说明本发明的实施方式。需要说明的是，本发明不限于以下的实施方式。
首先，针对本发明的钢板中的成分组成进行说明。成分组成中元素含量的单位均为“质量％”，以下，除非另有说明，否则仅以“％”表示。
c：0.13％以上且0.40％以下(0.13～0.40％)
c为提高淬透性的元素，从确保规定的马氏体及/或贝氏体的面积率、并且使这些组织的强度上升、确保ts≥1320mpa的观点考虑，c是必要的。另外，还具有在马氏体及贝氏体的内部生成成为氢的陷阱位点的微细的碳化物，提高耐延迟破坏特性的作用。这里，在c含量小于0.13％的情况下，将无法维持优异的耐延迟破坏特性并得到规定的强度。优选为0.14％以上，更优选为0.16％以上。另一方面，若c含量大于0.40％，则强度变得过高，将难以得到充分的耐延迟破坏特性。优选为0.30％以下，更优选为0.25％以下。鉴于以上理由，c含量设为0.13～0.40％。需要说明的是，从维持优异的耐延迟破坏特性并且得到ts≥1470mpa的观点考虑，c含量优选为大于0.17％。
si：1.5％以下
si为具有固溶强化作用的强化元素。另外，对于si而言，在200℃以上的温度范围内对钢板进行回火的情况下，si抑制膜状的碳化物的生成从而有助于耐延迟破坏特性的改善。此外，也有助于减轻板厚中央部的mn偏析并抑制mns的生成。此外，si还有助于抑制由连续退火时的钢板表层部的氧化导致的脱碳、乃至脱b。这里，si含量的下限没有特别限定，但为了充分地获得上述这种效果，优选含有0.02％以上的si。优选为0.10％以上，更优选为0.20％以上。另一方面，若si含量过多，则其偏析量变多、且耐延迟破坏特性变差。另外，还有可能导致热轧及冷轧中的轧制负荷的增加、韧性的降低。因此，si含量设为1.5％以下。优选为1.2％以下，更优选为1.0％以下。需要说明的是，si含量也可以为0％。
mn：1.8～4％
为了提高钢的淬透性、确保规定的马氏体及/或贝氏体的面积率而含有mn。另外，mn将钢中的s以mns的形式固定，具有减轻热脆性的效果。在mn含量小于1.8％的情况下，在利用气体、喷雾进行冷却的退火线中，在冷却中生成铁素体从而使得剪切端面的耐延迟破坏特性大幅变差。为了抑制铁素体生成，需要含有1.8％以上的mn。另一方面，mn是特别促进板厚中央部处的mns的生成、粗大化的元素，若mn含量大于4％，则即使将s减少至极小值，板厚中央部处的巨大的夹杂物簇a及b的数量和大小也会增加，剪切端面的耐延迟破坏特性也会显著变差。因此，mn含量设为1.8～4％。需要说明的是，从进一步减少板厚中央部的粗大的mns、改善耐延迟破坏特性的观点考虑，mn含量优选设为1.8％以上且3.2％以下，进一步优选设为1.8％以上且2.8％以下。
另外，从抑制铁素体的生成从而改善耐延迟破坏特性的观点考虑，mn优选为1.9％以上、进一步优选为2.3％以上。
p：0.02％以下
p为将钢强化的元素，但若其含量多，则耐延迟破坏特性、点焊性显著变差。因此，p含量设为0.02％以下。优选为0.010％以下。从改善焊接部的耐延迟破坏特性的观点考虑，p进一步优选设为0.005％以下。需要说明的是，p含量的下限没有特别限定，但在当前，工业上所能实施的下限为0.002％左右。
s：小于0.0010％
s含量通过mns、tis、ti(c，s)等的形成而对剪切端面的耐延迟破坏特性产生大幅不良影响，因此需要严格地控制。特别地，mns在热轧中被轧制并被拉伸，另外在冷轧中，在被压碎的同时被拉伸。另外，在最终制品中，形成达到80～400μm的长度的夹杂物簇(夹杂物簇a、b)。另外，在添加有nb、ti的钢中，若nb(c，n)、(nb、ti)(c，n)等在板坯加热时残存，则在其周围复合而生成mns，因此，其结果促进20μm以上且小于100μm的长度的夹杂物簇(夹杂物簇b)的形成，而且与nb(c，n)等相比，mns通过对周围进行被覆而导致与母相的剥离强度的降低，从而使延迟破坏显著变差。在本发明的薄钢板的情况下，例如，铸造板坯的厚度约为180～250mm，最终制品板的板厚为0.5～2.6mm，因此，累积压下量约为99％。在薄钢板中，由于钢板在轧制方向上的伸长率达到厚钢板的情况的5～10倍，因此mns的不良影响进一步变大，在剪切端面中，该不良影响变得显著。另外，尤其在剪切端面中，由于板厚方向的所有区域露出，因此，在板厚中央部的mn偏析部形成巨大的夹杂物簇a。结果，再加上mn偏析，尤其对耐延迟破坏特性产生不良影响。为了减轻由该夹杂物簇a带来的不良影响，s含量需要设为小于0.0010％。优选为0.0006％以下，进一步优选为0.0004％以下。需要说明的是，s含量的下限无特别限定，但在当前，工业上所能实施的下限为0.0002％左右。
sol.al：0.2％以下
sol.al是为了进行充分的脱氧、减少钢中夹杂物而添加的。这里，为了稳定地实施脱氧，sol.al含量优选设为0.01％以上。另一方面，若sol.al含量大于0.2％，则当热轧后的卷绕时所生成的渗碳体等以fe为主成分的碳化物将难以通过退火而固溶，耐延迟破坏特性变差。因此，sol.al含量设为0.2％以下。优选为0.10％以下，更优选为0.05％以下。
n：小于0.0060％
n为在钢中形成tin、(nb、ti)(c，n)、aln等氮化物、碳氮化物系的夹杂物的元素，通过上述物质的生成而使耐延迟破坏特性变差。上述夹杂物单独对延迟破坏的影响度小，但其中的一部分成为mns的析出核、并且与mns一同以点列状分布从而形成巨大的夹杂物簇(夹杂物簇b)，由此使耐延迟破坏特性变差。为了抑制这种夹杂物簇的生成，n含量需要设为小于0.0060％。优选为0.0045％以下，更优选为0.0040％以下。需要说明的是，n含量的下限没有特别限定，但在当前，工业上所能实施的下限为0.0006％左右。
b：0.0003％以上且小于0.0035％
b为提高钢的淬透性的元素，且具有下述优点，即，即使在mn量少的情况下，也能够生成规定的面积率的马氏体及/或贝氏体。另外，利用固溶b的残存而使得耐延迟破坏特性提高。为了得到这种b的效果，需要含有0.0003％以上的b。另外，更优选含有0.0005％以上。进一步优选为0.0010％以上。另一方面，若b含量达到0.0035％以上，则不仅上述效果饱和，而且会使退火时的渗碳体的固溶速度变慢，将使得未固溶的渗碳体等以fe为主成分的碳化物残存，由此，使剪切端面的耐延迟破坏特性变差。优选为0.0030％以下，进一步优选为0.0025％以下。鉴于以上理由，b含量设为0.0003％以上且小于0.0035％。
