钢板、构件和它们的制造方法与流程

本发明涉及在汽车、家电等中经过冷压成形工序使用的冷压成形用高强度钢板、构件和它们的制造方法。

背景技术：

近年来，由于汽车车身轻量化需求的进一步提高，正在推进对中柱r/f(加强件)等车身骨架部件、保险杠、防撞梁部件等应用ts为1320～1470mpa级的高强度钢板。从进一步轻量化的观点出发，也开始进行了1.8gpa级或其以上的高强度化的研究。以往，对由利用热进行压制的热压带来的高强度化进行了研究，但是，最近从成本和生产率的观点出发，重新对基于冷压的高强度钢的应用进行了研究。

但是，在利用冷压成形出ts为1320mpa级以上的高强度钢板并制成部件的情况下，由于部件内的残余应力的增加、原材本身的耐延迟断裂特性的劣化，延迟断裂变得明显。在此，延迟断裂是指如下现象：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，氢侵入钢板内，使原子间结合力降低或者产生局部变形，由此产生微小龟裂，其进展而导致断裂。这样的断裂在实际部件中几乎都是从通过剪切、冲裁而切割的钢板的端面产生。因此，大多尝试改善实际部件中的伴随有可目视的1mm以上的裂纹的钢板母材的耐延迟断裂特性。另一方面，对于在切割端面产生的几百μm的微小的延迟断裂，迄今为止还没有被视为问题。但是，这样的微小的延迟断裂也有可能使疲劳特性、涂装密合性降低，由此对部件性能带来不良影响。因此，要求不仅钢板母材而且切割端面的耐延迟断裂特性也优良的钢板。

对于改善钢板的耐延迟断裂特性的技术，公开了各种技术。例如，基于如果是同一强度则添加元素越多耐延迟断裂特性越降低这样的结果，专利文献1中公开了一种耐延迟断裂特性优良的超高强度钢板，其含有c：0.008～0.18％、si：1％以下、mn：1.2～1.8％、s：0.01％以下、n：0.005％以下、o：0.005％以下，ceq与ts的关系满足ts≥2270×ceq+260、ceq≤0.5、ceq＝c+si/24+mn/6，显微组织由体积率为80％以上的马氏体构成。

专利文献2、3、4中公开了如下技术：使钢中的s降低至一定水平并添加ca，由此防止抗氢致开裂。

专利文献5中公开了如下技术：在含有c：0.1～0.5％、si：0.10～2％、mn：0.44～3％、n：0.008％以下、al：0.005～0.1％的钢中，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％中的一种或两种以上，使成为氢的捕获点的微细的合金碳化物分散，由此改善耐延迟断裂特性。

专利文献6中公开了如下技术：含有c：0.15％以上且0.40％以下、si：1.5％以下、mn：0.9～1.7％、p：0.03％以下、s：小于0.0020％、sol.al：0.2％以下、n：小于0.0055％和o：0.0025％以下，通过减少粗大夹杂物以及碳化物的微细分散来改善耐延迟断裂特性。

专利文献7中公开了如下技术：对具有马氏体单相组织的钢板实施整平加工，由此使残余应力降低，抑制在切割端面产生的延迟断裂。

专利文献8中公开了一种切割端面的耐延迟断裂特性优良的超高强度钢板，其具有以面积率计为90％以上的马氏体和0.5％以上的残余奥氏体，且ts≥1470mpa。

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：日本专利第5824401号公报

专利文献5：日本专利第4427010号公报

专利文献6：日本专利第6112261号公报

专利文献7：日本特开2015-155572号公报

专利文献8：日本特开2016-153524号公报

技术实现要素：

发明所要解决的问题

但是，专利文献1～6中公开的技术均是抑制在钢板母材中产生的几mm的大的延迟断裂引起的龟裂，不能充分地抑制在切割端面本身产生的几百μm的微小的延迟断裂引起的龟裂。另外，在专利文献7公开的技术中，需要对钢板母材实施整平加工，有可能由于因整平机导入的加工应变使得弯曲性降低，使在钢板母材中产生的延迟断裂特性劣化。此外，在切割后实施严格的冷加工的汽车部件中，对于专利文献8中公开的分散有残余奥氏体的钢而言，有可能在部件成形后残余奥氏体相变为硬质的马氏体，使钢板母材的耐延迟断裂特性劣化。本发明是为了解决这样的问题而完成的，其目的在于提供一种钢板、构件和它们的制造方法，所述钢板具有ts≥1320mpa，不仅对于在钢板母材中产生的延迟断裂而且对于在切割端面本身产生的延迟断裂也能够赋予优良的抑制效果。

用于解决问题的方法

本发明人为了解决上述问题反复进行了深入研究，结果得出以下见解。

1)发现：对于ts≥1320mpa的超高强度钢板的冲裁端面的耐延迟断裂特性，以往仅减少对弯曲性带来不良影响的直径100μm以上的夹杂物是不充分的，即使各个粒子微细，但由一个以上的夹杂物粒子构成且长轴的长度为20～80μm的夹杂物群对冲裁端面的耐延迟断裂特性带来显著的不良影响。构成该夹杂物群的各个夹杂物粒子主要是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、它们复合析出的夹杂物，不含铁系的碳化物。

2)发现：为了适当地控制20～80μm长度的夹杂物群，需要优化钢中的n、s、o、mn、nb、ti的含量以及钢坯加热温度、加热保持时间。

3)对于在切割端面产生的延迟断裂而言，在原奥氏体晶界偏析的p引起的晶界强度的降低是主要因素之一，不仅要降低p的含量本身，控制其浓度分布也很重要。

4)此外，在板厚中心附近存在mn的富集区域的情况下，由于以mns为主体的夹杂物的形成、原材强度的增大，导致切割端面的延迟断裂特性劣化，因此，控制mn的浓度分布也很重要。

本发明是基于以上见解而完成的，具体而言，提供以下方案。

[1]一种钢板，其具有：如下成分组成：以质量％计含有c：0.13％以上且0.40％以下、si：1.5％以下、mn：1.7％以下、p：0.010％以下、s：0.0020％以下、sol.al：0.20％以下、n：小于0.0055％、o：0.0025％以下、nb：0.002％以上且0.035％以下、ti：0.002％以上且0.10％以下、b：0.0002％以上且0.0035％以下，并且，满足下述(1)、(2)式，余量由fe和不可避免的杂质构成；以及如下组织：马氏体和贝氏体的合计面积率为95％以上且100％以下，余量为选自铁素体和残余奥氏体中的一种以上，夹杂物粒子间的最短距离大于10μm的长轴长度为20μm以上且80μm以下的夹杂物粒子的密度与由两个以上的夹杂物构成的夹杂物粒子群的长轴长度为20μm以上且80μm以下的夹杂物粒子群的密度的合计为5个/mm²以下，所述夹杂物是长轴长度为0.3μm以上的夹杂物粒子且夹杂物粒子间的最短距离为10μm以下，所述钢板在板厚方向上从距钢板表面1/4位置到距钢板表面3/4位置的局部p浓度为0.060质量％以下，上述位置范围内的mn偏析度为1.50以下，所述钢板的拉伸强度为1320mpa以上。

