CN102037148B - 高强度钢板及高强度钢板用钢液的熔炼方法 - Google Patents

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Abstract

该高强度钢板以质量％计包含C：0.03～0.20％、Si：0.08～1.5％、Mn：0.5～3.0％、P：0.05％以下、S：0.0005％以上、酸可溶Ti：0.008～0.20％、N：0.0005～0.01％、酸可溶Al：超过0.01％、Ce或La中的1种或2种的总计：0.001～0.04％、以及余量的铁及不可避免的杂质，进而，以质量基准计，(Ce+La)/酸可溶Al≥0.1、且(Ce+La)/S为0.4～50，在该钢板中存在的当量圆直径为2μm以下的夹杂物的个数密度为15个/mm2以上。

Description

高强度钢板及高强度钢板用钢液的熔炼方法
技术领域
本发明涉及适合用于运输机器的行走部件等的高强度钢板，涉及拉伸凸缘性和疲劳特性优异的高强度钢板和高强度钢板用钢液的熔炼方法。
本申请要求2008年6月13日在日本申请的日本特愿2008-155655号的优先权，并将其内容援引于此。
背景技术
从汽车的安全性提高和涉及环境保护的燃料燃烧效率提高的观点来看，对汽车用热轧钢板的高强度轻量化的要求越来越高。汽车用部件中特别是被称为行走系统的车架类和臂类等的质量在车体整体的质量中所占的比例高，因此通过提高这些部位所使用的原材料的强度来减少厚度，能够实现其轻量化。另外，从对行驶中的振动的耐久性的观点来看，该行走系统所使用的材料要求具有高的疲劳特性，从而广泛使用高强度钢板。其中，由于价格的优势性等，主要使用热轧钢板。
其中，作为兼具高强度和良好的加工性·良好的成形性的钢板，已知有使铁素体相和马氏体相复合而成的低屈服比DP钢板、使铁素体相和(残留)奥氏体相复合而成的TRIP钢板。但是，这些钢板虽然在高强度和加工性·延性方面优异，但并不能说扩孔性即拉伸凸缘性优异，在行走部件等那样的要求拉伸凸缘成形性的构造用部件中，通常使用延性稍差的贝氏体系的钢板。
作为铁素体相与马氏体相的复合组织钢板(以下，有时记载为“DP钢板”)等复合组织钢板的拉伸凸缘性差的原因之一，被认为是如下原因：由于是软质的铁素体相与硬质的马氏体相的复合体，因此在扩孔加工时应力集中于两相的边界部，无法追随变形而容易成为断裂的起点。
为了克服上述问题，已提出多种以DP钢板为基础、并以兼顾机械强度特性和疲劳特性及扩孔性(加工性)为目的的钢板。例如作为指向利用微细分散粒子来缓和应力的技术，专利文献1中公开了在铁素体相和马氏体相的复合组织钢板(DP钢板)中使微细的Cu的析出物或固溶体分散而得到的钢板。该专利文献1所示的技术中，发现固溶的Cu或由Cu单独构成的粒子尺寸为2nm以下的Cu析出物对提高疲劳特性非常有效，且不会损害加工性，由此对各种成分的组成比进行了限定。
另外，作为指向通过减小复合相的强度差来缓和应力的技术，例如专利文献2中公开了如下技术：通过尽可能低C化使主相成为贝氏体组织，同时以适当的体积比率含有固溶强化或析出强化的铁素体组织，减小上述铁素体与贝氏体的硬度差，进而避免生成粗大的碳化物。
专利文献1：日本特开平11-199973号公报
专利文献2：日本特开2001-200331号公报
发明内容
然而，上述专利文献1中公开的在DP钢板中使微细的Cu的析出物或固溶体分散而得到的钢板确实显示出高的疲劳强度，但没有确认到显著的拉伸凸缘性的提高。另外，上述专利文献2中公开的使钢板组织以贝氏体相为主体并抑制了粗大的碳化物的生成的高强度热轧钢板确实显示出优异的拉伸凸缘性，但其疲劳特性可以说未必优于含有Cu的DP钢板。另外，若仅通过抑制粗大碳化物的生成，则在进行苛刻的扩孔加工时无法防止龟裂的发生。根据本发明者们的研究可知，其原因在于钢板中存在以MnS为主体的延伸的硫化物系夹杂物。
即，若受到反复变形，则在存在于表层或其附近的延伸的粗大MnS系夹杂物的周边发生内部缺陷，以龟裂的形式传播而使疲劳特性变差，并且在扩孔加工时容易成为发生裂纹的起点，因此成为使拉伸凸缘性降低的主要原因。
然而，Mn与C和Si同样是有助于材料的高强度化的元素，因此在高强度钢板中，为了确保强度，通常将Mn的浓度设定得较高，进而，在通常的制钢工序的处理中S浓度也含有50ppm左右。因此，在铸片中通常存在MnS。另外，若同时逐渐提高可溶性Ti，则与粗大的TiS、MnS部分化合，逐渐析出(Mn，Ti)S。若铸片被热轧及冷轧，则这样的MnS系夹杂物由于容易变形而成为延伸的MnS系夹杂物，这是使疲劳特性和拉伸凸缘性(扩孔加工性)下降的原因。但是，至今未提出从控制这样的MnS系夹杂物的析出·变形的角度出发的拉伸凸缘性和疲劳特性优异的高强度钢板及其钢液的熔炼方法的例子。
为此，本发明是鉴于上述问题而提出的，其目的在于提供一种拉伸凸缘性和疲劳特性优异的高强度钢板及高强度钢板用钢液的熔炼方法，该高强度钢板通过使铸片中析出微细的MnS、TiS、(Mn，Ti)S，进而作为在轧制时不会变形、不易成为裂纹发生的起点的微细球状夹杂物分散于钢板中，从而提高拉伸凸缘性和疲劳特性。
为了解决上述问题，本发明者以使铸片中析出微细的MnS、TiS、(Mn，Ti)S(本发明中，为方便起见，将MnS、TiS、(Mn，Ti)S这三种夹杂物称为MnS系夹杂物)，进而使它们作为在轧制时不会变形、不易成为裂纹发生的起点的微细球状夹杂物分散于钢板中从而使拉伸凸缘性提高的方法、以及不使疲劳特性变差的添加元素的阐明为中心进行了深入研究。
其结果阐明，在因添加Ce、La进行脱氧而生成的微细且硬质的Ce氧化物、La氧化物、硫氧化铈、硫氧化镧上析出MnS、TiS、(Mn，Ti)S，即使在轧制时该析出的MnS、TiS、(Mn，Ti)S也难以发生变形，因此在钢板中延伸的粗大MnS显著减少，在反复变形时和扩孔加工时，这些MnS系夹杂物不易成为裂纹发生的起点和龟裂传播的路径，如上所述，这与耐疲劳性等的提高相关。另外，阐明了为了形成微细的氧化物、MnS系夹杂物，进行下述3个阶段的逐级脱氧对于将各阶段生成的氧化物微细化是有效的，该3个阶段的逐级脱氧为：首先用Si进行脱氧，接着用Al进行脱氧，接着添加Ti，最后通过添加Ce、La进行脱氧。
另外，还观察到TiN在微细且硬质的Ce氧化物、La氧化物、硫氧化铈、硫氧化镧上与MnS系夹杂物一起复合析出的例子，但由于确认其对拉伸凸缘性和疲劳特性基本没有影响，因此TiN不作为MnS系夹杂物的对象。
另外可知，也可以通过添加Ti来提高钢中的酸可溶Ti，利用固溶Ti或Ti的碳氮化物的钉扎的效果将晶粒微细化。因此可知，能够尽量使钢中的MnS系夹杂物不延伸而微细球状化，同时晶粒也能微细化，因此能够兼具高疲劳特性和优异的拉伸凸缘性。
本发明涉及的拉伸凸缘性和疲劳特性优异的高强度钢板的主旨如下所述。
(1)一种高强度钢板，该钢板以质量％计包含C：0.03～0.20％、Si：0.08～1.5％、Mn：0.5～3.0％、P：0.05％以下、S：0.0005％以上、酸可溶Ti：0.008～0.20％、N：0.0005～0.01％、酸可溶Al：超过0.01％、Ce或La中的1种或2种的总计：0.001～0.04％、以及余量的铁及不可避免的杂质，进而，以质量基准计，(Ce+La)/酸可溶Al≥0.1，且(Ce+La)/S为0.4～50，在该钢板中存在的当量圆直径为2μm以下的夹杂物的个数密度为15个/mm2以上。