o：小于0.0020％
o为在钢中形成直径1～20μm的al2o3、sio2、cao、mgo、(al,ca)-o等氧化物系夹杂物的元素，通过它们的生成而使耐延迟破坏特性变差。为了减小这种对耐延迟破坏特性带来的不良影响，o含量需要设为小于0.0020％。优选为0.0015％以下，更优选为0.0010％以下。需要说明的是，o含量的下限没有特别限定，但在当前，工业上所能实施的下限为0.0005％左右。
本发明中，含有nb及ti中的至少1种。即使在nb含量小于下述下限值(小于0.002％)，当ti在下述本发明范围内、且满足式(1)及式(2)的情况下，也可包含nb作为不可避免的杂质。即使ti含量小于下述下限值(小于0.002％)，当nb在下述本发明范围内、且满足式(1)及式(2)的情况下，也可包含ti作为不可避免的杂质。因此，这些均在本发明范围内。
nb：0.002％以上且小于0.035％
对于nb而言，通过原始γ晶粒的微细化、由此带来的马氏体及贝氏体的内部结构的微细化、成为氢陷阱位点的微细析出物的形成、织构组织的形成，从而即使是微量添加也显著有助于高强度化以及耐延迟破坏特性的改善。从这种观点考虑，nb优选含有0.002％以上。更优选为0.004％以上，进一步优选为0.010％以上。但是，若大量含有nb，则在热轧工序的板坯加热时未固溶而残存的nbn、nb(c，n)、(nb、ti)(c，n)等nb系的粗大析出物增加，mns在其上复合析出，由此，剪切端面的耐延迟破坏特性显著变差。因此，nb需要设为小于0.035％。优选为0.030％以下，进一步优选为0.020％以下。
ti：0.002％以上且小于0.040％
对于ti而言，通过原始γ晶粒的微细化、由此带来的马氏体及贝氏体的内部结构的微细化、成为氢陷阱位点的微细析出物的形成、织构组织的形成，从而即使是微量添加，也显著有助于高强度化以及耐延迟破坏特性的改善。此外，还有助于铸造性的改善。从这种观点考虑，ti优选含有0.002％以上。更优选为0.004％以上，进一步优选为0.010％以上。但是，若大量地含有ti，则在热轧工序的板坯加热时未固溶而残存的tin、ti(c，n)、ti(c，s)、tis等ti系的粗大析出物增加，mns在其上复合析出，由此剪切端面的耐延迟破坏特性变差。因此，优选以小于0.040％的含量含有ti。优选为0.030％以下，进一步优选为0.020％以下。
[％ti]+[％nb]：大于0.007％
nb、ti为改善耐延迟破坏特性的元素，且为了得到上述效果，至少需要将它们的含量设为合计大于0.007％。优选为0.010％以上，进一步优选为0.015％以上。针对上限，优选为0.060％以下，更优选为0.050％以下，进一步优选为0.040％以下。需要说明的是，[％nb]、[％ti]表示nb、ti的含量(质量％)。
[％ti]×[％nb]2：小于7.5×10-6
若nb、ti的含量过多，则通过夹杂物簇b的形成而使得耐延迟破坏特性显著变差。特别是，在将nb与ti复合而添加的情况下，析出物稳定化而易于以粗大的夹杂物的形式残存从而使得耐延迟破坏特性显著变差。因此，必须严格地控制它们的添加量。为了减小其不良影响，需要将它们的含量控制为[％ti]×[％nb]2＜7.5×10-6的范围。优选为[％ti]×[％nb]2≤5.0×10-6，更优选为[％ti]×[％nb]2≤3.0×10-6。另外，多数情况下为[％ti]×[％nb]2≥0.05×10-6。需要说明的是，[％nb]、[％ti]表示nb、ti的含量(质量％)。
以上，针对基本成分进行了说明，但本发明的钢板可适当含有以下的任意元素。
也可以进一步以质量％计含有选自cu：0.005～1％及ni：0.01～1％中的1种或2种。
cu：0.005～1％
cu提高汽车在使用环境中的耐腐蚀性。另外，还具有下述效果，即，cu的腐蚀生成物被覆钢板表面从而抑制氢向钢板的侵入。cu为将废料有效用作原料时所混入的元素，通过允许cu的混入从而能够将循环资源灵有效用作原料资源，能够降低制造成本。从这种观点考虑，cu优选含有0.005％以上，进一步从耐延迟破坏特性提高的观点考虑，cu更优选含有0.05％以上。更优选为0.10％以上。然而，若cu含量变得过多，则会导致表面缺陷的产生，因此cu含量优选设为1％以下。更优选为0.50％以下，进一步优选为0.30％以下。
ni：0.01～1％
与cu相同，ni也是具有提高耐腐蚀性的作用的元素。另外，ni具有抑制在含有cu的情况下易于发生的、表面缺陷的产生的作用。因此，ni优选含有0.01％以上。更优选为0.02％以上，进一步优选为0.04％以上。但是，若ni含量变得过多，则加热炉内的氧化皮生成变得不均匀，反而会成为使表面缺陷产生的原因。另外，还会导致成本增加。因此，ni含量设为1％以下。更优选为0.50％以下，进一步优选为0.20％以下。
也可以进一步以质量％计含有选自cr：0.01～1.0％、mo：0.01～0.5％、v：0.003～0.5％、zr：0.005～0.2％以及w：0.005～0.2％中的1种或2种以上。
cr：0.01～1.0％
cr具有提高钢的淬透性的效果。为了获得这种效果，优选含有0.01％以上的cr。更优选为0.05％以上，进一步优选为0.10％以上。然而，若cr含量大于1.0％，则会使退火时的渗碳体的固溶速度变慢，未固溶的渗碳体等以fe为主成分的碳化物残存，由此剪切端面的耐延迟破坏特性变差。另外，耐点蚀性、以及化学转化处理性变差。因此，cr含量优选设为0.01～1.0％。需要说明的是，若cr含量大于0.2％，则耐延迟破坏特性、耐点蚀性、化学转化处理性可能劣化，因此，从防止这一情况的观点考虑，cr含量更优选设为0.2％以下。
mo：0.01％以上且0.5％以下
对于mo而言，为了得到钢的淬透性的提高效果、成为氢的陷阱位点的包含mo的微细碳化物的生成以及由马氏体及贝氏体的微细化带来的耐延迟破坏特性的进一步改善效果，优选含有0.01％以上的mo。更优选为0.03％以上，进一步优选为0.05％以上。然而，若mo含量大于0.5％，则化学转化处理性显著变差。优选为0.2％以下。鉴于以上理由，mo含量优选设为0.01％以上且0.5％以下。