[％ti]+[％nb]＞0.007…(1)

[％ti]×[％nb]²≤7.5×10^-6…(2)

上述(1)、(2)式的[％nb]、[％ti]为钢中的nb、ti的含量(％)。

[2]如[1]所述的钢板，其中，上述成分组成以质量％计还含有选自cu：0.01％以上且1％以下、ni：0.01％以上且1％以下中的一种以上。

[3]如[1]或[2]所述的钢板，其中，上述成分组成以质量％计还含有选自cr：0.01％以上且1.0％以下、mo：0.01％以上且小于0.3％、v：0.003％以上且0.45％以下、zr：0.005％以上且0.2％以下、w：0.005％以上且0.2％以下中的一种以上。

[4]如[1]～[3]中任一项所述的钢板，其中，上述成分组成以质量％计还含有选自sb：0.002％以上且0.1％以下、sn：0.002％以上且0.1％以下中的一种以上。

[5]如[1]～[4]中任一项所述的钢板，其中，上述成分组成以质量％计还含有选自ca：0.0002％以上且0.0050％以下、mg：0.0002％以上且0.01％以下、rem：0.0002％以上且0.01％以下中的一种以上。

[6]如[1]～[5]中任一项所述的钢板，其在表面具有镀锌层。

[7]一种钢板的制造方法，其中，在由具有[1]～[5]中任一项所述的成分组成的钢水连续铸造钢坯时，使铸造温度与凝固温度之差为10℃以上且40℃以下，以比水量为0.5l/kg以上且2.5l/kg以下的方式冷却至二次冷却区中的凝固壳表层部温度达到900℃为止，在600℃以上且1100℃以下从弯曲区和矫正区通过，然后，使钢坯的表面温度为1220℃以上并保持30分钟以上，然后，进行热轧而制成热轧钢板，将该热轧钢板以40％以上的冷轧率进行冷轧而制成冷轧钢板，并进行如下连续退火：将该冷轧钢板在800℃以上进行240秒以上均热处理，以70℃/s以上的平均冷却速度从680℃以上的温度冷却至260℃以下的温度，根据需要进行再加热，然后，在150～260℃的温度范围内保持20～1500秒。

[8]如[7]所述的钢板的制造方法，其中，在上述连续退火之后进行镀覆处理。

[9]一种构件，其是对[1]～[6]中任一项所述的钢板进行成形加工和焊接中的至少一者而成的。

[10]一种构件的制造方法，其具有对通过[7]或[8]所述的钢板的制造方法制造的钢板进行成形加工和焊接中的至少一者的工序。

发明效果

根据本发明，可以得到不仅在钢板母材中产生的延迟断裂特性优良、而且切割端面本身的耐延迟断裂特性也优良的高强度钢板。通过该特性的改善，能够实现高强度钢板在伴随剪切、冲裁加工的冷压成形用途中的应用，能够有助于构件强度的提高、轻量化。

附图说明

图1是说明端面的剪切加工的示意图。

具体实施方式

以下，对本发明的实施方式进行说明。本发明并非限定于以下实施方式。首先，对于本实施方式的钢板的成分组成进行说明。成分组成的说明中的元素的含量的单位“％”是指“质量％”。

c：0.13％以上且0.40％以下

c是为了提高淬透性从而得到95％以上为马氏体或贝氏体的组织而含有的。c是为了使马氏体或贝氏体的强度升高并确保ts≥1320mpa而含有的。c是为了在马氏体、贝氏体内部生成成为氢的捕获点的微细碳化物而含有的。c的含量小于0.13％时，不能维持优良的耐延迟断裂特性而得到规定的强度。因此，c的含量需要为0.13％以上。为了维持优良的耐延迟断裂特性而得到ts≥1470mpa，c的含量优选为0.18％以上、更优选为0.19％以上。另一方面，c的含量超过0.40％时，强度变得过高，难以得到充分的耐延迟断裂特性。因此，c的含量需要为0.40％以下。c的含量优选为0.38％以下、更优选为0.34％以下。

si：1.5％以下

si作为基于固溶强化的强化元素而含有。si是为了抑制在200℃以上的温度范围内进行回火时的薄膜状的碳化物的生成从而改善耐延迟断裂特性而含有的。si是为了减少板厚中央部处的mn偏析从而抑制mns的生成而含有的。si的下限可以不规定，为了得到上述效果，si的含量优选为0.02％以上、更优选为0.1％以上。另一方面，si的含量超过1.5％时，si的偏析量变多，耐延迟断裂特性劣化。si的含量超过1.5％时，热轧、冷轧中的轧制载荷显著增加。此外，si的含量超过1.5％时，钢板的韧性也降低。因此，si的含量需要为1.5％以下。si的含量优选为0.9％以下、更优选为0.7％以下。

mn：1.7％以下

mn是为了使钢的淬透性提高并使马氏体和贝氏体的合计面积率为规定范围而含有的。另外，mn是为了使钢中的s以mns的形式固定并减轻热脆性而含有的。mn是促进板厚中央部处的mns的生成/粗大化的元素，与al2o3、(nb、ti)(c、n)、tin、tis等夹杂物粒子复合析出，但通过控制mn的偏析状态能够避免这些问题。但是，为了维持焊接的稳定性，mn的含量需要为1.7％以下。mn的含量优选为1.6％以下、更优选为1.5％以下。另一方面，mn的下限没有特别限定，为了工业上稳定地确保规定的马氏体和贝氏体的合计面积率，mn的含量优选为0.2％以上、更优选为0.4％以上。

p：0.010％以下

p是对钢进行强化的元素，其含量多时，耐延迟断裂特性、点焊性劣化。因此，p的含量需要为0.010％以下。p的含量优选为0.008％以下、更优选为0.006％以下。p的下限可以不规定，但是，为了使钢板的p的含量小于0.002％，在精炼中产生很大的负荷，生产效率降低。因此，p的含量优选为0.002％以上。

s：0.0020％以下

s通过形成mns、tis、ti(c、s)等而对耐延迟断裂特性带来很大影响，因此需要精密地控制。一直以来仅减少对弯曲性等带来不良影响的大于80μm的粗大的mns是不充分的，也需要减少mns与al2o3、(nb、ti)(c、n)、tin、tis等夹杂物粒子复合析出的夹杂物粒子，调整钢板的组织。通过该调整，可以得到优良的耐延迟断裂特性。这样，为了减轻夹杂物群带来的弊病，s的含量需要为0.0020％以下。为了进一步改善耐延迟断裂特性，s的含量优选为0.0010％以下、更优选为0.0006％以下。s的下限可以不规定，为了使钢板的s的含量小于0.0002％，在精炼中产生很大的负荷，生产效率降低。因此，s的含量优选为0.0002％以上。