(2)一种高强度钢板，该钢板以质量％计包含C：0.03～0.20％、Si：0.08～1.5％、Mn：0.5～3.0％、P：0.05％以下、S：0.0005％以上、酸可溶Ti：0.008～0.20％、N：0.0005～0.01％、酸可溶Al：超过0.01％、Ce或La中的1种或2种的总计：0.001～0.04％、以及余量的铁及不可避免的杂质，进而，以质量基准计，(Ce+La)/酸可溶Al≥0.1、且(Ce+La)/S为0.4～50，下述延伸夹杂物的个数比例为20％以下，所述延伸夹杂物是该钢板中存在的当量圆直径为1μm以上的夹杂物，且长径/短径为5以上。
(3)一种高强度钢板，该钢板以质量％计包含C：0.03～0.20％、Si：0.08～1.5％、Mn：0.5～3.0％、P：0.05％以下、S：0.0005％以上、酸可溶Ti：0.008～0.20％、N：0.0005～0.01％、酸可溶Al：超过0.01％、Ce或La中的1种或2种的总计：0.001～0.04％、以及余量的铁及不可避免的杂质，进而，以质量基准计，(Ce+La)/酸可溶Al≥0.1、且(Ce+La)/S为0.4～50，该钢板中以个数比例计含有10％以上的下述夹杂物，所述夹杂物是在由Ce、La中的1种或2种形成的氧化物、或其中含有Si、Ti中的1种或2种的氧化物或硫氧化物上复合析出有MnS、TiS或(Mn，Ti)S中的1种或2种以上的夹杂物。
(4)一种高强度钢板，该钢板以质量％计包含C：0.03～0.20％、Si：0.08～1.5％、Mn：0.5～3.0％、P：0.05％以下、S：0.0005％以上、酸可溶Ti：0.008～0.20％、N：0.0005～0.01％、酸可溶Al：超过0.01％、Ce或La中的1种或2种的总计：0.001～0.04％、以及余量的铁及不可避免的杂质，进而，以质量基准计，(Ce+La)/酸可溶Al≥0.1，且(Ce+La)/S为0.4～50，下述延伸夹杂物的体积个数密度为1.0×104个/mm3以下，所述延伸夹杂物是该钢板中存在的当量圆直径为1μm以上的夹杂物，且长径/短径为5以上。
(5)一种高强度钢板，该钢板以质量％计包含C：0.03～0.20％、Si：0.08～1.5％、Mn：0.5～3.0％、P：0.05％以下、S：0.0005％以上、酸可溶Ti：0.008～0.20％、N：0.0005～0.01％、酸可溶Al：超过0.01％、Ce或La中的1种或2种的总计：0.001～0.04％、以及余量的铁及不可避免的杂质，进而，以质量基准计，(Ce+La)/酸可溶Al≥0.1，且(Ce+La)/S为0.4～50，该钢板中下述夹杂物的体积个数密度为1.0×103个/mm3以上，所述夹杂物是在由Ce、La中的1种或2种形成的氧化物或其中含有Si、Ti中的1种或2种的氧化物或硫氧化物上复合析出有MnS、TiS或(Mn，Ti)S中的1种或2种以上的夹杂物。
(6)一种高强度钢板，该钢板以质量％计包含C：0.03～0.20％、Si：0.08～1.5％、Mn：0.5～3.0％、P：0.05％以下、S：0.0005％以上、酸可溶Ti：0.008～0.20％、N：0.0005～0.01％、酸可溶Al：超过0.01％、Ce或La中的1种或2种的总计：0.001～0.04％、以及余量的铁及不可避免的杂质，进而，以质量基准计，(Ce+La)/酸可溶Al≥0.1，且(Ce+La)/S为0.4～50，下述延伸夹杂物的平均当量圆直径为10μm以下，所述延伸夹杂物是该钢板中存在的当量圆直径为1μm以上的夹杂物，且长径/短径为5以上。
(7)一种高强度钢板，该钢板以质量％计包含C：0.03～0.20％、Si：0.08～1.5％、Mn：0.5～3.0％、P：0.05％以下、S：0.0005％以上、酸可溶Ti：0.008～0.20％、N：0.0005～0.01％、酸可溶Al：超过0.01％、Ce或La中的1种或2种的总计：0.001～0.04％、以及余量的铁及不可避免的杂质，进而，以质量基准计，(Ce+La)/酸可溶Al≥0.1、且(Ce+La)/S为0.4～50，该钢板中存在下述夹杂物，所述夹杂物是在由Ce、La中的1种或2种形成的氧化物、或其中含有Si、Ti中的1种或2种的氧化物或硫氧化物上复合析出有MnS、TiS或(Mn，Ti)S中的1种或2种以上的夹杂物，该夹杂物中以平均组成计Ce或La中的1种或2种的总计含有0.5～95质量％。
(8)一种高强度钢板，该钢板以质量％计包含C：0.03～0.20％、Si：0.08～1.5％、Mn：0.5～3.0％、P：0.05％以下、S：0.0005％以上、酸可溶Ti：0.008～0.20％、N：0.0005～0.01％、酸可溶Al：超过0.01％、Ce或La中的1种或2种的总计：0.001～0.04％、以及余量的铁及不可避免的杂质，进而，以质量基准计，(Ce+La)/酸可溶Al≥0.1、且(Ce+La)/S为0.4～50，该钢板的组织中的晶体的平均粒径为10μm以下。
(9)根据(1)～(8)中任一项所述的高强度钢板，以质量％计，还含有Nb：0.01～0.10％、V：0.01～0.05％中的任1种或2种。
(10)根据(1)～(9)中任一项所述的高强度钢板，以质量％计，还含有Cr：0.01～0.6％、Mo：0.01～0.4％、B：0.0003～0.003％中的任1种或2种以上。
(11)根据(1)～(10)中任一项所述的高强度钢板，以质量％计，还含有Ca：0.0001～0.004％、Zr：0.001～0.01％中的任1种或2种。
(12)一种高强度钢板用钢液的熔炼方法，该方法是熔炼(1)～(11)中任一项所述的高强度钢板用钢液的方法，在制钢的精炼工序中，以质量％计，向经处理使P为0.05％以下、S为0.0005％以上的钢液中，按照C为0.03～0.20％、Si为0.08～1.5％、Mn为0.5～3.0％、N为0.0005～0.01％的方式进行添加或调整，然后，按照以酸可溶Al计超过0.01％的方式添加Al，再然后，添加Ti，然后添加Ce或La中的1种或2种，使酸可溶Ti为0.008～0.20％、Ce或La中的1种或2种的总计为0.001～0.04％，以质量基准计，使(Ce+La)/酸可溶Al≥0.1、且(Ce+La)/S为0.4～50。
(13)根据(12)所述的高强度钢板用钢液的熔炼方法，在上述精炼工序中，在添加Ce或La中的1种或2种之前，以质量％计，还添加0.01～0.10％的Nb、0.01～0.05％的V中的任1种或2种。
(14)根据(12)或(13)所述的高强度钢板用钢液的熔炼方法，在上述精炼工序中，在添加Ce或La中的1种或2种之前，以质量％计，还添加0.01～0.6％的Cr、0.01～0.4％的Mo、0.0003～0.003％的B中的任1种或2种以上。
(15)根据(12)～(14)中任一项所述的高强度钢板用钢液的熔炼方法，在上述精炼工序中，在添加Ce或La中的1种或2种之前，以质量％计，还添加0.0001～0.004％的Ca、0.001～0.01％的Zr中的任1种或2种。