v：0.003～0.5％
对于v而言，为了得到钢的淬透性提高的效果、成为氢的陷阱位点的包含v的微细碳化物的生成以及由马氏体、贝氏体的微细化带来的耐延迟破坏特性的进一步改善效果，优选含有0.003％以上的v。更优选为0.005％以上，进一步优选为0.007％以上。然而，若v含量大于0.5％，则铸造性显著变差。更优选为0.20％以下，进一步优选为0.09％以下。最优选为0.01％以下。鉴于以上理由，v含量优选设为0.003～0.5％。
zr：0.005～0.2％
对于zr而言，为了得到钢的淬透性提高的效果、成为氢的陷阱位点的包含v的微细碳化物的生成以及由马氏体、贝氏体的微细化带来的耐延迟破坏特性的进一步改善效果，优选含有0.005％以上的zr。更优选为0.010％以上，进一步优选为0.020％以上。但是，若大量含有zr，则在热轧工序的板坯加热时未固溶而残存的zrn、zrs等粗大析出物增加，剪切端面的耐延迟破坏特性变差。因此，zr含量优选为0.2％以下。更优选为0.1％以下，进一步优选为0.05％以下。
w：0.005～0.2％
对于w而言，为了得到钢的淬透性提高的效果、成为氢的陷阱位点的包含v的微细碳化物的生成以及由马氏体、贝氏体的微细化带来的耐延迟破坏特性的进一步改善效果，优选含有0.005％以上的w。更优选为0.010％以上，进一步优选为0.030％以上。但是，若大量含有w，则在热轧工序的板坯加热时未固溶而残存的wn、ws等粗大析出物增加，剪切端面的耐延迟破坏特性变差。因此，就w含量而言优选含有0.2％以下。更优选为0.1％以下。
也可以进一步以质量％计含有选自ca：0.0002～0.0030％、ce：0.0002～0.0030％、la：0.0002～0.0030％及mg：0.0002～0.0030％中的1种或2种以上。
ca：0.0002～0.0030％
ca将s固定为cas，有助于耐延迟破坏特性的改善。因此，ca含量优选设为0.0002％以上。更优选为0.0005％以上，进一步优选为0.0008％以上。但是，若大量添加ca，则会使表面品质、弯曲性变差，因此，ca含量优选设为0.0030％以下。更优选为0.0020％以下，进一步优选为0.0015％以下。
ce：0.0002～0.0030％
与ca同样，ce也将s固定、并有助于耐延迟破坏特性的改善。因此，ce含量优选设为0.0002％以上。更优选为0.0003％以上，进一步优选为0.0005％以上。但是，若大量添加ce，则表面品质、弯曲性变差，因此，ce含量优选设为0.0030％以下。更优选为0.0020％以下，进一步优选为0.0015％以下。
la：0.0002～0.0030％
与ca同样，la也将s固定、并有助于耐延迟破坏特性的改善。因此，la含量优选设为0.0002％以上。更优选为0.0005％以上，进一步优选为0.0010％以上。但是，若大量添加la，则表面品质、弯曲性变差，因此la含量优选设为0.0030％以下。更优选为0.0020％以下，进一步优选为0.0015％以下。
mg：0.0002～0.0030％
mg以mgo的形式将o固定，并有助于耐延迟破坏特性的改善。因此，mg含量优选设为0.0002％以上。更优选为0.0010％以上，进一步优选为0.0015％以上。但是，若大量添加mg，则表面品质、弯曲性变差，因此mg含量优选设为0.0030％以下。更优选为0.0025％以下，进一步优选为0.0020％以下。
也可以进一步以质量％计含有选自sb：0.002～0.1％及sn：0.002～0.1％中的1种或2种。
sb：0.002～0.1％
sb抑制钢板表层部的氧化、氮化，并抑制由它们导致的c、b在表层中的含量的减少。另外，通过抑制c、b的含量的上述减少，从而抑制钢板表层部的铁素体生成，从而实现高强度化并且改善耐延迟破坏特性。从这种观点考虑，sb优选含有0.002％以上。更优选为0.004％以上，进一步优选为0.006％以上。但是，若含有大于0.1％的sb，则铸造性变差，另外，其偏析于原始γ晶界，从而使剪切端面的耐延迟破坏特性变差。因此，sb优选含有0.1％以下。更优选为0.05％以下，进一步优选为0.02％以下。
sn：0.002～0.1％
sn抑制钢板表层部的氧化、氮化，并且抑制由它们导致的c、b在表层中的含量的减少。另外，通过抑制c、b的含量的上述减少，从而抑制钢板表层部的铁素体生成，从而实现高强度化并且改善耐延迟破坏特性。从这种观点考虑，sn优选含有0.002％以上。优选为0.003％以上。但是，若含有大于0.1％的sn，则铸造性变差，另外，其偏析于原始γ晶界，从而使剪切端面的耐延迟破坏特性变差。因此，sn优选含有0.1％以下。更优选为0.05％以下，进一步优选为0.01％以下。
需要说明的是，上述以外的成分为fe及不可避免的杂质。另外，在以小于下限值的含量含有上述任意元素的情况下，视为包含上述任意元素作为不可避免的杂质。
接下来，针对本发明的钢板中的钢组织进行说明。
马氏体及贝氏体的合计面积率：大于90％且为100％以下，为了同时实现ts≥1320mpa的高强度和优异的耐延迟破坏特性，马氏体及贝氏体相对于组织整体而言的面积率合计设为大于90％。若少于该量，则铁素体、残余γ(残余奥氏体)中的任一者增多，耐延迟破坏特性变差。优选为92％以上，更优选为94％以上，进一步优选为96％以上。需要说明的是，马氏体及贝氏体相对于组织整体而言的面积率合计优选为100％。需要说明的是，本发明的钢组织包含马氏体及贝氏体这两者。贝氏体有助于提高延展性，因此，优选含有1～25％。
需要说明的是，除马氏体及贝氏体以外的余量为铁素体、残余γ等。除上述以外，非金属夹杂物、渗碳体也作为构成组织而被包含，但由于它们的面积率非常少，因此，将排除了它们的面积率来进行评价。残余γ的面积率没有特别规定，但由于残余γ使耐延迟破坏特性变差，因此，其面积率优选设为小于5％。
夹杂物簇a
夹杂物簇a具体而言满足以下的条件a。
(条件a)
(i)夹杂物簇的长轴的长度为100μm以上。
(ii)由1个以上的夹杂物粒子构成，夹杂物粒子的长轴长度为0.3μm以上，在由2个以上的夹杂物粒子构成的情况下，夹杂物粒子间的最短距离为30μm以下。
条件(i)