sol.al：0.20％以下

al是为了进行充分的脱氧并减少钢中的夹杂物而添加的。sol.al的下限可以不规定，为了稳定地进行脱氧，sol.al的含量优选为0.01％以上、更优选为0.02％以上。另一方面，sol.al的含量超过0.20％时，卷取时生成的渗碳体在退火过程中难以固溶，耐延迟断裂特性劣化。因此，sol.al的含量需要为0.20％以下。sol.al的含量优选为0.10％以下、更优选为0.05％以下。

n：小于0.0055％

n是在钢中形成tin、(nb、ti)(c、n)、aln等氮化物、碳氮化物系的夹杂物的元素，如果形成这些夹杂物，则不能调整为目标组织，耐延迟断裂特性劣化。因此，n的含量需要小于0.0055％。n的含量优选为0.0050％以下、更优选为0.0045％以下。n的下限可以不规定，为了抑制生产效率的降低，n的含量优选为0.0005％以上。

o：0.0025％以下

o在钢中形成直径1～20μm的al2o3、sio2、cao、mgo等粒状的氧化物系夹杂物，或者与al、si、mn、na、ca、mg等复合形成低熔点化的夹杂物。如果形成这些夹杂物，则耐延迟断裂特性劣化。这些夹杂物使剪切断面的平滑度劣化，使局部的残余应力增加，因此，因夹杂物单体使耐延迟断裂特性劣化。为了减小这样的不良影响，o的含量需要为0.0025％以下。o的含量优选为0.0018％以下、更优选为0.0010％以下。o的下限可以不规定，为了抑制生产效率的降低，o的含量优选为0.0005％以上。

nb：0.002％以上且0.035％以下

nb通过马氏体、贝氏体的内部结构的微细化而有助于高强度化，并且改善耐延迟断裂特性。为了得到这样的效果，nb的含量需要为0.002％以上。nb的含量优选为0.004％以上、更优选为0.006％以上。另一方面认为，nb的含量超过0.035％时，生成大量在轧制方向上以点列状分布的nb系夹杂物群，对耐延迟断裂特性带来不良影响。为了减小这样的不良影响，nb的含量需要为0.035％以下。nb的含量优选为0.025％以下、更优选为0.020％以下。

ti：0.002％以上且0.10％以下

ti通过马氏体、贝氏体的内部结构的微细化而有助于高强度化。ti通过形成成为氢捕获点的微细的ti系碳化物/碳氮化物而改善耐延迟断裂特性。此外，ti改善铸造性。为了得到这样的效果，ti的含量需要为0.002％以上。ti的含量优选为0.006％以上、更优选为0.010％以上。另一方面认为，ti的含量变得过量时，生成大量在轧制方向上以点列状分布的ti系夹杂物粒子群，对耐延迟断裂特性带来不良影响。为了减小这样的不良影响，ti的含量需要为0.10％以下。ti的含量优选为0.06％以下、更优选为0.03％以下。

b：0.0002％以上且0.0035％以下

b是使钢的淬透性提高的元素，即使以较少的mn含量也生成规定面积率的马氏体、贝氏体。为了得到这样的b的效果，b的含量需要为0.0002％以上。b的含量优选为0.0005％以上、更优选为0.0010％以上。从固定n的观点出发，b优选与0.002％以上的ti复合添加。另一方面，b的含量超过0.0035％时，不仅其效果饱和，而且使退火时的渗碳体的固溶速度延迟，未固溶的渗碳体残留而耐延迟断裂特性劣化。因此，b的含量需要为0.0035％以下。b的含量优选为0.0030％以下、更优选为0.0025％以下。

ti和nb：满足下述(1)、(2)式：

[％ti]+[％nb]＞0.007…(1)

[％ti]×[％nb]²≤7.5×10^-6…(2)

上述(1)、(2)式的[％nb]、[％ti]为钢中的nb、ti的含量(％)。

为了确保由添加ti、nb带来的织构控制、由微细析出物带来的氢捕获的效果，并且减小它们的粗大析出物引起的延迟断裂特性劣化的影响，需要将ti、nb的含量控制在规定范围。

为了得到由添加ti、nb带来的织构控制的效果、由微细析出物带来的氢捕获的效果，nb和ti需要满足上述(1)式。特别是在含有0.21％以上的c的钢中，nb的固溶极限量小，如果复合添加nb和ti，则即使在1200℃以上的高温下也容易生成非常稳定的(nb、ti)(c、n)、(nb、ti)(c、s)，因此nb、ti的固溶极限量极小。为了减少由于这样的固溶极限量的减少而产生的未固溶析出物，nb和ti需要满足上述(2)式。

本实施方式的钢板可以根据需要含有选自以下元素中的一种以上。

cu：0.01％以上且1％以下

cu是提高汽车在使用环境中的耐腐蚀性的元素。通过含有cu，腐蚀生成物被覆钢板表面，可以得到抑制氢向钢板侵入的效果。cu是在活用废料作为原料时混入的元素，因此，通过允许cu的混入，能够活用再循环材料作为原材料，能够削减制造成本。为了得到这些效果，cu的含量优选为0.01％以上。为了进一步提高钢板的耐延迟断裂特性，cu的含量优选为0.05％以上、进一步优选为0.08％以上。另一方面，cu的含量变得过多时，有时成为表面缺陷的原因。因此，cu的含量优选为1％以下。cu的含量更优选为0.6％以下、进一步优选为0.3％以下。

ni：0.01％以上且1％以下

ni是使耐腐蚀性提高的元素。ni还具有减少在含有cu时容易产生的表面缺陷的作用。因此，ni的含量优选为0.01％以上。ni的含量更优选为0.04％以上、进一步优选为0.06％以上。另一方面，ni的含量变得过多时，加热炉内的氧化皮生成变得不均匀，成为表面缺陷的原因，并且导致显著的成本增加。因此，ni的含量优选为1％以下。ni的含量更优选为0.6％以下、进一步优选为0.3％以下。