顺便提一下，本发明的高强度钢板包括以通常的热轧·冷轧钢板直接使用的情况和实施镀覆、涂装等表面处理后使用的情况。
上述本发明的高强度钢板通过Al脱氧来谋求钢液的成分调整的稳定化，可以抑制粗大氧化铝夹杂物的生成，通过使铸片中析出微细的MnS系夹杂物，从而能够作为在轧制时不会变形、不易成为裂纹发生的起点的微细球状夹杂物分散于钢板中。另外，能够使组织的晶体粒径变微细，能够提高拉伸凸缘性和疲劳特性。
另外，上述本发明的高强度钢板用钢液的熔炼方法中，通过Al脱氧来谋求钢液的成分调整的稳定化，并且可以抑制粗大氧化铝夹杂物的生成，通过使铸片中析出微细的MnS系夹杂物，从而能够作为在轧制时不会变形、不易成为裂纹发生的起点的微细球状夹杂物分散于钢板中，另外，能够使组织的晶体粒径变微细，能够得到拉伸凸缘性和疲劳特性优异的高强度热轧钢板。
具体实施方式
以下，作为用于实施本发明的最佳方式，对拉伸凸缘性和疲劳特性优异的高强度钢板进行详细说明。以下，组成中的质量％简单记载为％。
首先，对完成本发明的实验进行说明。
本发明者对含有C：0.06％、Si：0.7％、Mn：1.4％、P：0.01％以下、S：0.005％、N：0.003％且余量为Fe的钢液使用各种元素进行脱氧，制造钢块。将得到的钢块热轧成3mm厚的热轧钢板。将这些制造的热轧钢板供于拉伸试验、扩孔试验及疲劳试验，并调查了钢板中的夹杂物个数密度、形态及平均组成。
首先，对添加Si、然后几乎不用Al进行脱氧、添加Ti约搅拌2分钟左右后、再然后添加Ce、La中的1种或2种进行脱氧而得到的钢板调查了拉伸凸缘性及疲劳特性。其结果可以确认，在这样的通过Si、接着Ti、以及Ce、La中的1种或2种这3个阶段进行逐级脱氧而得到的钢板中，能够进一步提高拉伸凸缘性和疲劳特性。其原因在于，在因添加Ce、La进行脱氧而生成的微细且硬质的Ce氧化物、La氧化物、硫氧化铈、硫氧化镧上析出MnS、TiS、(Mn，Ti)S的MnS系夹杂物，在轧制时也能够抑制该析出的MnS系夹杂物的变形，因此能够显著减少钢板中延伸的粗大的MnS系夹杂物。另外，由于添加了Ti，因此也一并生成TiN粒子，但其在轧制前的加热时有助于发挥抑制钢板组织的晶粒生长的、所谓的钉扎的功能，由此钢板组织的晶体粒径也变微细。其结果是，在反复变形时和扩孔加工时，这些MnS系夹杂物不易成为裂纹发生的起点和龟裂传播的路径，能够极力抑制在钢板中产生以往导致疲劳特性等变差的粗大MnS系夹杂物。另外，认为是由于钢板组织的晶体粒径也微细，这使得上述耐疲劳性等提高。
另外，Ce氧化物、La氧化物、硫氧化铈及硫氧化镧微细化的原因在于，最初因Si脱氧而生成的SiO2系夹杂物被之后添加的Ti还原分解而生成微细的Ti氧化物，之后进一步被Ce、La还原分解而形成微细的Ce氧化物、La氧化物、硫氧化铈及硫氧化镧，而且生成的Ce氧化物、La氧化物、硫氧化铈及硫氧化镧自身与钢液的表面能低，也能抑制生成后的凝聚体。
这样，几乎不用Al进行脱氧时，可获得非常良好的材质特性，但代替其用Ti、Ce、La进行脱氧时，为了实现所期望的脱氧，必须增加它们的投入量。但是，用Ti、Ce、La进行脱氧时，与用Al脱氧时相比氧势增高，因此在钢液中的成分调整中，产生相对于目标组成的不均增大，难以获得所期望的化学成分的问题。
因此，本发明者们接下来一边进行Al脱氧、一边改变Ti、Ce、La的组成并进行脱氧，制造了钢块。将所得到的钢块热轧而制成3mm的热轧钢板。将这些制造的热轧钢板供于扩孔试验及疲劳试验，并且调查了钢板中的夹杂物个数密度、形态及平均组成。
通过这样的实验可知，在添加Si后用Al进行脱氧、然后添加Ti、再添加Ce、La中的1种或2种进行脱氧而得到的钢液中，在得到以质量基准计的规定的(Ce+La)/酸可溶Al比、且(Ce+La)/S比的情况下，可获得钢液中的氧势急剧下降的结果。即，利用Al、Si、Ti、Ce、La的复合脱氧的效果，获得了迄今为止用各种脱氧元素进行脱氧的体系中最能够降低氧势的效果。利用它们的复合脱氧的效果，对于生成的氧化物也能够极力降低Al2O3浓度，因此可知，可以获得与几乎不用Al进行脱氧而制造的钢板同样地拉伸凸缘性和疲劳特性优异的钢板。
认为其理由如下所述。
即，添加Si时生成SiO2夹杂物，但通过此后添加Al将SiO2夹杂物还原成Si。另外，Al将SiO2夹杂物还原的同时，钢液中的溶解氧也被脱氧，生成Al2O3系夹杂物，一部分Al2O3系夹杂物被浮上除去，剩余的Al2O3系夹杂物残留在钢液中。然后，添加Ti，但此时由于钢液中的氧已经被Al完全脱氧，因此是Ti引起的脱氧很少发生的程度。进而，通过此后添加的Ce、La，Al2O3系夹杂物被还原分解，形成微细的Ce氧化物、La氧化物、硫氧化铈及硫氧化镧。这样，利用添加Al、Si、Ti、Ce、La进行的复合脱氧，虽然残留少量Al2O3，但可以认为大部分生成了微细且硬质的Ce氧化物、La氧化物、硫氧化铈、硫氧化镧、Ti氧化物。
因此，新发现了如下内容：在利用Al、Si、Ti、Ce、La的添加而进行的复合脱氧中，通过按照上述的脱氧方法适当进行Al脱氧，从而与几乎不用Al脱氧时同样地，能够在微细且硬质的Ce氧化物、La氧化物、硫氧化铈、硫氧化镧、Ti氧化物上析出MnS、TiS或(Mn，Ti)S，在轧制时也能够抑制该析出的MnS系夹杂物(MnS、TiS、(Mn，Ti)S夹杂物)的变形，因而可获得通过显著减少钢板中延伸的粗大的MnS系夹杂物从而能提高疲劳特性等的效果，并且通过Al脱氧能使钢液的氧势降低，从而能够减小成分组成的不均。
根据由这些实验性研究得到的认识，如下所述，本发明者对钢板的化学成分条件进行了研究，从而完成了本发明。
以下，对本发明中限定化学成分的原因进行说明。
C：0.03～0.20％
C是控制钢的淬火性和强度的最基本的元素，有助于提高淬火硬化层的硬度及深度并对于疲劳强度的提高有效。即，该C是确保钢板的强度所必须的元素，为了得到高强度钢板，必须至少为0.03％。但是，若过量地含有该C，超过0.20％，则加工性以及焊接性变差。为了达到必要的强度，确保加工性·焊接性，本发明中，将C的浓度设为0.20％以下。
Si：0.08～1.5％
Si是主要的脱氧元素之一，使淬火加热时奥氏体的核生成位点数增加，抑制奥氏体的粒生长，并且担负使淬火硬化层的粒径微细化的功能。该Si抑制碳化物生成，抑制因碳化物引起的晶界强度的降低，并且对贝氏体组织的生成也有效，因此是用于不大幅度地损害拉伸性而提高强度、以低屈服强度比改善扩孔性的重要的元素。为了降低钢液中的溶解氧浓度，暂时生成SiO2系夹杂物(为了该SiO2系夹杂物被之后添加的Al还原而生成氧化铝系夹杂物，之后进一步被Ce、La还原，从而使氧化铝系夹杂物还原)，必须添加0.08％以上的Si。因此，本发明中，将Si的下限设为0.08％。相对于此，若Si的浓度过高，则夹杂物中的SiO2浓度变高而容易生成大型夹杂物，不易被Al还原。另外，韧延性变得极差，并且由于表面脱碳和表面瑕疵增加，因此反而导致疲劳特性变差。此外，若过量添加Si，则对焊接性和延性造成不良影响。因此，本发明中，将Si的上限设为1.5％。