夹杂物簇a的长轴的长度为100μm以上。长轴的长度为100μm以上的夹杂物簇对耐延迟破坏特性产生大幅不良影响，因此，需要将其与后述的夹杂物簇b区别开来进行考虑。
条件(ii)
构成夹杂物簇a的夹杂物粒子的长轴的长度为0.3μm以上。之所以着眼于上述长轴的长度为0.3μm以上的夹杂物簇，对于小于0.3μm的夹杂物粒子而言，即使它们集合，对耐延迟破坏特性的不良影响也较小。这是由于，夹杂物簇a的存在频率小，在小于上述大小的条件下，裂纹不易连结而延伸。另外，长轴的长度是指轧制方向上的夹杂物粒子的长度。
在夹杂物簇a由2个以上的夹杂物粒子构成的情况下，夹杂物粒子间的最短距离为30μm以下。针对满足条件(i)的夹杂物簇，通过以上述方式定义夹杂物簇，可适当规定对耐延迟破坏特性带来影响的夹杂物簇，通过调节基于该定义的夹杂物簇的每单位面积(mm2)的个数，能够改善耐延迟破坏特性。最短距离以在夹杂物粒子的长度方向端部为中心点的、相对于轧制方向而言为±10°的扇形的区域中存在的夹杂物粒子为对象(一部分包含在上述区域的情况下，也将其作为对象)。需要说明的是，粒子间的最短距离为各粒子的外周上的点彼此的最短距离。
针对构成夹杂物簇a的夹杂物粒子的形状、存在状态，没有特别限定，在本发明中，通常为在轧制方向上延伸的夹杂物粒子、或为在轧制方向上以点列状分布的夹杂物。所谓“在轧制方向上以点列状分布的夹杂物粒子”，是指由在轧制方向上以点列状分布的2个以上的夹杂物粒子构成的夹杂物粒子。所谓“在轧制方向以点列状分布”，是指例如与在轧制方向上延伸的夹杂物在冷轧时被分割而以点列状分布的状态同样的分布状态。需要说明的是，此为分布状态的说明，并非旨在限定于通过冷轧而被分割从而以点列状分布的状态。
本发明中，满足以上的条件的夹杂物簇a的个数密度(分布密度)为2个/mm2以下。为了提高剪切端面的耐延迟破坏特性，需要在板厚表层部～板厚中央部的区域、尤其是在板厚中央部充分减少由mns、氧化物、氮化物构成的上述这种夹杂物簇。为了即使在使用ts≥1320mpa的高强度钢的部件中也能够抑制来自剪切端面的裂纹产生，上述夹杂物簇需要减少至2个/mm2以下。优选为0个/mm2。需要说明的是，在由1个夹杂物粒子构成的情况下，将长轴的长度为100μm以上的夹杂物粒子作为1个夹杂物粒子簇，对每1mm2的夹杂物簇的个数进行测定。
夹杂物簇b
夹杂物簇b具体而言满足以下的条件b。
(条件b)
(i)夹杂物簇的长轴的长度为20μm以上且小于100μm。
(ii)由1个以上的夹杂物粒子构成，夹杂物粒子的长轴长度为0.3μm以上，在由2个以上的夹杂物粒子构成的情况下，夹杂物粒子间的最短距离为10μm以下。
条件(i)
夹杂物簇b的长轴的长度为20μm以上且小于100μm。在长轴的长度小于20μm的情况下，由于对耐延迟破坏特性的不良影响小，因此设为20μm以上。对于长轴长度大于100μm的夹杂物簇而言，对耐延迟破坏特性的影响特别大，因此将其作为夹杂物簇a进行考虑。长轴的长度是指轧制方向上的夹杂物簇的长度。
条件(ii)
夹杂物粒子的长轴的长度为0.3μm以上。之所以着眼于上述长轴的长度为0.3μm以上的夹杂物粒子，是因为就小于0.3μm的夹杂物而言，即使它们聚集，对耐延迟破坏特性的影响也较小。另外，长轴的长度是指轧制方向上的夹杂物粒子的长度。在夹杂物簇b由2个以上的夹杂物粒子构成的情况下，夹杂物粒子间的最短距离为10μm以下。关于满足条件(i)的夹杂物簇，通过以上述方式定义夹杂物簇，从而能够适当地规定对耐延迟破坏特性产生影响的夹杂物簇，通过对基于该定义的夹杂物簇的每单位面积(mm2)的个数进行调节，从而能够改善耐延迟破坏特性。需要说明的是，在最短距离的测定中，以在以夹杂物簇的长度方向端部为中心点的、相对于轧制方向而言为±10°的扇形的区域中存在的夹杂物粒子为对象(在一部分包含在上述区域的情况下，也将其作为对象)。粒子间的最短距离为各粒子的外周上的点彼此的最短距离，粒子簇与粒子之间的最短距离为粒子的外周状的点与构成粒子簇的粒子之间的最短距离，粒子簇间的最短距离为各粒子簇的粒子彼此的最短距离。
需要说明的是，针对构成夹杂物簇b的夹杂物粒子的形状、存在状态，没有特别限定，但在本发明中，通常，与夹杂物簇a的情况同样地，为在轧制方向上延伸的夹杂物粒子、或为在轧制方向上以点列状分布的夹杂物。
本发明中，满足以上条件的夹杂物簇b的个数密度为5个/mm2以下。为了提高剪切端面的耐延迟破坏特性，需要在板厚表层部～板厚中央部的区域、特别是在板厚中央部中充分减少由mns、氧化物、氮化物构成的上述这种夹杂物簇b的量。为了即使在使用ts≥1320mpa的高强度钢的部件中也能够抑制来自剪切端面的裂纹发生，这种夹杂物簇的个数密度需要减少至5个/mm2以下。优选为4个/mm2以下。进一步优选为3个/mm2以下。需要说明的是，这种夹杂物簇b优选设为0个/mm2。另外，在由1个夹杂物粒子构成的情况下，将长轴的长度为20μm以上且小于100μm的夹杂物粒子作为1个夹杂物粒子簇，对每1mm2的夹杂物簇的个数进行测定。
纵横比为2.0以下、长轴为0.30μm以上且2μm以下的、以fe为主成分的碳化物：4000个/mm2以下
在对剪切端面的耐延迟破坏特性与夹杂物粒子的关系详细进行研究的结果，探明了，在迄今为止通常实施的退火条件下，渗碳体等以fe为主成分的碳化物存在未完全固溶、而以某一定量残存的情况。但是，以该未固溶的fe为主成分的碳化物、具体而言纵横比为2.0以下、长轴的长度为0.30μm以上且2μm以下的以fe为主成分的粗大的碳化物对剪切端面的耐延迟破坏特性产生不良影响。需要说明的是，该粗大的碳化物呈现出与在回火过程中析出的晶粒内的微细碳化物、晶界的膜状的粗大析出物明显不同的形态。
这里，着眼于纵横比为2.0以下、长轴的长度为0.30μm以上且2μm以下的碳化物的理由在于，探明了纵横比为2.0以下、长轴的长度为0.30μm以上且2μm以下的以fe为主成分的粗大的碳化物对剪切端面的耐延迟破坏特性产生不良影响。
另外，所谓以fe为主成分的碳化物，具体而言为渗碳体(θ)、η、χ、ε等fe-c系的碳化物，并且是在它们中些许固溶有mn、si、b、cr、mo等的碳化物。另外，所谓“主成分”，是指关于碳以外的fe、mn、si、b、cr、mo等元素，就它们的比例而言包含50at％以上的fe。