本实施方式的钢板可以根据需要进一步含有选自以下元素中的一种以上。

cr：0.01％以上且1.0％以下

cr是使钢的淬透性提高的元素。为了得到该效果，cr的含量优选为0.01％以上。cr的含量更优选为0.04％以上、进一步优选为0.08％以上。另一方面，cr含量超过1.0％时，有时使退火时的渗碳体的固溶速度延迟，使未固溶的渗碳体残留，由此使耐延迟断裂特性劣化。cr含量超过1.0％时，有时使耐点蚀性劣化，有时使化学转化处理性劣化。因此，cr含量优选为1.0％以下。需要说明的是，cr的含量超过0.2％时，倾向于耐延迟断裂特性、耐点蚀性和化学转化处理性开始劣化，因此，从抑制这些问题的观点出发，cr含量更优选为0.2％以下、进一步优选为0.15％以下。

mo：0.01％以上且小于0.3％

mo是使钢的淬透性提高的元素，也是生成成为氢捕获点的含有mo的微细碳化物的元素，也是改善由马氏体的微细化带来的耐延迟断裂特性的元素。如果含有大量ti、nb，则生成它们的粗大析出物，反而耐延迟断裂特性劣化。与此相对，mo的固溶极限量与nb、ti相比较大，如果复合含有mo、ti和nb，则析出物微细化，形成mo与它们复合的微细析出物。因此，通过含有少量的nb、ti和mo，能够在不残留粗大的析出物的情况下使组织微细化，并且使微细碳化物大量分散，由此，耐延迟断裂特性提高。因此，mo的含量优选为0.01％以上。mo的含量更优选为0.04％以上、进一步优选为0.08％以上。另一方面，mo的含量为0.3％以上时，有时使化学转化处理性劣化。因此，mo的含量优选为小于0.3％。mo的含量更优选为0.2％以下、进一步优选为0.15％以下。

v：0.003％以上且0.45％以下

v是使钢的淬透性提高的元素，也是生成成为氢捕获点的含有v的微细碳化物的元素，也是改善由马氏体的微细化带来的耐延迟断裂特性的元素。因此，v的含量优选为0.003％以上。v的含量更优选为0.006％以上、进一步优选为0.010％以上。另一方面，v的含量超过0.45％时，有时铸造性显著劣化。因此，v的含量优选为0.45％以下。v的含量更优选为0.30％以下、进一步优选为0.15％以下。

zr：0.005％以上且0.2％以下

zr是通过原奥氏体粒径的微细化以及由此带来的作为马氏体、贝氏体的内部结构单元的块尺寸、贝茵(bain)粒径等的减小而有助于高强度化、并且改善耐延迟断裂特性的元素。也是通过形成成为氢捕获点的微细的zr系碳化物/碳氮化物而高强度化、并且改善耐延迟断裂特性的元素，也是改善铸造性的元素。为了得到这些效果，zr的含量优选为0.005％以上。zr的含量更优选为0.008％以上、进一步优选为0.010％以上。另一方面，zr的含量超过0.2％时，在热轧工序的钢坯加热时，因未固溶而残留的zrn、zrs系的粗大的析出物增加，有时耐延迟断裂特性劣化。因此，zr的含量优选为0.2％以下。zr的含量更优选为0.15％以下、进一步优选为0.10％以下。

w：0.005％以上且0.2％以下

w是通过形成成为氢的捕获点的微细的w系碳化物/碳氮化物而有助于高强度化以及改善耐延迟断裂特性的元素。因此，w的含量优选为0.005％以上。w的含量更优选为0.008％以上、进一步优选为0.010％以上。另一方面，w的含量超过0.2％时，有时在热轧工序的钢坯加热时因未固溶而残留的粗大的析出物增加，耐延迟断裂特性劣化。因此，w的含量优选为0.2％以下。w的含量更优选为0.15％以下、更优选为0.10％以下。

本实施方式的钢板可以根据需要进一步含有选自以下元素中的一种以上。

sb：0.002％以上且0.1％以下

sb是抑制表层的氧化、氮化由此抑制表层中的c、b的含量的降低的元素。如果抑制c、b的含量的降低，则表层的铁素体生成被抑制，因此钢板的高强度化和耐延迟断裂特性得以改善。因此，sb的含量优选为0.002％以上。sb的含量更优选为0.004％以上、进一步优选为0.006％以上。另一方面，sb的含量超过0.1％时，有时铸造性劣化，并且sb在原奥氏体晶界偏析而使耐延迟断裂特性劣化。因此，sb含量优选为0.1％以下。sb的含量更优选为0.08％以下、进一步优选为0.04％以下。

sn：0.002％以上且0.1％以下

sn是抑制表层的氧化、氮化由此抑制表层中的c、b的含量的降低的元素。如果抑制c、b的含量的降低，则表层的铁素体生成被抑制，因此高强度化和耐延迟断裂特性得以改善。因此，sn的含量优选为0.002％以上。sn的含量更优选为0.004％以上、进一步优选为0.006％以上。另一方面，sn的含量超过0.1％时，有时铸造性劣化、并且sn在原奥氏体晶界偏析而使耐延迟断裂特性劣化。因此，sn的含量优选为0.1％以下。sn的含量更优选为0.08％以下、进一步优选为0.04％以下。

本实施方式的钢板可以根据需要进一步含有选自以下元素中的一种以上。

ca：0.0002％以上且0.0050％以下

ca是将s以cas的形式固定并改善耐延迟断裂特性的元素。因此，ca的含量优选为0.0002％以上。ca的含量更优选为0.0006％以上、进一步优选为0.0010％以上。另一方面，ca的含量超过0.0050％时，有时使表面品质、弯曲性劣化。因此，ca的含量优选为0.0050％以下。ca的含量更优选为0.0045％以下、进一步优选为0.0035％以下。

mg：0.0002％以上且0.01％以下

mg是以mgo的形式固定o并改善耐延迟断裂特性的元素。因此，mg的含量优选为0.0002％以上。mg的含量更优选为0.0004％以上、进一步优选为0.0006％以上。另一方面，mg的含量超过0.01％时，有时使表面品质、弯曲性劣化。因此，mg含量优选为0.01％以下。mg的含量更优选为0.008％以下、进一步优选为0.006％以下。

rem：0.0002％以上且0.01％以下

rem是将夹杂物微细化并减少断裂的起点由此改善弯曲性、耐延迟断裂特性的元素。因此，rem的含量优选为0.0002％以上。rem的含量更优选为0.0004％以上、进一步优选为0.0006％以上。另一方面，rem的含量超过0.01％时，反而夹杂物粗大化，弯曲性、耐延迟断裂特性劣化。因此，rem含量优选为0.01％以下。rem的含量更优选为0.008％以下、进一步优选为0.006％以下。

本实施方式的钢板含有上述成分组成，上述成分组成以外的余量包含fe(铁)和不可避免的杂质。上述余量优选为fe和不可避免的杂质。

接着，对本实施方式的钢板的组织进行说明。本实施方式的钢板的组织中，以面积率计，马氏体和贝氏体的合计为95％以上且100％以下，余量为选自铁素体和残余奥氏体中的一种以上，并且，夹杂物粒子间的最短距离大于10μm的长轴长度为20μm以上且80μm以下的夹杂物粒子、以及由两个以上的夹杂物构成的夹杂物粒子群的长轴长度为20μm以上且80μm以下的夹杂物粒子群的密度为5个/mm²以下，所述夹杂物是长轴长度为0.3μm以上的夹杂物粒子且夹杂物粒子间的最短距离为10μm以下。