Mn：0.5～3.0％
Mn是对制钢阶段的脱氧有用的元素，是与C、Si一起对钢板的高强度化有效的元素。为了获得这种效果，必须含有0.5％以上的该Mn。然而，若含有超过3.0％的Mn，则由于Mn的偏析和固溶强化的增大而使延性降低。另外，由于焊接性和母材韧性也变差，因此将该Mn的上限设为3.0％。
P：0.05％以下
P在作为比Fe原子小的置换型固溶强化元素而起作用的方面是有效的。但是，若该P浓度超过0.05％，则在奥氏体的晶界偏析，使晶界强度下降，从而导致扭转疲劳强度下降，还可能引起加工性变差，因此将上限设为0.05％。另外，若无需固溶强化，则不必添加P，因此P的下限值包括0％。
S：0.0005％以上
S作为杂质而偏析，S由于形成MnS系的粗大的延伸夹杂物而使拉伸凸缘性变差，因此希望为尽量低的浓度。以往，为了确保拉伸凸缘性，必须使S的浓度极度低硫化。但是，若为了提高钢板的材质而使S浓度小于0.0005％，则二次精炼中的脱硫负荷过大，脱硫成本变高，得不到与其相称的材质。因此，将以二次精炼中的脱硫为前提时的S浓度的下限设为0.0005％。
另外，本发明中通过使微细且硬质的Ce氧化物、La氧化物、硫氧化铈、硫氧化镧等夹杂物上析出MnS系夹杂物，并对MnS系夹杂物进行形态控制，从而在轧制时也不易引起变形，可以防止夹杂物的延伸，因此S的浓度的上限值如后所述，根据与Ce或La中的1种或2种的总计量的关系进行规定。
即，本发明中如上所述，由于用Ce氧化物、La氧化物、硫氧化铈、硫氧化镧等夹杂物对MnS进行形态控制，因此即使S的浓度高，通过添加与其相应量的Ce或La中的1种或2种，也能够防止S对材质造成不良影响。即，即使S的浓度高到一定程度，通过调整与其相应的Ce或La的添加量，可获得实质上的脱硫效果，可获得与极低硫钢同样的材质。换而言之，通过在该S浓度与Ce、La的总计量之间进行适当调整，能够提高S浓度上限的自由度。因此，本发明中，没有必要进行用于得到极低硫钢的二次精炼中的钢液脱硫，也可以省略，能够实现制造工艺的简略化、以及伴随于此的脱硫处理成本的降低。
酸可溶Ti：0.008～0.20％
Ti是主要的脱氧元素之一，并且担负着下述功能：形成碳化物、氮化物、碳氮化物，通过在热轧前进行充分的加热，从而使奥氏体的核生成位点数增加，抑制奥氏体的粒生长，因此有助于微细化·高强度化，有效地对热轧时的动态再结晶起作用，显著提高拉伸凸缘性。通过实验得知，为此必须添加0.008％以上的酸可溶Ti。因此，本发明中，将酸可溶Ti的下限设为0.008％。
顺便提一下，为了将铸造时生成的碳化物、氮化物、碳氮化物暂时固溶，热轧前的充分的加热温度要求为充分的温度，必须超过1200℃。另一方面，从成本、氧化皮生成的观点来看，超过1250℃达到很高的温度是不优选的。因此，1250℃左右是合适的。
另一方面，如果含有超过0.2％，则不仅脱氧的效果饱和，而且即使在热轧前进行充分的加热，也会形成粗大的碳化物、氮化物、碳氮化物，反而导致材质变差，无法期待与含量相符的效果。因此，本发明中，将酸可溶Ti的浓度的上限设为0.2％。
顺便提一下，酸可溶Ti浓度是指测定酸中溶解的Ti的浓度而得到的浓度，是利用了溶存Ti溶解于酸中而Ti氧化物不溶于酸中的现象的分析方法。这里，酸可以列举出例如以盐酸1、硝酸1、水2的比例(质量比)混合而成的混酸。使用这样的酸，能够区分可溶于酸的Ti和不溶于酸的Ti氧化物，能够测定酸可溶Ti浓度。
N：0.0005～0.01％
N是由于在钢液处理中摄入空气中的氮而不可避免地混入钢中的元素。N与Al、Ti等形成氮化物而促进母材组织的细粒化。然而，若含有超过0.01％的N，则与Al、Ti等生成粗大的析出物，使拉伸凸缘性变差。因此，本发明中，将N的浓度的上限设为0.01％。另一方面，使N的浓度小于0.0005％，则成本变高，因此，从工业上能够实现的观点来看，将0.0005％作为下限。
酸可溶Al：超过0.01％
酸可溶Al由于通常其氧化物易簇化而变粗大，致使拉伸凸缘性和疲劳特性变差，因此期望极力抑制。然而，本发明中，新发现了如下的领域：尽管进行Al脱氧，但通过Si、Ti、Ce、La的复合脱氧效果、和设成与酸可溶Al浓度相应的Ce、La浓度，从而如上所述，对于由Al脱氧而生成的Al2O3系夹杂物，部分Al2O3系夹杂物被浮上除去，钢液中的剩余的Al2O3系夹杂物被之后添加的Ce、La还原分解而形成微细的夹杂物，氧化铝系氧化物不会簇化而变粗大。
因此，本发明中，也没有必要像以往那样设定实质上不添加Al的限制，特别是关于该酸可溶Al的浓度，可以提高自由度。通过使酸可溶Al超过0.01％，能够组合利用Al脱氧和添加Ce、La进行的脱氧，也不会像以往那样使脱氧所必须的Ce、La的添加量多至必要以上，能够消除因Ce、La脱氧导致的钢中的氧势上升的问题，还能够得到可抑制各成分元素的组成不均的效果。
酸可溶Al的浓度的上限值如后所述，根据与Ce或La中的1种或2种的总计量的关系来进行规定。
另外，这里所谓的酸可溶Al浓度是指测定酸中溶解的Al的浓度而得到的浓度，是利用了溶存Al溶解于酸中而Al2O3不溶于酸的现象的分析方法。这里，酸例如可以列举出按盐酸1、硝酸1、水2的比例(质量比)混合而成的混酸。使用这样的酸，可以区分可溶于酸的Al和不溶于酸的Al2O3，能够测定酸可溶Al浓度。
Ce或La中的1种或2种的总计：0.001～0.04％
Ce、La将通过Si脱氧而生成的SiO2、逐级通过Al脱氧而生成的Al2O3还原，易成为MnS系夹杂物的析出位点，且具有形成硬质、微细且轧制时不易变形的Ce氧化物(例如Ce2O3、CeO2)、硫氧化铈(例如Ce2O2S)、La氧化物(例如La2O3、LaO2)、硫氧化镧(例如La2O2S)、Ce氧化物-La氧化物、或硫氧化铈-硫氧化镧为主相(以50％以上为标准)的夹杂物的效果。
这里，在上述夹杂物中，因脱氧条件的不同，有时也会含有一部分MnO、SiO2、TiO2、Ti2O3或Al2O3，但只要主相为上述氧化物，则即可充分发挥作为MnS系夹杂物的析出位点的功能，且不会损害夹杂物的微细、硬质化的效果。
通过实验获知，为了得到这样的夹杂物，必须使Ce或La中的1种或2种的总计浓度为0.0005％以上且0.04％以下。
Ce或La中的1种或2种的总计浓度小于0.0005％时，无法将SiO2、Al2O3夹杂物还原，超过0.04％时，大量生成硫氧化铈、硫氧化镧，形成粗大的夹杂物而使拉伸凸缘性和疲劳特性变差。
另外，作为上述本发明的钢板中的在由Ce或La中的1种或2种形成的氧化物或硫氧化物上析出有MnS的形态的夹杂物的存在条件，着眼于能够用S的浓度来对“MnS怎样被由Ce或La中的1种或2种形成的氧化物或硫氧化物改性”进行规定这一点，想到用钢板的化学成分(Ce+La)/S质量比来规定、整理。具体而言，该质量比小时，由Ce或La中的1种或2种形成的氧化物或硫氧化物少，使得单独大量析出MnS。如果该质量比逐渐变大，则相比MnS，由Ce或La中的1种或2种形成的氧化物或硫氧化物逐渐变多，这些在由Ce或La中的1种或2种形成的氧化物或硫氧化物上析出有MnS的形态的夹杂物逐渐变多。即，MnS逐渐被由Ce或La中的1种或2种形成的氧化物或硫氧化物改性。这样，为了提高拉伸凸缘性和疲劳特性，涉及在由Ce或La中的1种或2种形成的氧化物或硫氧化物上析出MnS，防止MnS的延伸。因此，上述质量比能够作为用于识别是否发挥这些效果的参数来进行整理。