上述以fe为主成分的碳化物需要减少至4000个/mm2以下。优选为2000个/mm2以下。进一步优选为1500个/mm2以下。需要说明的是，上述以fe为主成分的碳化物优选设为0个/mm2。
如后文所述，回火过程中析出的粒内的微细碳化物、晶界处的膜状的析出物在sem反射电子图像中不呈现黑色，因此，能够识别呈现黑色的以fe为主成分的碳化物。
平均原始γ粒径：6～15μm
在添加有nb、ti的钢中，实施高温退火、适度地使γ晶粒粗大化对于耐延迟破坏特性的改善而言是有效的。其机理并不明确，但认为，通过进行高温退火从而使γ晶粒生长，由此使得有利于耐延迟破坏特性改善的织构组织得以发展。从耐延迟破坏特性改善的观点考虑，平均原始γ粒径设为6～15μm。针对下限，优选为7μm以上，更优选为8μm以上，进一步优选为9μm以上。针对上限，优选为12μm以下，更优选为10μm以下。需要说明的是，平均原始γ粒径是指平均粒径。
分布在马氏体及/或贝氏体的内部的、直径为10～200nm的碳化物：0.3×107个/mm2以上
分布在马氏体及/或贝氏体的内部的微细碳化物主要为在回火过程中析出的以fe为主体的碳化物。这些碳化物提高剪切加工中的断面的平滑度，另外可有效用作氢侵入环境下的氢陷阱位点。因此，分布在回火马氏体及/或贝氏体的内部的、直径为10～200nm的碳化物优选为0.3×107个/mm2以上。更优选为0.5×107个/mm2以上，进一步优选为0.7×107个/mm2以上。需要说明的是，针对上限，没有特别限定，优选使上限为0.7～10×107个/mm2左右。在此以上的条件下，存在强度变得过高、耐延迟破坏特性变差的情况。另外，在马氏体及贝氏体中均包含直径为10～200nm的碳化物的情况下，针对马氏体及贝氏体双方测定上述碳化物的个数。在仅在马氏体及贝氏体中的任一者中包含上述碳化物的情况下，对分布在包含碳化物的组织的内部中的、直径为10～200nm的碳化物的个数进行测定，基于此，计算相对于马氏体及贝氏体的合计面积而言的密度。
另外，所谓以fe为主成分的碳化物，具体而言为渗碳体(θ)、η、χ、ε等fe-c系的碳化物，并且是在它们中些许固溶有mn、si、b、cr、mo等的碳化物。另外，所谓“主成分”，是指关于碳以外的fe、mn、si、b、cr、mo等元素，就它们的比例而言，包含50at％以上的fe。
接下来，针对上述组织的分析、测定方法进行说明。
首先，对于马氏体及贝氏体的合计的面积率、以及作为余量的铁素体的面积率而言，在将钢板的l截面(平行于轧制方向的垂直截面)研磨后，用硝酸乙醇溶液腐蚀，在距钢板的表面在板厚方向上1/4厚度位置处用sem以2000倍的倍率观察4个视野，对拍摄到的组织照片进行图像解析从而能够进行测定。这里，马氏体及贝氏体在sem中呈现灰色或白色，铁素体在sem中呈现黑色的对比度。需要说明的是，对于在高于400℃的温度范围内生成的贝氏体铁素体而言，在其内部仅些许存在位错，其特性与铁素体大致相同，因此将其作为铁素体进行计测。另外，在马氏体及贝氏体的内部，含有微量的碳化物、氮化物、硫化物及氧化物，但难以将它们去除，因此将包含它们的区域的面积率作为马氏体及贝氏体的面积率。另外，在残余γ存在的情况下，马氏体及贝氏体的面积率通过从利用上述的sem观察而求出的马氏体及贝氏体的面积率减去利用x射线衍射所求出的残余γ的面积率，从而求出。
这里，贝氏体具有以下的特征。即，贝氏体的纵横比为2.5以上且呈现出板状的形态，与马氏体相比，为略微显黑色的组织。板的宽度为0.3～1.7μm。贝氏体的内部的直径为10～200nm的碳化物(以下，也称为碳化物b)的分布密度为0～3个/μm2。
残余γ的面积率假定为与通过x射线求出的残余γ的体积率相等，使用该值。对于残余γ的体积率而言，例如能够以下述方式求出：使用以co为靶的kαx射线源、由在钢板1/4厚度位置处的基于x射线衍射的α的(200)(211)(220)面、γ的(200)(220)(311)面的积分强度比求出。
另外，夹杂物簇a、夹杂物簇b的每1mm2的个数密度能够以下述方式求出：在对钢板的l截面(平行于轧制方向的垂直截面)研磨后，在不进行腐蚀的情况下，针对距钢板的表层1/5t～4/5t的区域(t为钢板的厚度)、即从表面起相对于板厚而言为1/5厚度位置起、至隔着板厚中心而位于背侧表面侧的1/5厚度位置的区域中的1mm2的区域，连续地用sem对约100个视野进行拍摄，从所拍摄到的sem照片，对如上所述的夹杂物簇的个数进行计测。之所以在距钢板的表层1/5t～4/5t的区域进行测定，是由于在钢板表层中夹杂物簇a、b的存在频率均较少，在板厚中央附近特别多，其结果，初始裂纹从板厚中央附近产生。照片优选放大至2000倍并进行测定。由于夹杂物簇a较薄地生成为膜状，因此，在与轧制面平行的面上进行观察的情况下、在用光学显微镜进行观察的情况下难以进行识别，同样地，也难以正确地对其长度进行计测。
这里，sem图像优选设为反射电子图像。另外，拍摄的倍率优选为1000倍。但是，在不易正确地把握夹杂物粒子的尺寸、夹杂物粒子间的距离的情况下，只要将各个夹杂物粒子放大至5000倍，对上述的夹杂物簇进行图像判定即可。
需要说明的是，如上所述，夹杂物粒子间的最短距离为表面间距离，是指能够由主图像求出的表面间距离。另外，如上所述，最短距离的测定方向限定在轧制方向或轧制方向±10度的范围内的情况。
另外，在夹杂物簇由2个以上的夹杂物粒子构成的情况下，夹杂物簇在轧制方向上的全长(长轴的长度)将成为夹杂物簇在位于轧制方向两端的夹杂物粒子彼此的轧制方向外端部间的、轧制方向的长度。另外，在夹杂物簇由1个夹杂物粒子构成的情况下，夹杂物簇在轧制方向上的全长将成为该夹杂物粒子在轧制方向上的长度。
此外，形成上述夹杂物簇的各个夹杂物粒子主要为mn、ti、zr、ca、rem系的硫化物、al、ca、mg、si、na系的氧化物、ti、zr、nb、al系的氮化物、ti、nb、zr、mo系的碳化物。这些夹杂物簇中的大多数为在铸造工序中生成，然后在板坯加热时未固溶而存在的夹杂物簇，其余的为在之后的热轧、卷绕、退火中与未固溶而存在的夹杂物簇复合或者与未固溶而存在的夹杂物簇接近而再析出的夹杂物簇。需要说明的是，在上述夹杂物粒子中，不包含以fe为主成分的碳化物。