马氏体和贝氏体的合计面积率：95％以上且100％以下

余量：选自铁素体和残余奥氏体中的一种以上

为了兼顾ts≥1320mpa的高强度和优良的耐延迟断裂特性，马氏体和贝氏体的合计面积率需要为95％以上。马氏体和贝氏体的合计面积率优选为97％以上、更优选为99％以上。马氏体和贝氏体的合计面积率小于上述范围时，铁素体和残余奥氏体中的某一者增多，耐延迟断裂特性劣化。以面积率计为5％以下的马氏体和贝氏体以外的余量为选自铁素体和残余奥氏体中的一种以上。这些组织以外为微量的碳化物、硫化物、氮化物、氧化物。在马氏体中也包含不发生包括连续冷却中的自回火在内的在约150℃以上停留一定时间引起的回火的马氏体。不包含余量，马氏体和贝氏体的合计面积率可以为100％，也可以为马氏体100％(贝氏体0％)、或贝氏体100％(马氏体0％)。

此外，夹杂物粒子间的最短距离大于10μm的长轴长度为20μm以上且80μm以下的夹杂物粒子、以及由两个以上的夹杂物构成的夹杂物粒子群的长轴长度为20μm以上且80μm以下的夹杂物粒子群的密度需要为5个/mm²以下，所述夹杂物是长轴长度为0.3μm以上的夹杂物粒子且夹杂物粒子间的最短距离为10μm以下。着眼于夹杂物粒子的长轴的长度为0.3μm以上的理由是因为，对于小于0.3μm的夹杂物而言，即使它们集合也不会使耐延迟断裂特性劣化。需要说明的是，夹杂物粒子的长轴的长度是指轧制方向上的夹杂物粒子的长度。

通过这样定义夹杂物和夹杂物群，能够适当地体现出对耐延迟断裂特性带来影响的夹杂物和夹杂物群，通过调整基于该定义的夹杂物群的每单位面积(mm²)的个数，能够改善钢板的耐延迟断裂特性。位于相对于以夹杂物的长度方向端部为中心点的轧制方向为±10°的扇形的区域的夹杂物粒子影响耐延迟断裂，因此，最短距离的测定以处于该区域的夹杂物粒子作为对象(本发明中规定的夹杂物粒子或夹杂物粒子群的一部分包含在上述区域中的情况下即作为对象)。粒子间的最短距离是指各粒子的外周上的点之间的最短距离。

对于构成夹杂物群的夹杂物粒子的形状、状态，没有特别限定，本实施方式的钢板的夹杂物粒子通常是在轧制方向上伸展的夹杂物粒子、或者在轧制方向上以点列状分布的夹杂物。在此，“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两个以上的夹杂物粒子构成的物质。为了提高耐延迟断裂特性，需要在从板厚表层到中央的各区域中充分地减少由mns、氧化物、氮化物构成的夹杂物群。在使用了ts≥1320mpa的高强度钢的部件中，该夹杂物群的分布密度需要为5个/mm²以下。由此，能够抑制从本实施方式的钢板的剪切端面产生龟裂。

在夹杂物和夹杂物群的长轴的长度小于20μm的情况下，该夹杂物和夹杂物群几乎不影响耐延迟断裂特性，因此无需关注。通过使s的含量小于0.0010％，几乎不形成长轴的长度超过80μm的夹杂物和夹杂物群，因此也可以不关注。

从板厚1/4位置到3/4位置的局部p浓度：0.060质量％以下

从板厚1/4位置到3/4位置的mn偏析度：1.50以下

为了抑制在剪切端面本身产生的延迟断裂，在本实施方式的钢板的组织中，需要使从板厚1/4位置到3/4位置的局部p浓度为0.060质量％以下，使从板厚1/4位置到3/4位置的mn偏析度为1.50以下。需要说明的是，在本实施方式中，局部p浓度是指与钢板的轧制方向平行的板厚截面的p富集区域的p浓度。通常，p富集区域具有沿轧制方向延伸的分布，因对钢水进行铸造时发生的凝固偏析导致在板厚中心附近经常观察到。在这样的p富集区域中，成为钢的晶界强度显著降低、耐延迟断裂特性劣化的状态。在剪切端面本身产生的延迟断裂以剪切端面的板厚中心附近为起点而产生，其断面显示晶界断裂，因此，减小板厚中心处的p富集对于抑制在剪切端面本身产生的延迟断裂很重要。

p富集区域的p浓度的测定是使用epma(电子探针显微分析仪，electronprobemicroanalyzer)测定与钢板的轧制方向平行的板厚截面的从板厚1/4位置到3/4位置的p的浓度分布。p的最大浓度因epma的测定条件而变化。因此，在本实施方式中，在加速电压15kv、照射电流2.5μa、累积时间0.02s/点、探针直径1μm、测定间距1μm的恒定条件下将测定视野设为10个视野来进行评价。

关于局部p浓度的定量化，出于排除p浓度的偏差进行评价的目的，如下所述进行数据处理。在使用epma测定的p浓度分布中，计算在板厚方向上为1μm、在轧制方向上为50μm的区域的平均p浓度，在板厚方向上得到平均p浓度的线分布。将该线分布中的p的最大浓度作为该视野中的局部p浓度。在任意的10个视野进行同样的处理，求出局部p浓度的最大值。在此，将p浓度平均化的区域的尺寸如下决定。p富集区域的厚度薄至几μm，因此，为了得到足够的分解能，板厚方向的平均化范围设为1μm。轧制方向的平均化范围优选尽可能长，但是，如果使平均化范围比50μm长，则板厚方向的p浓度的偏差的影响变得明显。因此，将轧制方向的平均化范围设定为50μm。通过使轧制方向的平均化范围为50μm，能够捕捉p的富集区域的变动的代表性。

局部p浓度越大，则钢板的脆性倾向越增加，局部p浓度超过0.060质量％时，容易发生在剪切端面本身产生的延迟断裂。因此，局部p浓度需要为0.060质量％以下。局部p浓度优选为0.040质量％以下、更优选为0.030质量％以下。局部p浓度越小越优选，因此下限可以不规定，实质上局部p浓度大多为0.010质量％以上。

在本实施方式中，mn偏析度是指局部mn浓度相对于与钢板的轧制方向平行的板厚截面的平均mn浓度之比。与p同样，mn也是容易在板厚中心附近偏析的元素，mn偏析的mn富集部由于以mns为主体的夹杂物的形成、原材强度的增大而使剪切端面本身的延迟断裂特性劣化。