因此，为了明确能有效抑制MnS系夹杂物的延伸的化学成分比，通过改变钢板的(Ce+La)/S质量比，来评价夹杂物的形态、拉伸凸缘性和疲劳特性。其结果表明，(Ce+La)/S质量比为0.4～50时，拉伸凸缘性和疲劳特性均得到飞跃性提高。
若(Ce+La)/S质量比小于0.4，则由Ce或La中的1种或2种形成的氧化物或硫氧化物上析出有MnS的形态的夹杂物个数比例过少，因此与其相应地易成为裂纹发生的起点的MnS系延伸夹杂物的个数比例过多，拉伸凸缘性和疲劳特性下降。
另一方面，若(Ce+La)/S质量比超过50，则所谓使硫氧化铈、硫氧化镧上析出MnS从而改善拉伸凸缘性和疲劳特性的效果达到饱和，成本上不划算。根据以上的结果，将(Ce+La)/S质量比限定为0.4～50。顺便提一下，若(Ce+La)/S质量比变得过大，例如超过70，则大量生成硫氧化铈、硫氧化镧，形成粗大的夹杂物，反而使拉伸凸缘性和疲劳特性变差，从这一点来看，也将(Ce+La)/S质量比的上限设为50。
以下，对于本发明中的选择元素，说明限定化学成分的原因。这些元素是选择元素，因此是否添加是任意的，可以仅添加1种，也可以添加2种以上。
关于Nb、V，Nb、V与C或N形成碳化物、氮化物、碳氮化物而促进母材组织的细粒化，有助于提高韧性。
Nb：0.01～0.10％
为了获得上述复合碳化物、复合氮化物等，优选使该Nb浓度为0.01％以上。但是，即使该Nb浓度超过0.10％而大量含有，所述母材组织的细粒化的效果也已饱和，制造成本增加。因此，将Nb浓度的上限设为0.10％。
V：0.01～0.05％
为了获得上述的复合碳化物、复合氮化物等，优选使该V浓度为0.01％以上。但是，即使该V浓度超过0.05％而大量含有，效果也已饱和，制造成本增加。因此，将V浓度的上限设为0.05％。
Cr、Mo、B用于提高钢的淬火性。
Cr：0.01～0.6％
为了进一步确保钢板的强度，可以根据需要含有Cr，为了得到该效果，优选添加0.01％以上。但是，大量含有该Cr反而会使强度-延性的平衡变差。因此，将0.6％作为上限。
Mo：0.01～0.4％
为了进一步确保钢板的强度，可以根据需要含有Mo，为了得到它们的效果，优选添加0.01％以上。但是，大量含有该Mo反而会使强度-延性的平衡变差。因此，将0.4％作为上限。
B：0.0003～0.003％
为了进一步强化晶界、提高加工性，可以根据需要含有B，为了得到它们的效果，优选添加0.0003％以上。但是，即使该B超过0.003％而大量含有，其效果也已饱和，反而有损钢的洗涤性，使延性变差。因此，将0.003％作为上限。
关于Ca、Zr
为了通过硫化物的形态控制，而强化晶界、提高加工性，可以根据需要含有Ca、Zr。
Ca：0.0001～0.004％
Ca通过使硫化物球状化等控制脱硫的形态，从而能够强化晶界、提高钢的加工性，为了获得这些效果，Ca的添加量优选为0.0001％以上。但是，即使大量含有该Ca，效果也已饱和，反而有损钢的洗涤性，使延性变差。因此，将0.004％作为上限。
Zr：0.001～0.01％
为了获得上述使硫化物球状化而改善母材的韧性的效果，优选添加0.001％以上的Zr。但是，大量含有该Zr反而有损钢的洗涤性，使延性变差。因此，将0.01％作为上限。
接下来，对本发明的钢板中的夹杂物的存在条件进行说明。这里所谓的钢板是指经热轧或进一步经冷轧而得到的轧制后的板。另外，从各种观点出发规定了本发明的钢板中的夹杂物的存在条件。
为了得到拉伸凸缘性和疲劳特性优异的钢板，重要的是尽量减少钢板中易成为裂纹发生的起点和裂纹传播的路径的延伸的粗大的MnS系夹杂物。
因此，本发明者发现，如上所述，即使在添加Si后用Al进行脱氧的情况下，在其后添加Ti、以及添加Ce、La中的1种或2种进行脱氧而得到的钢板中，在得到以质量基准计的上述的(Ce+La)/酸可溶Al比、且(Ce+La)/S比的情况下，通过复合脱氧使得钢液中的氧势急剧下降，并且生成的夹杂物的Al2O3浓度变低，因此与几乎不用Al进行脱氧制造得到的钢板同样，拉伸凸缘性和疲劳特性优异。
另外，还一并发现，通过添加Ce、La进行脱氧，虽然含有少量Al2O3，但在占大部分的所生成的微细且硬质的Ce氧化物、La氧化物、硫氧化铈、硫氧化镧上析出MnS，即使在轧制时也不易引起该析出的MnS变形，因此钢板中延伸的粗大的MnS显著减少。
因此可知，获得以质量基准计的上述的(Ce+La)/酸可溶Al比、且(Ce+La)/S比时，当量圆直径为2μm以下的微细的夹杂物个数密度急剧增加，该微细的夹杂物分散于钢中。
由于该微细的夹杂物不易凝集，因此其形状大部分为球状或纺锤状。另外，以长径/短径(以下，有时记载为“延伸比例”)表示的话，为3以下，优选为2以下。
在实验中，着眼于利用扫描型电子显微镜(SEM)等进行观察就能容易地鉴定、且当量圆直径为2μm以下的夹杂物的个数密度。顺便提一下，对当量圆直径的下限值没有特别规定，但作为能以数字计数的大小，以0.5μm左右以上的夹杂物为对象是合适的。这里，当量圆直径定义为根据截面观察到的夹杂物的长径和短径按(长径×短径)0.5求得的值。
机理的详细内容并不清楚，但可以认为，这些2μm以下的微细的夹杂物以15个/mm2以上分散的情况，是利用Al脱氧使得钢液的氧势的下降和MnS系夹杂物的微细化的协同效果造成的。由此，使拉伸凸缘成形时等产生的应力集中得到缓解的机制发挥作用，推测具有急剧提高扩孔性的效果。其结果是，在反复变形时和扩孔加工时，这些MnS系夹杂物不易成为裂纹发生的起点和龟裂传播的路径，反而微细，因此有助于缓解应力集中，认为与提高拉伸凸缘性、耐疲劳特性等相关。
另一方面，本发明者调查了是否能够减少钢板中易成为裂纹发生的起点和裂纹传播的路径的延伸的粗大的MnS系夹杂物(MnS、TiS、(Mn，Ti)S夹杂物)。
本发明者通过实验发现，只要当量圆直径小于1μm，则即使是延伸的MnS作为裂纹发生起点也无害，不会使拉伸凸缘性和疲劳特性变差，另外，当量圆直径为1μm以上的夹杂物也可以容易地利用扫描型电子显微镜(SEM)等来观察，因此以钢板中的当量圆直径为1μm以上的夹杂物作为对象，调查其形态及组成，评价延伸的MnS的分布状态。
另外，对MnS的当量圆直径的上限未作特别规定，但实际上有时能观察到1mm左右的MnS。
关于延伸夹杂物的个数比例，通过使用SEM对随机选择的当量圆直径为1μm以上的多个(例如50个左右)夹杂物进行组成分析，并从SEM图像测定夹杂物的长径和短径。这里，将延伸夹杂物定义为长径/短径(延伸比例)为5以上的夹杂物，通过将检测到的上述延伸夹杂物的个数除以调查的总夹杂物个数(以上述的例子来说为50个左右)，可以求出上述延伸夹杂物的个数比例。
将该延伸比例设为5以上的原因在于，不添加Ce、La的比较钢板中的延伸比例为5以上的夹杂物大部分为MnS。另外，对MnS的延伸比例的上限未作特别规定，但实际上有时能观察到延伸比例为50左右的MnS。