另外，对于纵横比为2.0以下、长轴为0.30μm以上且2μm以下的以fe为主成分的碳化物(以下，也称为碳化物a)的每1mm2的个数(分布密度)而言，在对钢板的l截面(平行于轧制方向的垂直截面)研磨后，在不进行腐蚀的情况下或者用硝酸乙醇溶液极轻微地腐蚀，在钢板的板厚的1/4厚度位置处使用sem以5000倍对15个视野进行摄影，从而能够进行计测。需要说明的是，纵横比为“长轴长度/短轴长度”，在观察面上，短轴方向与长轴方向正交。
这里，sem图像优选为反射电子图像，碳化物a为在反射电子图像中呈现黑色的粒子。需要说明的是，后述的分布在马氏体及/或贝氏体内部的直径为10～200nm的碳化物(以下，也称为“碳化物b”)在反射电子图像中不呈现黑色，因此，能够将它们分离开从而进行测定。
另外，对于是否为以fe为主体的碳化物，能够通过edx来进行该粒子的元素分析从而能够进行确认。
对于原始γ晶粒的平均粒径而言，在将钢板的l截面(平行于轧制方向的垂直截面)研磨后，用对原始γ晶界进行腐蚀的药液(例如饱和苦味酸水溶液、或在其中添加有氯化铁的药液)进行腐蚀，在钢板的板厚的1/4厚度位置处用光学显微镜以400倍的倍率任意地观察4个视野，从而能够对原始γ粒径进行测定。需要说明的是，粒径可使用所得照片并通过切断法来测定。即，在照片上、在轧制方向、与轧制方向垂直的方向(板厚方向)上分别画出20条的直线，对于与它们交叉的晶界的数量进行计测，进一步对将合计线长除以所交叉的晶界的合计数量而得的值乘以1.13，由此能够进行测定。
另外，对于分布在马氏体及/或贝氏体内部的直径为10～200nm的碳化物(以下，也称为“碳化物b”)的个数(分布密度)而言，使用在各相的面积率的测定中使用的用硝酸乙醇溶液腐蚀后的试样，在钢板的板厚的1/4厚度位置处，通过sem的二次电子图像而以10000倍的倍率拍摄4个视野，使用放大至25000倍的倍率的照片，从而能够进行测定。
需要说明的是，碳化物b为存在于马氏体、贝氏体粒内、且呈现出白色的粒子。另外，对于碳化物b的直径而言，在将长轴设为a、将单轴设为b时，以作为当量圆直径的(a×b)0.5的方式而能够求出。
另外，在本发明的钢板中，将板厚及拉伸强度ts设为以下的范围。
板厚：0.5～2.6mm
若板厚变厚，则对于汽车部件而言必要的弯曲成型将变得困难。例如，若板厚大于2.6mm，则将无法以5mm以下的弯曲半径得到90度以上的弯曲角度，在汽车用部件中的应用将变得困难。另一方面，对于将ts≥1320mpa以上的高强度钢板薄化至板厚：小于0.5mm来进行制造而言，由于轧制负荷增大的问题，因此极为困难。因此，板厚设为0.5～2.6mm的范围。针对下限，优选为0.6mm以上，更优选为0.8mm以上。针对上限，优选为2.0mm以下，更优选为1.8mm以下。
拉伸强度ts：1320mpa以上
剪切端面的耐延迟破坏特性的变差在钢板的拉伸强度为1320mpa以上的条件下变得尤其显著。即使是在1320mpa以上的条件下，剪切端面的耐延迟破坏特性也是良好的，这是本发明的特征之一。因此，这里，以拉伸强度：1320mpa以上的钢板为对象。针对拉伸强度的上限，在本发明的钢板中，多数情况下为2000mpa以下、1900mpa以下。
另外，本发明的钢板所具有的优异的耐延迟破坏特性是指，实施例中所评价的延迟破坏特性在ts：1320mpa以上且小于1500mpa的条件下“无破坏”，在ts：1500mpa以上且小于1550mpa的条件下，延迟破坏时间为24小时以上，在ts：1550mpa以上且小于1670mpa的条件下延迟破坏时间为6小时以上，在ts：1670mpa以上的条件下，延迟破坏时间为1.0小时以上。
另外，屈服强度(yp)为800mpa以上且1500mpa以下的情况较多，虽然这并非解决本发明的课题所必需的。另外，总伸长率(el)在5％以上且15％以下的范围的情况较多。
以上的本发明的钢板也可以是在表面具有镀覆层的钢板。镀覆层既可以是zn镀层、也可以是其他金属的镀层。另外，也可以是熔融镀覆层、电镀层中的任意。本发明中优选熔融镀锌层、合金化熔融镀锌层。
接下来，对本发明的钢板的制造方法进行说明。
板坯加热温度：高于1220℃
作为对钢板坯进行热轧的方法，可举出：在将板坯加热后进行轧制的方法；将连续铸造后的板坯在不进行加热的情况下进行直接轧制的方法；对连续铸造后的板坯实施短时间加热处理从而进行轧制的方法；等等。在本发明的制造方法中，极重要的是，将板坯加热温度设为高于1220℃。通过使板坯加热温度(表面温度)为高于1220℃，能够实现硫化物、碳氮化物的固溶促进和mn偏析的减轻，能够实现降低上述夹杂物簇的尺寸、个数。因此，板坯加热温度设为高于1220℃。板坯加热温度的上限没有特别限定，通常为1400℃以下。另外，板坯加热时的平均加热速度设为5～15℃/分钟即可。
板坯均热保持时间：100min以上
以使得在高于1220℃的板坯表面温度下的保持时间(均热时间)成为100min以上的方式进行保持。根据本申请发明人的研究结果，探明了夹杂物簇b残存的主要原因在于，尽管板坯加热温度达到夹杂物的溶解温度，但未确保充分的时间、溶解状态未达到平衡。通过充分地确保均热时间，能够实现硫化物、碳氮化物的固溶促进，从而改善耐延迟破坏特性。在短于100min的情况下，nb、ti系碳氮化物的固溶变得不充分，它们残存，并且mns以它们为核而析出，因此耐延迟破坏特性变差。保持时间的上限没有特别限定，但为250min以下，更优选为200min以下。进一步优选为175min以下。
需要说明的是，相对于由轧制率算出的钢的伸长应变：ε1(假定宽度方向没有变化的情况下的真应变)而言的、作为mns系夹杂物的夹杂物簇的长轴的伸长应变：ε2(在破碎了的情况下包含由该破碎带来的夹杂物间距离的增加的长径的增加量)的比率ε2/ε1在热轧及冷轧中分别为0.60、0.65，探明了夹杂物颗粒在任意工序中均有所伸长。
这意味着与热轧中的压下率相比，通过减小冷轧中的压下率，能够减小夹杂物的伸长率，压下率的分配调节带来的效果非常小，累积压下率处于支配地位。即，重要的是，相对于最终制品板的板厚而使板坯的铸造厚度变薄。但是，实际上，若使板坯变薄，则将阻碍生产率，因此板坯铸造厚度设为100～250mm的范围，特别优选为150～200mm。需要说明的是，按照常规方法将950℃以上的温度范围内的累积压下率设为90～98％、将包含冷轧在内的950℃以下的累积压下率设为50～92％即可。