关于mn浓度，使用epma在与p浓度相同的测定条件下进行测定。需要说明的是，如果存在mns等夹杂物，则最大mn偏析度在表观上增大，因此在属于夹杂物的情况下除以该值进行评价。在利用epma测定的mn浓度分布中，计算在板厚方向上为1μm、在轧制方向上为50μm的区域的平均mn浓度，在板厚方向上得到平均mn浓度的线分布。将该线分布的平均值设为平均mn浓度，将最大值设为局部mn浓度，将局部mn浓度相对于平均mn浓度之比设为mn偏析度。

该mn偏析度超过1.50时，容易发生在剪切端面本身产生的延迟断裂。因此，mn的偏析度需要为1.50以下。mn的偏析度优选为1.30以下、更优选为1.25以下。mn偏析度的值越小越优选，因此，mn偏析度的下限可以不特别规定，实质上mn偏析度大多为1.00以上。

拉伸强度(ts)：1320mpa以上

钢板的拉伸强度为1320mpa以上时，耐延迟断裂特性的劣化变得明显。即使为1320mpa以上，耐延迟断裂特性也良好，这点是本实施方式的钢板的特征之一。因此，本实施方式的钢板的拉伸强度为1320mpa以上。

本实施方式的钢板在表面可以具有镀层。镀层的种类没有特别限定，可以为zn镀层、zn以外的金属的镀层中的任一种。镀层可以含有zn等主要成分以外的成分。镀锌层例如为热镀锌层、电镀锌层。热镀锌层可以为合金化的合金化热镀锌层。

接着，对本实施方式的钢板的制造方法进行说明。本实施方式的钢板如下制造：在由具有上述成分组成的钢水连续铸造钢坯时，使铸造温度与凝固温度之差为10℃以上且40℃以下，以比水量为0.5l/kg以上且2.5l/kg以下的方式冷却至二次冷却区中的凝固壳表层部温度达到900℃为止，在600℃以上且1100℃以下从弯曲区和矫正区通过，直接或暂时冷却后，使钢坯的表面温度为1220℃以上并保持30分钟以上，然后，进行热轧而制成热轧钢板，将该热轧钢板以40％以上的冷轧率进行冷轧而制成冷轧钢板，并进行如下连续退火：将该冷轧钢板在800℃以上进行240秒以上均热处理，以70℃/s以上的平均冷却速度从680℃以上的温度冷却至260℃以下的温度，根据需要进行再加热，然后，在150～260℃的温度范围内保持20～1500秒。

连续铸造

由钢水铸造钢坯时，为了兼顾宽度方向的浓度不均的控制和生产率，优选使用弯曲型、垂直型或垂直弯曲型的连续铸造机。对于本实施方式的钢板而言，为了得到规定的局部p浓度和mn偏析度，不仅限制p、mn的添加量，控制铸造温度、铸造中的二次冷却中的从铸模正下方到凝固结束的区域中的喷涂冷却也很重要。

铸造温度与凝固温度之差：10℃以上且40℃以下

通过减小铸造温度与凝固温度之差，在凝固时等轴晶体的生成被促进，p、mn等的偏析减少。为了充分地得到该效果，铸造温度与凝固温度之差需要为40℃以下。铸造温度与凝固温度之差优选为35℃以下、更优选为30℃以下。另一方面，铸造温度与凝固温度之差小于10℃时，有可能铸造时的粉末、熔渣等的卷入引起的缺陷增加。因此，铸造温度与凝固温度之差需要为10℃以上。铸造温度与凝固温度之差优选为15℃以上、更优选为20℃以上。铸造温度通过实际测量中间包内的钢水温度来求出。凝固温度是实际测量钢的成分组成并通过下述(3)式求出。

凝固温度(℃)＝1539-(70×[％c]+8×[％si]+5×[％mn]+30×[％p]+25×[％s]+5×[％cu]+4×[％ni]+1.5×[％cr])…(3)

在上述(3)式中，[％c]、[％si]、[％mn]、[％p]、[％s]、[％cu]、[％ni]和[％cr]是指钢中的各元素的含量(质量％)。

二次冷却区中的凝固壳表层部温度达到900℃为止的比水量：0.5l/kg以上且2.5l/kg以下

凝固壳表层部温度达到900℃为止的比水量超过2.5l/kg时，铸片的角部被极度过冷，与周围的高温部的热膨胀量之差引起的拉应力发挥作用而横裂纹增大。因此，凝固壳表层部温度达到900℃为止的比水量需要为2.5l/kg以下。凝固壳表层部温度达到900℃为止的比水量优选为2.2l/kg以下、更优选为1.8％以下。另一方面，凝固壳表层部温度达到900℃为止的比水量小于0.5l/kg时，局部p浓度、mn偏析度增大。因此，凝固壳表层部温度达到900℃为止的比水量需要为0.5l/kg以上。凝固壳表层部温度达到900℃为止的比水量优选为0.8l/kg以上、更优选为1.0l/kg以上。在此，凝固壳表层部是指从钢坯的角部沿宽度方向至150mm的部分中的、从钢坯表面到2mm深度的区域。比水量通过下述(4)式求出。

p＝q/(w×vc)…(4)

在上述(4)式中，p为比水量(l/kg)，q为冷却水量(l/分钟)，w为钢坯的单位重量(kg/m)，vc为铸造速度(m/分钟)。

弯曲区和矫正区的通过温度：600℃以上且1100℃以下

通过使弯曲区和矫正区的通过温度为1100℃以下，通过抑制铸片的膨化，中心偏析减小，在剪切端面本身产生的延迟断裂被抑制。另一方面，弯曲区和矫正区的通过温度超过1100℃时，上述效果减弱。此外，也有可能含有nb、ti的析出物粗大地析出，作为夹杂物带来不良影响。因此，弯曲区和矫正区的通过温度需要为1100℃以下。弯曲区和矫正区的通过温度优选为950℃以下、更优选为900℃以下。另一方面，弯曲区和矫正区的通过温度低于600℃时，铸片硬质化，弯曲的矫正装置的变形负荷增大，矫正区的辊寿命缩短。凝固末期的辊开度的狭小化引起的轻压下不能充分地发挥作用，中心偏析劣化。因此，弯曲区和矫正区的通过温度需要为600℃以上。弯曲区和矫正区的通过温度优选为650℃以上、更优选为700℃以上。弯曲区和矫正区的通过温度是指从弯曲区和矫正区通过的钢坯的钢坯宽度中央部的表面温度。

热轧

作为对钢坯进行热轧的方法，存在有对钢坯加热后进行轧制的方法、对连续铸造后的钢坯不进行加热而直接进行轧制的方法、对连续铸造后的钢坯实施短时间加热处理后进行轧制的方法等。在实施方式的钢板的制造方法中，利用这些方法对钢坯进行热轧。