其结果表明，经形态控制使延伸比例为5以上的延伸夹杂物的个数比例为20％以下的钢板，拉伸凸缘性和疲劳特性提高。即，若延伸比例为5以上的延伸夹杂物的个数比例超过20％，则易成为裂纹发生的起点的MnS系延伸夹杂物的个数比例过多，拉伸凸缘性和疲劳特性下降。因此，本发明中将延伸比例为5以上的延伸夹杂物的个数比例设为20％以下。
另外，由于延伸的MnS系夹杂物越少则拉伸凸缘性和疲劳特性越良好，因此该延伸比例为5以上的延伸夹杂物的个数比例的下限值包含0％。这里，当量圆直径为1μm以上的夹杂物且延伸比例为5以上的延伸夹杂物的个数比例的下限值为0％的意思是指，虽然是当量圆直径为1μm以上的夹杂物但不存在延伸比例为5以上的夹杂物的情况、或即使是延伸比例为5以上的延伸夹杂物但当量圆直径均小于1μm的情况。
另外确认到，延伸夹杂物的最大当量圆直径也比组织的晶体的平均粒径小，可以认为这是能够飞跃性地提高拉伸凸缘性和疲劳特性的主要原因。
另外，在经形态控制使(Ce+La)/S质量比为0.4～50且延伸比例为5以上的延伸夹杂物的个数比例为20％以下的钢板中，与此相对应，成为在由Ce、La中的1种或2种形成的氧化物或其中含有Si、Ti中的1种或2种的氧化物或硫氧化物上析出有MnS系夹杂物的形态。作为该夹杂物的形态，只要在由Ce、La中的1种或2种形成的氧化物或其中含有Si、Ti中的1种或2种的氧化物或硫氧化物上析出MnS系夹杂物即可，没有特别规定，但多数情况下是以由Ce、La中的1种或2种形成的氧化物或其中含有Si、Ti中的1种或2种的氧化物或硫氧化物为核在其周围析出有MnS系夹杂物。
另外，有时TiN在微细且硬质的Ce氧化物、La氧化物、硫氧化铈、硫氧化镧上与MnS系夹杂物一起逐渐复合析出。但是，如前所述，确认TiN对拉伸凸缘性和疲劳特性基本没有影响，因此TiN不作为本发明的MnS系夹杂物的对象。
另外，在由Ce、La中的1种或2种形成的氧化物或其中含有Si、Ti中的1种或2种的氧化物或硫氧化物上析出有MnS系夹杂物的夹杂物即使在轧制时也不易引起变形，因此在钢板中也成为不延伸的形状、即球状或纺锤状的夹杂物。
这里，被判断为不延伸的球状夹杂物没有特别规定，是钢板中的延伸比例为3以下的夹杂物，优选延伸比例为2以下的夹杂物。这是由于，在轧制前的铸片阶段，在由Ce、La中的1种或2种形成的氧化物或其中含有Si、Ti中的1种或2种的氧化物或硫氧化物上析出有MnS系夹杂物的形态的夹杂物的延伸比例为3以下。另外，被判断为未延伸的球状夹杂物若完全为球状，则延伸比例变为1，因此延伸比例的下限为1。
通过与延伸夹杂物的个数比例调查同样的方法实施了该夹杂物的个数比例的调查。其结果表明，在经析出控制使在由Ce或La中的1种或2种形成的氧化物或硫氧化物上析出有MnS系夹杂物的形态的夹杂物的个数比例为10％以上的钢板中，拉伸凸缘性和疲劳特性提高。若在由Ce或La中的1种或2种形成的氧化物或硫氧化物上析出有MnS系夹杂物的形态的夹杂物的个数比例小于10％，则与其相对应，MnS的延伸夹杂物的个数比例过多，拉伸凸缘性和疲劳特性下降。因此，将在由Ce或La中的1种或2种形成的氧化物或硫氧化物上析出有MnS系夹杂物的形态的夹杂物的个数比例设为10％以上。另外，在由Ce或La中的1种或2种形成的氧化物或硫氧化物上析出的MnS系夹杂物越多，则拉伸凸缘性和疲劳特性越良好，因此该个数比例的上限值包含100％。
另外，在由Ce、La中的1种或2种形成的氧化物或其中含有Si、Ti中的1种或2种的氧化物或硫氧化物上析出有MnS系夹杂物的形态的夹杂物即使在轧制时也不易引起变形，因此其当量圆直径没有特别规定，可以为1μm以上。但是，若该当量圆直径过大，则有可能成为裂纹发生起点，因此上限优选为50μm左右。
另一方面，该夹杂物即使在轧制时也不易引起变形，并且当量圆直径小于1μm时，不会成为裂纹发生起点，因此对当量圆直径的下限没有特别规定。
接着，作为上述本发明的钢板中的夹杂物的存在条件，用夹杂物的每单位体积的个数密度来规定。
关于夹杂物的粒径分布，通过利用速度法的电解面的SEM评价来实施。利用速度法的电解面的SEM评价是指，将试样片的表面研磨后，利用速度法进行电解，直接对试样面进行SEM观察来评价夹杂物的大小和个数密度。另外，速度法是指，使用10％乙酰丙酮-1％四甲基氯化铵-甲醇将试样表面电解来提取夹杂物的方法，但是，作为电解量，相对于试样表面的面积1cm2以1C进行电解。对这样电解得到的表面的SEM图像进行图像处理，求出相对于当量圆直径的频率(个数)分布。由该粒径的频率分布算出平均当量圆直径，并将频率除以观察到的视野的面积和由电解量求出的深度，从而算出夹杂物的单位体积的个数密度。
对成为裂纹发生的起点并使拉伸凸缘性和疲劳特性变差的当量圆直径为1μm以上且延伸比例为5以上的夹杂物的体积个数密度进行评价，结果表明，若体积个数密度为1.0×104个/mm3以下，则拉伸凸缘性和疲劳特性提高。若当量圆直径为1μm以上且延伸比例为5以上的延伸夹杂物的体积个数密度超过1.0×104个/mm3，则易成为裂纹发生的起点的MnS系延伸夹杂物的个数密度过多，拉伸凸缘性和疲劳特性下降，因此将当量圆直径为1μm以上且延伸比例为5以上的延伸夹杂物的体积个数密度设为1.0×104个/mm3以下。另外，由于延伸的MnS系夹杂物越少则拉伸凸缘性和疲劳特性越良好，因此当量圆直径为1μm以上且延伸比例为5以上的延伸夹杂物的体积个数密度的下限值包含0％。
这里，当量圆直径为1μm以上且延伸比例为5以上的延伸夹杂物的体积个数密度的下限值为0％的意思与上述同样。
另外，在经形态控制使直径为1μm以上且延伸率为5以上的延伸夹杂物的体积个数密度为1.0×104个/mm3以下的钢板中，与其相对应，未延伸的MnS系夹杂物成为在由Ce、La中的1种或2种形成的氧化物或其中含有Si、Ti中的1种或2种的氧化物或硫氧化物上析出有MnS系夹杂物的形态，成为其形状基本为球状或纺锤状的夹杂物。
作为该夹杂物的形态，与上述同样，只要是在由Ce、La中的1种或2种形成的氧化物或其中含有Si、Ti中的1种或2种的氧化物或硫氧化物上析出MnS系夹杂物即可，没有特别规定，多数情况下是以由Ce、La中的1种或2种形成的氧化物或其中含有Si、Ti中的1种或2种的氧化物或硫氧化物为核并在其周围析出有MnS系夹杂物。
另外，纺锤状的夹杂物没有特别规定，是指钢板中的延伸比例为3以下的夹杂物，优选延伸比例为2以下的夹杂物。这里，如果完全为球状，则延伸比例变为1，因此延伸比例的下限为1。
调查了这样的夹杂物的体积个数密度，结果表明，在经析出控制使以由Ce、La中的1种或2种形成的氧化物或其中含有Si、Ti中的1种或2种的氧化物或硫氧化物为核并在其周围析出有MnS系夹杂物的形态的夹杂物的体积个数密度为1.0×103个/mm3以上的钢板中，拉伸凸缘性和疲劳特性提高。若在由Ce、La中的1种或2种形成的氧化物或其中含有Si、Ti中的1种或2种的氧化物或硫氧化物上析出有MnS系夹杂物的形态的夹杂物的体积个数密度小于1.0×103个/mm3，则与其相对应，MnS系的延伸夹杂物的个数比例过多，拉伸凸缘性和疲劳特性下降，因此将在由Ce、La中的1种或2种形成的氧化物或其中含有Si、Ti中的1种或2种的氧化物或硫氧化物上析出有MnS系夹杂物的形态的夹杂物的体积个数密度规定为1.0×103个/mm3以上。另外，以由Ce、La中的1种或2种形成的氧化物或其中含有Si、Ti中的1种或2种的氧化物或硫氧化物为核而析出的MnS系夹杂物越多，则拉伸凸缘性和疲劳强度越良好，因此，该体积个数密度的上限值没有特别规定。