优选在精轧温度：840～950℃的条件下实施精轧，然后，在10℃/s以上且200℃/s以下的冷却速度下冷却至高于450℃～630℃的温度范围并进行卷绕。从促进相变的观点考虑，优选精轧温度(ft)设为840～950℃的范围、在不低于ar3相变点的范围内进行低温化。在本发明中，通过设为560℃以下的卷绕温度，易于得到所期望的组织。需要说明的是，为了使平均原始γ粒径成为6μm以上，而设为高于450℃的卷绕温度。
另外，为了抑制钢板(钢卷)的板厚变动，在精轧后，以30℃/s以上且200℃/s以下的冷却速度冷却至600℃以下的温度，优选于530℃以下进行卷绕。需要说明的是，从减少纵横比为2.0以下、长轴为0.30μm以上且2μm以下的以fe为主成分的碳化物的量的观点考虑，卷绕温度(ct)也越低越优选，具体而言优选设为530℃以下。
接下来，根据需要，一边使经卷绕的钢卷旋转一边将其水冷，从卷绕机中取出。此时，优选为尽量减少水冷时间，更优选不实施水冷。在高于450℃～630℃的温度范围内将钢卷卷绕后，从抑制此后的表面氧化、不均匀的相变的观点考虑，在保持钢卷的状态下水冷，或者也可以进行开卷并通过水或气体来冷却。利用这种骤冷，能够减少纵横比为2.0以下、长轴为0.30μm以上且2μm以下的以fe为主成分的碳化物。
另外，为了将在钢板表面上生成的一次氧化皮及二次氧化皮除去，优选进行除鳞。除鳞优选在冲击压力：500mpa以上的高压条件下实施。由此，能够减少红氧化皮的残存和二次氧化皮的生成厚度，能够在热轧中的卷绕中，减轻由氧化皮中的氧被捕获至钢板内所导致的钢板的表面氧化。其结果，能够减小最终制品中的表层的氧化层的厚度，有助于耐腐蚀性的提高。另外，能够防止由钢板的表层部中的c、b的氧化导致的、这些元素在表层部附近的减少，在后述的连续退火中，能够抑制在钢板的表层部的、铁素体生成。其结果，还能够改善剪切端面的耐延迟破坏特性。
需要说明的是，优选的是，在将热轧钢卷冷轧前，充分进行酸洗从而减轻氧化皮的残存。另外，从降低冷轧中的负荷的观点考虑，也可以根据需要实施热轧板退火。
冷轧的压下率：20～75％
在冷轧中，将压下率设为20～75％、将冷轧后的钢板的板厚设为0.5～2.6mm即可，针对除此以外的条件，依常规方法即可。针对压下率的下限，优选为30％以上，更优选为40％以上。针对压下率的上限，优选为72％以下，更优选为70％以下。针对板厚的下限，优选为0.6mm以上，更优选为0.8mm以上，进一步优选为1.0mm以上。针对板厚的上限，优选为2.4mm以下，更优选为2.1mm以下，进一步优选为1.8mm以下。
退火
通过连续退火(cal)而针对上述冷轧后的钢板实施退火和回火处理(也包括用于自回火的处理)，之后，根据需要实施平整轧制。在此，重要的是，以满足下述(1)～(4)的方式来调节钢组织：
(1)确保规定的马氏体及贝氏体的面积率，
(2)未固溶碳化物(纵横比为2.0以下、长轴为0.30μm以上且2μm以下的以fe为主成分的碳化物)的减少(退火时的碳化物的固溶促进)，
(3)适当直径的原始γ晶粒的维持，
(4)马氏体及/或贝氏体的内部的碳化物的微细分散。
在此，用于实现(1)～(4)的重点如下。
高温、长时间退火(对应于(1)和(2))；避免过度地进行高温、长时间的退火(对应于(3))；在退火后，从高温起实施骤冷(对应于(1))；在特定的温度范围进行规定时间回火(对应于(4))。
于860℃以上且910℃以下的退火温度进行150～600秒均热
如上所述，纵横比为2.0以下、长轴为0.30μm以上且2μm以下的以fe为主成分的碳化物(碳化物a)为在退火后未固溶而残存的渗碳体粒子等碳化物，为了将这种碳化物充分减少，进行高温、长时间退火，具体而言，需要退火温度：860℃以上的条件下进行150秒以上的均热。另一方面，若退火温度高于910℃、或均热时间长于600秒，则导致原始γ晶粒的粗大化、反而使耐延迟破坏特性变差。因此，于860℃以上且910℃以下的退火温度进行150～600秒均热。更优选为于870～900℃的退火温度进行300～600秒均热。另外，上述退火温度和均热时间与从下述退火温度起的冷却条件一同有助于使马氏体及贝氏体的合计面积率成为所期望的范围。
从退火温度至420℃以2℃/s以上的平均冷却速度进行冷却
为了减少铁素体、残余γ等余量组织、使马氏体及贝氏体的合计的面积率为90％以上，需要从退火温度至420℃以2℃/s以上的平均冷却速度进行冷却。若平均冷却速度小于2℃/s，则铁素体大量生成，并且碳富集于γ而使马氏体硬化，从而使得耐延迟破坏特性变差。上限没有特别限定，通常为100℃/s左右。
从420℃至280℃以下的温度的平均冷却速度：10℃/s以上
若从420℃至280℃以下的温度范围的冷却速度低，则将生成贝氏体铁素体、微细的下贝氏体，导致强度降低、由残余γ的残余γ的增加带来的耐延迟破坏特性的劣化。另外，存在在马氏体、贝氏体内部形成粗大的碳化物的情况。因此，有时耐延迟破坏特性变差。对于该温度范围而言，优选快速地进行冷却。因此，从420℃至280℃以下的温度的平均冷却速度设为10℃/s以上。需要说明的是，平均冷却速度优选为20℃/s以上，更优选为70℃/s以上。上限没有特别限定，通常为2000℃/s左右。从生成1％以上的贝氏体的观点考虑，从420℃至280℃的平均冷却速度设为1000℃/s以下、或在280℃～230℃的温度范围内保持5秒以上。
在对钢板实施熔融镀覆处理的情况下，从退火温度冷却至420℃的过程中，优选浸渍于镀浴中并进行镀覆处理，根据需要能够在镀浴浸渍后加热至480～600℃并进行合金化处理。
另外，在冷却至280℃以下的温度的上述冷却后，可根据需要实施再加热处理，之后，在120～280℃的温度范围内保持15秒～3天。
分布在马氏体及/或贝氏体内部的直径为10～200nm的碳化物为在淬火后的低温区域中的保持过程中生成的碳化物，为了使其分布密度为0.2×107个/mm2以上，有利的是，在骤冷至室温附近后再加热至120～280℃并保持15秒～3天，或者将冷却停止温度设为120～280℃、将保持时间控制在15秒～3天。通过在保持温度为280℃以下的温度范围内使冷却速度降低、或冷却至室温后实施分批退火，由此也能够形成上述的热历史。