钢坯表面温度：1220℃以上

保持时间：30分钟以上

为了实现硫化物的固溶促进，减小夹杂物群的大小、夹杂物群的个数，在热轧中，需要使钢坯表面温度为1220℃以上、使保持时间为30分钟以上。由此，在得到上述效果的同时，p、mn的偏析也减小。钢坯表面温度优选为1250℃以上、更优选为1280℃以上。保持时间优选为35分钟以上、更优选为40分钟以上。钢坯加热时的平均加热速度可以按照常规方法设定为5～15℃/分钟，精轧温度ft可以设定为840～950℃，卷取温度ct可以设定为400～700℃。

用于除去在钢板表面生成的一次氧化皮、二次氧化皮的去氧化皮可以适当进行。优选在对热轧卷材进行冷轧之前进行充分酸洗从而减少氧化皮的残留。从降低冷轧载荷的观点出发，也可以根据需要对热轧钢板实施退火。以下所示的钢板的制造方法中的钢板的温度均为钢板的表面温度。

冷轧

冷轧率：40％以上

在冷轧中，如果将压下率(冷轧率)设为40％以上，则能够使之后的连续退火中的再结晶行为、织构取向稳定。另一方面，冷轧率小于40％时，有可能退火时的奥氏体晶粒的一部分变得粗大，钢板强度降低。因此，冷轧率需要为40％以上。冷轧率优选为45％以上、更优选为50％以上。

连续退火

退火温度：800℃以上

均热时间：240秒以上

对于冷轧后的钢板，利用cal实施退火以及根据需要实施回火处理、平整轧制。在本实施方式中，为了得到规定的马氏体或贝氏体，需要退火温度为800℃以上、均热时间为240秒以上。退火温度优选为820℃以上、更优选为840℃以上。均热时间优选为300秒以上、更优选为360秒以上。另一方面，退火温度低于800℃或均热时间短时，不能生成充分的奥氏体，在最终制品中不能得到规定的马氏体或贝氏体，不能得到1320mpa以上的拉伸强度。退火温度和均热时间的上限可以不规定，但退火温度、均热时间为一定以上时，有可能奥氏体粒径变得粗大，韧性劣化。因此，退火温度优选为950℃以下、更优选为920℃以下。均热时间优选为900秒以下、更优选为720秒以下。

从680℃以上的温度到260℃以下的温度的平均冷却速度：70℃/s以上

为了减少铁素体和残余奥氏体，使马氏体或贝氏体的合计面积率为95％以上，从680℃以上的温度到260℃以下的温度的平均冷却温度需要为70℃/s以上。从680℃以上的温度到260℃以下的温度的平均冷却速度优选为150℃/s以上、更优选为300℃/s以上。另一方面，冷却起始温度低于680℃时，生成大量铁素体，并且碳在奥氏体中富集而ms点降低，由此未实施回火处理的马氏体(新鲜马氏体)增加。平均冷却速度小于70℃/s、或者冷却停止温度超过260℃时，生成上贝氏体和下贝氏体，残余奥氏体、新鲜马氏体增加。以面积率计将马氏体设为100时，马氏体中的新鲜马氏体可以允许不到5％。如果采用上述连续退火条件，则新鲜马氏体的面积率为5％以下。平均冷却速度通过680℃以上的冷却起始温度与260℃以下的冷却停止温度的温度差除以从冷却起始温度到冷却停止温度的冷却所需要的时间来算出。

150～260℃的温度范围内的保持时间：20～1500秒

分布在马氏体或贝氏体内部的碳化物是在淬火后的低温范围保持中生成的碳化物，为了确保耐延迟断裂特性和ts≥1320mpa，需要适当地控制该碳化物的生成。即，需要将冷却至室温附近后进行再加热保持的温度或骤冷后的冷却停止温度设为150℃以上且260℃以下、将150℃以上且260℃以下的温度下的保持时间设为20秒以上且1500秒以下。150℃以上且260℃以下的温度下的保持时间优选为60秒以上、更优选为300秒以上。150℃以上且260℃以下的温度下的保持时间优选为1320秒以下、更优选为1200秒以下。

另一方面，冷却停止温度低于150℃、或者保持时间小于20秒时，相变相内部的碳化物生成的控制变得不充分，耐延迟断裂特性劣化。冷却停止温度超过260℃时，有可能晶粒内和块晶界处的碳化物粗大化，耐延迟断裂特性劣化。保持时间超过1500秒时，不仅碳化物的生成和生长饱和，而且导致制造成本的增加。

从表面粗糙度的调整、板形状的平坦化等使加压成形性稳定化的观点出发，可以对这样制造的钢板进行表皮光轧。这种情况下的表皮光轧伸长率优选设为0.1～0.6％。这种情况下，从形状平坦化的观点出发，优选表皮光轧辊为毛面辊，将钢板的粗糙度ra调整为0.3～1.8μm。

可以对制造的钢板实施镀覆处理。通过实施镀覆处理，可以得到在表面具有镀层的钢板。镀覆处理的种类没有特别限定，可以为热浸镀、电镀中的任一种。另外，可以在热浸镀后进行实施合金化的镀覆处理。需要说明的是，在进行镀覆处理的情况下，进行上述表皮光轧时，优选在镀覆处理后进行表皮光轧。

本实施方式的钢板的制造可以在连续退火生产线中进行，或者也可以通过离线进行。

本实施方式的构件是对本实施方式的钢板进行成形加工和焊接中的至少一者而成的。本实施方式的构件的制造方法具有对通过本实施方式的钢板的制造方法制造的钢板进行成形加工和焊接中的至少一者的工序。本实施方式的构件由于在剪切端面本身产生的延迟断裂特性优良，因此作为构件的结构方面的可靠性高。成形加工可以没有限制地使用压制加工等一般的加工方法。焊接也可以没有限制地使用点焊、电弧焊接等一般的焊接方法。本实施方式的构件例如可以适合用于汽车部件。

实施例

[实施例1]

以下，基于实施例对本发明进行具体说明。将表1所示的成分组成的钢熔炼后，如表2所示，使铸造温度与凝固温度之差为10℃以上且40℃以下，使二次冷却区中的凝固壳表层部温度达到900℃为止的比水量为0.5l/kg以上且2.5l/kg以下，使弯曲区和矫正区的通过温度(t)为600～1100℃以下来铸造钢坯。需要说明的是，表1的[％ti]×[％nb]²的项目中的“e-数字”是指10的-数字次方。例如，e-07是指10^-7。