另外，在由Ce、La中的1种或2种形成的氧化物或其中含有Si、Ti中的1种或2种的氧化物或硫氧化物上析出有MnS系夹杂物的形态的夹杂物的当量圆直径，与上述同样没有特别规定。但是，若该当量圆直径过大，则有可能成为裂纹发生起点，因此上限优选为50μm左右。
另一方面，该夹杂物的当量圆直径小于1μm时，完全没有问题，因此下限没有特别规定。
接下来，作为上述本发明的钢板中的延伸夹杂物的存在条件，用当量圆直径的上限值来规定。具体而言，对成为裂纹发生的起点而使拉伸凸缘性和疲劳特性变差的当量圆直径为1μm以上、且延伸比例为5以上的夹杂物的平均当量圆直径进行评价，结果可知，若该延伸夹杂物的平均当量圆直径为10μm以下，则拉伸凸缘性和疲劳特性提高。其着眼于随着当量圆直径为1μm以上且延伸比例为5以上的延伸夹杂物的个数比例的增加，该延伸夹杂物的平均当量圆直径增大这一点，以延伸夹杂物的平均当量圆直径为指标来规定的。可推测随着钢液中的Mn和S的量的增加，生成的MnS系夹杂物的个数增加，并且生成的MnS系夹杂物的尺寸也变粗大。
因此，若当量圆直径为1μm以上且延伸比例为5以上的延伸夹杂物增大至平均当量圆直径超过10μm，则与其相对应地该延伸夹杂物的个数比例超过20％，因此易成为裂纹发生的起点的粗大的MnS系延伸夹杂物的个数比例过多，拉伸凸缘性和疲劳特性下降，因此将当量圆直径为1μm以上且延伸比例为5以上的延伸夹杂物的平均当量圆直径设为10μm以下。
另外，将当量圆直径为1μm以上且延伸比例为5以上的延伸夹杂物的平均当量圆直径设为10μm以下的规定，意味着在钢板中存在当量圆直径为1μm以上的夹杂物的情况，因此当量圆直径的下限值为1μm。
另一方面，作为上述本发明的钢板中的在由Ce、La中的1种或2种形成的氧化物或其中含有Si、Ti中的1种或2种的氧化物或硫氧化物上析出有MnS系夹杂物的形态的夹杂物的存在条件，用析出有MnS系夹杂物的夹杂物中的Ce或La的平均组成的含量来规定。
具体而言，如上所述，在提高拉伸凸缘性和疲劳特性的方面，使在由Ce、La中的1种或2种形成的氧化物或其中含有Si、Ti中的1种或2种的氧化物或硫氧化物上析出MnS系夹杂物从而防止MnS系夹杂物的延伸很重要。
作为该夹杂物的形态，与上述同样地，只要在由Ce、La中的1种或2种形成的氧化物或其中含有Si、Ti中的1种或2种的氧化物或硫氧化物上析出MnS系夹杂物即可，通常以由Ce、La中的1种或2种形成的氧化物或其中含有Si、Ti中的1种或2种的氧化物或硫氧化物为核并在其周围析出MnS系夹杂物，形成球状或纺锤状的夹杂物。
另外，纺锤状的夹杂物没有特别规定，是指钢板中的延伸比例为3以下的夹杂物，优选延伸比例为2以下的夹杂物。这里，若完全为球状，则延伸比例为1，因此延伸比例的下限为1。
因此，为了明确能有效抑制MnS系夹杂物的延伸的组成，对在由Ce、La中的1种或2种形成的氧化物或其中含有Si、Ti中的1种或2种的氧化物或硫氧化物上析出有MnS系夹杂物的形态的夹杂物实施组成分析。
但是，若该夹杂物的当量圆直径为1μm以上，则易于观察，因此为方便起见，以当量圆直径为1μm以上作为对象。但是，如果能够观察，也可以包含当量圆直径小于1μm的夹杂物。
另外，在由Ce、La中的1种或2种形成的氧化物或其中含有Si、Ti中的1种或2种的氧化物或硫氧化物上析出有MnS系夹杂物的形态的夹杂物由于未延伸，因此确认形成了延伸比例均为3以下的夹杂物。因此，以当量圆直径为1μm以上且延伸比例为3以下的夹杂物作为对象实施了组成分析。
其结果表明，若当量圆直径为1μm以上且延伸比例为3以下的夹杂物中按平均组成计Ce或La中的1种或2种的总计含有0.5～95％，则拉伸凸缘性和疲劳特性提高。若当量圆直径为1μm以上且延伸比例为3以下的夹杂物中的Ce或La中的1种或2种的总计的平均含有率小于0.5质量％，则在由Ce、La中的1种或2种形成的氧化物或其中含有Si、Ti中的1种或2种的氧化物或硫氧化物上析出有MnS系夹杂物的形态的夹杂物个数比例大大减少，因此与其相应地易成为裂纹发生的起点的MnS系延伸夹杂物的个数比例过多，拉伸凸缘性和疲劳特性下降。
另一方面，若当量圆直径为1μm以上且延伸比例为3以下的夹杂物中的Ce或La中的1种或2种的总计的平均含有率超过95％，则大量生成硫氧化铈、硫氧化镧，形成当量圆直径为50μm左右以上的粗大的夹杂物，从而使拉伸凸缘性和疲劳特性变差。
下面，对钢板的组织进行说明。
本发明中，通过使铸片中析出微细的MnS系夹杂物，进而以在轧制时不会受到变形、不易成为裂纹发生的起点的微细球状夹杂物的形式分散在钢板中，由此来提高拉伸凸缘性和疲劳特性，钢板的显微组织没有特别限定。
钢板的显微组织没有特别限定，可以是形成了以贝氏体·铁素体为主相的组织的钢板、以铁素体相为主相且以马氏体相、贝氏体相为第2相的复合组织钢板、以及由铁素体、残留奥氏体及低温相变相(马氏体或贝氏体)构成的复合组织钢板中的任一组织。
另外，本发明中，由于必须添加Ti，因此通过在热轧前进行1250℃左右的充分的加热，从而暂时将铸造时生成的碳化物、氮化物、碳氮化物固溶而提高钢中的酸可溶Ti，然后，可以利用固溶Ti或Ti的碳氮化物的效果将晶粒微细化，由此能够将钢板的组织中的晶体粒径微细化至10μm以下。
因此，不管是哪一种组织，都能够将晶体粒径微细化至10μm以下，所以能够提高扩孔性和疲劳特性，因而优选。若平均粒径超过10μm，则延性·疲劳特性的提高变小。为了提高扩孔性和疲劳特性，更优选为8μm以下。但是，通常，为了得到行走部件等那样的优异的拉伸凸缘性，虽然延性方面稍差，但是还是优选铁素体或贝氏体相以面积比计为最大的相。
接下来说明制造条件。
本发明中，在用转炉进行吹炼并脱碳、或进一步使用真空脱气装置进行脱碳而得的钢液中，添加C、Si、Mn等合金并搅拌，进行脱氧和成分调整。
另外，关于S，如上所述，精炼工序中也可以不进行脱硫，因此可以省略脱硫工序。但是，在为了熔炼S≤20ppm左右的极低硫钢而需要在二次精炼中进行钢液脱硫的情况下，也可以进行脱硫，并实施成分调整。
在上述添加Si后，过3分钟左右后，添加Al进行Al脱氧，为了将Al2O3浮上分离，优选确保约3分钟左右的浮上时间。
然后添加Ti并设置约2～3分钟左右的搅拌时间后，添加Ce或La中的1种或2种，按照以质量基准计(Ce+La)/酸可溶Al≥0.1、且(Ce+La)/S达到0.4～50的方式进行成分调整。
顺便提一下，在添加选择元素的情况下，添加Ce或La中的1种或2种之前进行，充分搅拌，并根据需要进行选择元素的成分调整后，添加Ce或La中的1种或2种。将这样熔炼得到的钢液连续铸造，制造铸片。
关于连续铸造，不仅适用于通常的250mm厚左右的板坯连续铸造，也能充分适用于钢锭或钢坯以及板坯连续铸造机的铸型厚度比通常薄的例如150mm以下的薄板坯连续铸造。