需要说明的是，若保持温度低于120℃、或保持时间短于15秒，则马氏体或贝氏体内部的碳化物的分布密度变少、耐延迟破坏特性的改善效果变小。另一方面，若保持温度高于280℃，则原始γ晶粒内及原始γ晶界处的碳化物发生粗大化，马氏体或贝氏体内部的碳化物的分布密度变得不充分。这里，保持时间优选为30秒以上且5小时以下。
针对从420℃至280℃以下的温度所冷却钢板、在上述120～280℃的温度范围保持15秒～3天后冷却至室温而得到的钢板，从表面粗糙度的调节、使板状的平坦化等压制成型性稳定化的观点考虑，可根据需要来实施平整轧制(表皮光轧)。这种情况下，表皮光轧伸长率优选设为0.05～0.6％。这种情况下，从形状平坦化的观点考虑，优选的是，表皮光轧辊设为毛面辊、将钢板的粗糙度ra调节至0.8～1.8μm。
在本发明钢板中，如上所述，在退火中的均热后的冷却中，实施熔融镀覆处理，另外，通过在退火中的均热后实施电镀等，由此能够制成镀覆钢板。镀覆种类可举出zn系镀覆(zn系、zn-ni系、zn-fe系等)、al镀覆。在实施熔融镀覆、电镀后，为了减少侵入钢中的氢，优选于280℃以下的温度范围实施热处理。
实施例
在将表1所示的钢编号a～w的钢熔炼后，将其铸造成130～230mm厚的板坯。针对所铸造的板坯，在表2(将表2-1与表2-2合为表2)所示条件(板坯加热温度(srt)，板坯表面温度为1220℃以上的时间(均热时间)，精轧温度(ft))下，实施热轧，之后，在平均冷却速度(冷却速度)：30～200℃/s的条件下进行冷却，在表2所示的卷绕温度(ct)条件下进行卷绕。将所得的热轧钢板酸洗，以表2所示的轧制率实施冷轧，从而制成表2所示板厚的冷轧钢板。需要说明的是，表1的“[％ti]×[％nb]2”的单位为(质量％)3。
针对所得的冷轧钢板，在连续退火线中，在表2所示的条件(退火温度(at)、860℃以上且910℃以下的温度下的均热时间(保持时间1))下进行退火，此后，在退火温度～420℃的平均冷却速度(1次冷却速度)为表2所示的条件、至420℃～280℃以下的冷却停止温度为止的平均冷却速度(2次冷却速度)为表2所示的条件下进行冷却。在表2所示的冷却停止温度、或根据需要再加热后的保持温度(保持温度2)、该温度条件下的表2所示的保持时间(保持时间2)的条件下，实施回火处理(其中，no10为未进行保持而冷却至100℃的例子。保持时间的项目中记载了冷却所需的时间)。需要说明的是，这里，将冷却速度小于10℃/s的温度设为冷却停止温度。另外，之后，实施伸长率：0.1％的平整轧制、得到最终的钢板。所得钢板的厚度为0.5～2.6mm的范围内。
针对钢c，在退火后、至420℃的冷却过程中，在480℃的熔融镀锌浴中浸渍钢板，之后，加热至540℃并保持15秒从而实施合金化处理，由此制成合金化熔融镀锌钢板。
[表1]
[表2-1]
※下线为本发明范围外
[表2-2]
※下线为本发明范围外
m：马氏体、b：贝氏体、f：铁素体、γ：残余γ
针对由此得到的钢板，利用上述方法实施钢组织的分析、测定。
另外，按照以上方式，实施1)拉伸试验、2)耐延迟破坏特性的评价。
需要说明的是，将上述结果一并记于表2。
1)拉伸试验
对于拉伸试验而言，在宽度方向上，在钢卷宽度的1/4位置处，以使得轧制垂直方向成为试验片的长度方向的方式切取jis5号拉伸试验片，按照jisz2241实施拉伸试验，对屈服强度(yp)、拉伸强度(ts)、伸长率(el)进行评价。
2)耐延迟破坏特性的评价
耐延迟破坏特性的评价以下述方式实施。即，在所得钢板(钢卷)的宽度方向上从钢卷宽度的1/4位置采集轧制垂直方向：100mm、轧制方向：30mm的短带试验片并进行实施。对于长度为100mm的长边侧的端面的切割而言，将其设为剪切加工，在保持剪切加工的状态下(不实施除去毛边的机械加工)，以使得毛边处于弯曲外周侧的方式实施弯曲加工。剪切加工的间隙设为13％、刀面角设为2度。对于弯曲加工而言，在将前端弯曲半径设为r、将钢板的板厚设为t时，以r/t＝4.0的弯曲半径(例如，若板厚为2.0mm，则以前端半径：8.0mm的冲头进行弯曲成型)、以使得弯曲顶点内侧的角度成为90度(v弯曲)的方式来实施。冲头使用前端为上述半径且u字状(前端r部分为半圆形且冲头主体部的厚度为2r)的冲头，冲模使用拐角r为30mm的冲模。对冲头挤入钢板的深度进行调节，以使得前端的弯曲角度成为90度(v字状)的方式进行成型。以成为与弯曲成型时相同形状的方式(以将由回弹导致的直片部的开口消除的方式)用液压千斤顶夹持试验片并进行固定(以成为与弯曲成型最大挤入时相同的凸缘端部距离的方式进行固定)，在该状态下进行螺栓紧固。螺栓通过预先设置于短带试验片的距短边边缘10mm内侧的椭圆形(短轴10mm、长轴15mm)的孔并进行固定。将每1个所得的螺栓紧固后的试验片浸渍在1l以上的ph为1的盐酸(氯化氢水溶液)中，在水溶液温度：20℃的条件下将ph管理为恒定来实施耐延迟破坏特性评价试验。通过目视或照相机来对能够以目视确认到的水平(约1mm长度)的微小裂纹(延迟破坏的初始状态)的有无进行确认，将从试验片的浸渍开始至开始产生微小裂纹为止的时间测定为延迟破坏时间。其中，对于试验片的浸渍开始后、即使经过200小时也没有观察到微小裂纹的情况而言，判断为“无破坏”。针对镀覆钢板，采集轧制方向300mm×轧制垂直方向300mm的板，用稀释盐酸将表面的zn层溶解除去，于室温保管1天(脱氢处理)后，通过与上述相同的工序实施试验片采集、制作，并供于延迟破坏评价。
这里，当在ts：1320mpa以上且小于1500mpa的条件下“无破坏”、在ts：1500mpa以上且小于1550mpa的条件下延迟破坏时间为24小时以上、在ts：1550mpa以上且小于1670mpa的条件下延迟破坏时间为6小时以上、在ts：1670mpa以上的条件下延迟破坏时间为1.0小时以上时，判断为耐延迟破坏特性优异。
由表2可知，在所有发明例中，均可得到具有拉伸强度(ts)：1320mpa以上的高强度、且具有优异的耐延迟破坏特性的钢板。
另一方面，在比较例中无法得到充分的强度，或者不能说耐延迟破坏特性是充分的。
另外，在将长轴长度小于0.3μm的夹杂物粒子也包括在内而对夹杂物簇a、夹杂物簇b进行定义的情况下、在夹杂物粒子的间的最短距离大于30μm的情况也定义为夹杂物簇a的情况下、在将夹杂物粒子间的最短距离大于10μm的情况也定义为夹杂物簇b的情况下，夹杂物簇的个数密度与耐延迟破坏改善效果之间的关系不明确。