对于该钢坯，如表2所示，使钢坯加热温度(srt)为1220℃以上，使保持时间为30分钟以上，使精轧温度为840～950℃，使卷取温度为400～700℃进行卷取。所得到的热轧钢板在酸洗后以40％以上的压下率进行冷轧，制成冷轧钢板。作为钢坯加热温度表示的温度为钢坯的表面温度。凝固壳表层部温度是沿宽度方向距钢坯的角部为100mm的位置的钢坯表面温度。

对于所得到的冷轧钢板，在连续退火工序中，如表2所示，进行如下处理：在超过800℃的退火温度下进行240秒以上均热处理，以70℃/s以上的平均冷却速度从680℃以上的温度冷却至260℃以下的温度，然后，在150～260℃的温度范围保持20～1500秒(存在有进行再加热的工序和使冷却停止温度为150～260℃而保持的工序)。然后，进行0.1％的平整轧制，制造钢板。

表2

对于所得到的钢板，测定组织，进而进行拉伸试验、耐延迟断裂特性评价试验。组织的测定如下：将钢板的l截面(与轧制方向平行的垂直截面)研磨后利用硝酸乙醇溶液进行腐蚀，在板厚方向上距钢板表面为1/4厚度位置，利用sem以2000倍的倍率观察4个视野，对拍摄的sem照片进行图像解析，由此测定组织。在此，马氏体和贝氏体作为sem照片中的呈灰色的区域表示。另一方面，铁素体作为sem照片中的呈黑色的对比度的区域表示。需要说明的是，在马氏体、贝氏体的内部含有微量的碳化物、氮化物、硫化物、氧化物，但难以排除它们，因此将包括它们的区域的面积率作为其面积率。残余奥氏体的测定如下：利用草酸将钢板的表层化学研磨200μm，以板面为对象，通过x射线衍射强度法求出。由利用mo-kα射线测定的(200)α、(211)α、(220)α、(200)γ、(220)γ、(311)γ的衍射面峰的积分强度求出残余奥氏体的体积率，将其作为残余奥氏体的面积率。

对于夹杂物群，对钢板的l截面(与轧制方向平行的垂直截面)进行研磨后，不进行腐蚀，在从在板厚方向上距钢板表面为1/5厚度位置起夹着板厚中心到背侧表面侧的1/5厚度位置为止的区域中，使用sem连续拍摄测量30个视野的夹杂物分布密度的平均的1.2mm²的区域。测定该板厚范围是因为，在板厚的表面几乎不存在本发明中规定的夹杂物群。这是因为，板厚表面的mn、s的偏析少，在钢坯加热时，在温度高的最外表面，这些夹杂物充分地固溶，难以发生这些夹杂物的析出。

使用sem，以500倍的倍率拍摄上述区域，将该照片适当放大后，测定夹杂物粒子、夹杂物群的长轴长度、夹杂物粒子间距离。在长轴长度、粒子间的最短距离的判定测定困难的情况下，使用以5000倍的倍率拍摄的sem照片进行确认。由于以在轧制方向上伸展的夹杂物等作为对象，因此，粒子间距离(最短距离)的测定方向限定为轧制方向或者处于轧制方向±10°的范围的情况。在夹杂物群由两个以上的夹杂物粒子构成的情况下，夹杂物群的长轴的长度设定为位于夹杂物群的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。在夹杂物群由一个夹杂物粒子构成的情况下，夹杂物群的长轴的长度设定为该夹杂物粒子的轧制方向上的长度。

局部p浓度和mn偏析度的测定使用epma通过如上所述的方法进行测定。拉伸试验如下：在卷材宽度1/4位置以轧制直角方向为长度方向的方式切割出jis5号拉伸试验片，实施拉伸试验(依据jisz2241)，分别测定yp、ts、el。

钢板的耐延迟断裂特性的评价是对在剪切端面本身产生的延迟断裂进行评价。在剪切端面本身产生的延迟断裂评价如下：从所得到的钢板的卷材宽度1/4位置裁取在轧制直角方向上为30mm、在轧制方向上为110mm的条形试验片来实施。110mm长度的端面的切割加工设为剪切加工。

图1是说明端面的剪切加工的示意图。图1(a)为主视图，图1(b)为侧视图。剪切加工是将图1(a)所示的剪切角设为0度、将图1(b)所示的间隙设为板厚的15％来进行。评价对象设定为图1的无压板的自由端侧。其理由是因为，根据经验，自由端侧容易发生剪切端面本身的延迟断裂。

在剪切端面存在高残余应力，通过酸浸渍等添加氢时，即使不因弯曲等赋予外力，在剪切端面内也会产生微细的延迟断裂龟裂。在本实施例中，使样品的在ph调整为3的盐酸中浸渍100小时。

由于从外观上难以确认延迟断裂龟裂的频率、深度，因此，切割出条形试验片的轧制直角截面，对截面不进行腐蚀地进行研磨，利用光学显微镜进行观察。在该截面观察中，将自剪切端面表面起在深度方向上进展30μm以上的龟裂判定为延迟断裂龟裂。小于30μm的微细的龟裂不会对作为汽车用部件的性能带来不良影响，因此将该龟裂从延迟断裂龟裂中排除。为了高精度地评价延迟断裂龟裂产生的频率，对于一个钢种，准备五片条形试验片，对一个条形试验片观察10个视野，算出延迟断裂的产生频率。观察用试验片从110mm长度的条形试验片每隔开10mm的间隔切割出。将该延迟断裂的产生频率为50％以上的试样设为延迟断裂特性差“×”、将小于50％的试样设为延迟断裂特性优良“○”、将25％以下的试样设为延迟断裂特性特别优良“◎”，记载于“延迟断裂特性”的列中。

表3

如表3所示，对于优化了成分组成、热轧条件、退火条件的钢而言，可以得到1320mpa以上的ts，并且得到了优良的剪切端面的延迟断裂特性。

[实施例2]

对相对于实施例1的表2的制造条件no.1(本发明例)进行了镀锌处理的镀锌钢板进行加压成形，制造了本发明例的构件。进一步，将相对于实施例1的表2的制造条件no.1(本发明例)进行了镀锌处理的镀锌钢板与相对于实施例1的表2的制造条件no.2(本发明例)进行了镀锌处理的镀锌钢板通过点焊而接合，制造了本发明例的构件。对于这些本发明例的构件，进行上述在剪切端面本身产生的延迟断裂评价，延迟断裂特性优良“〇”，因此可知这些构件适合用于汽车部件等。

同样，对基于实施例1的表2的制造条件no.1(本发明例)的钢板进行加压成形，制造了本发明例的构件。进一步，将基于实施例1的表2的制造条件no.1(本发明例)的钢板与基于实施例1的表2的制造条件no.2(本发明例)的钢板通过点焊而接合，制造了本发明例的构件。对于这些本发明例的构件，进行上述在剪切端面本身产生的延迟断裂评价，延迟断裂特性优良“〇”，因此可知这些构件适合用于汽车部件等。