对用于制造高强度热轧钢板的热轧条件进行叙述。
关于热轧前的板坯的加热温度，必须使钢中的碳氮化物等暂时固溶，因此超过1200℃是很重要的。
通过预先使这些碳氮化物固溶，由此在轧制后的冷却过程中可以获得对于延性的提高而言优选的铁素体相。另一方面，若热轧前的板坯的加热温度超过1250℃，则板坯表面的氧化变显著，特别是由晶界被选择性氧化而引起的楔形的表面缺陷在除氧化皮后残留，它会损害轧制后的表面品质，因此优选将上限设为1250℃。
加热至上述的温度范围后，进行通常的热轧，但在此工序中精轧结束温度在进行钢板的组织控制的情况下很重要。精轧结束温度低于Ar3点+30℃时，表层部的晶体粒径容易变粗大，在疲劳特性方面不优选。另一方面，超过Ar3点+200℃时，轧制结束后的奥氏体粒径变粗大，难以控制冷却中生成的相的构成及分率，因此优选将上限设为Ar3点+200℃。
另外，使精轧后的钢板的平均的冷却速度为10～100℃/秒、并使卷取温度在450～650℃的范围内的情况，和精轧后至680℃以约5℃/秒保持空冷、然后以30℃/秒以上的冷却速度冷却、并使卷取温度在400℃以下的情况，可以根据目标组织构成进行选择。通过控制轧制后的冷却速度和卷取温度，在前者的轧制条件下，能够得到具有多边形铁素体、贝氏体铁素体及贝氏体相中的一种或两种以上的组织和其分率的钢板，在后者的轧制条件下，能够得到延性优异的具有大量的多边形铁素体相和马氏体相的复合组织的DP钢板。
上述平均冷却速度小于10℃/秒时，容易生成对拉伸凸缘性不优选的珠光体，不优选。另一方面，虽然在组织控制上无需对冷却速度设置上限，但认为过快的冷却速度有可能使钢板的冷却不均一，且制造能进行这种冷却的设备需要高额的费用，从而导致钢板的价格上升。从这样的观点来看，优选将冷却速度的上限设为100℃/秒。
本发明的高强度冷轧钢板通过对经由热轧、卷取后酸洗、表皮光轧(skinpass)等工序的钢板进行冷轧、退火来制造。通过间歇退火、连续退火等退火工序进行退火，制成最终的冷轧钢板。
另外，不用说，本发明的高强度钢板作为电镀用钢板也适用。即使实施电镀，本发明高强度钢板的机械特性也不会有任何变化。
实施例
以下，将本发明的实施例与比较例一起进行说明。
将表1所示化学成分的板坯在表2所示的条件下热轧，得到厚度为3.2mm的热轧板。
Figure BPA00001257571100261
表2
在该表1中，关于钢编号(以下称为钢号)1、3、5、7、9、11、13，以本发明的高强度钢板的范围内的组成构成，关于钢号2、4、6、8、10、12、14，作为以质量基准计的(Ce+La)/酸可溶Al比、(Ce+La)/S比脱离本发明的高强度钢板的范围的板坯来构成。
另外，该表1中，为了使钢号1和钢号2、钢板3和钢号4、钢号5和钢号6、钢号7和钢号8、钢号9和钢号10、钢号11和钢号12、钢号13和钢号14之间分别可以进行比较，以相互几乎相同的组成来构成，并使Ce+La等互不相同。
另外，在该表2中，作为条件A，使加热温度为1250℃、精轧结束温度为845℃、精轧后的冷却速度为75℃/秒、卷取温度为450℃。作为条件B，使加热温度为1250℃、精轧结束温度为860℃、精轧后至680℃以约5℃/秒保持空冷、其后的冷却速度为30℃/秒以上、卷取温度为400℃。作为条件C，使加热温度为1250℃、精轧结束温度为825℃、精轧后的冷却速度为45℃/秒、卷取温度为450℃。
对于钢号1和钢号2，应用条件A，另外，对于钢号3和钢号4，应用条件B，对于钢号5和钢号6，应用条件C，进而对于钢号7和钢号8，应用条件A，对于钢号9和钢号10，应用条件B，另外，对于钢号11和钢号12，应用条件C，对于钢号13和钢号14，应用条件C，由此能够在相同制造条件下比较化学组成的影响。
作为这样得到的钢板的基本特性，调查了强度、延性、拉伸凸缘性、疲劳限度比。
另外，作为钢板中的延伸夹杂物的存在状态，利用光学显微镜进行观察或利用SEM进行观察，均以1μm左右以上的夹杂物作为对象，调查了2μm以下的夹杂物的面积个数密度，并对延伸比例为5以上的夹杂物调查了个数比例、体积个数密度、平均当量圆直径。
进而，作为钢板中的未延伸的夹杂物的存在状态，均以1μm左右以上的夹杂物作为对象，对在由Ce、La中的1种或2种形成的氧化物或其中含有Si、Ti中的1种或2种的氧化物或硫氧化物上析出有MnS系夹杂物的夹杂物的个数比例及体积个数密度、以及延伸比例为3以下的夹杂物中的Ce或La中的1种或2种的总计含量的平均值进行了调查。
另外，以1μm左右以上的夹杂物为对象，不仅是因为容易观察，还因为小于1μm左右的夹杂物对拉伸凸缘性和疲劳特性的劣化没有影响。
将其结果分别按钢与轧制条件的组合示于表3中。
Figure BPA00001257571100291
强度和延性通过与轧制方向平行地采集的JIS5号试验片的拉伸试验来求得。拉伸凸缘性用λ来评价，该λ通过使用60°的圆锥冲头将在150mm×150mm的钢板的中央开口的直径为10mm的冲孔扩张，测定产生板厚贯穿龟裂时的孔径D(mm)，按扩孔值λ＝(D-10)/10求得。另外，用作表示疲劳特性的指标的疲劳限度比由将按照JISZ2275的方法求得的2×106次时间强度(σW)除以钢板的强度(σB)得到的值(σW/σB)来评价。
另外，试验片是同规格中规定的1号试验片，采用平行部为25mm、曲率半径R为100mm、原板(热轧板)的两面经同等磨削后的厚3.0mm的试验片。
进而，对夹杂物进行SEM观察，测定50个随机选择的当量圆直径为1μm以上的夹杂物的长径和短径。进而，用SEM的定量分析功能，对50个随机选择的当量圆直径为1μm以上的夹杂物实施组成分析。用这些结果，求出延伸比例为5以上的夹杂物的个数比例、延伸比例为5以上的夹杂物的平均当量圆直径、由Ce、La中的1种或2种形成的氧化物或其中含有Si、Ti中的1种或2种的氧化物或硫氧化物上析出有MnS系夹杂物的夹杂物的个数比例、以及延伸比例为3以下的夹杂物中的Ce或La中的1种或2种的总计平均值。另外，利用速度法进行电解面的SEM评价，算出夹杂物各形态的体积个数密度。
由表3可知，应用了本发明的方法的钢号1、3、5、7、9、11、13，通过在由Ce、La中的1种或2种形成的氧化物或其中含有Si、Ti中的1种或2种的氧化物或硫氧化物上析出MnS系夹杂物，能够减少钢板中延伸的MnS系夹杂物。即，通过使钢板中存在的当量圆直径为2μm以下的夹杂物的个数密度为15个/mm2以上、在由Ce、La中的1种或2种形成的氧化物或其中含有Si、Ti中的1种或2种的氧化物或硫氧化物上析出有MnS系夹杂物的夹杂物的个数比例为10％以上、该夹杂物的体积个数密度为1.0×103个/mm3以上、钢板中存在的延伸比例为3以下的夹杂物中的Ce或La中的1种或2种的总计平均含有率为0.5％～50％，可以使当量圆直径为1μm以上且延伸比例5为以上的延伸夹杂物的个数比例为20％以下、该夹杂物的体积个数密度为1.0×104个/mm3以下、该夹杂物的平均当量圆直径为10μm以下。另外，所有钢板的组织中，平均晶体粒径均为1～8μm，本发明和比较例为几乎相同的平均晶体粒径。
其结果是，与比较钢相比，作为本发明钢的钢号1、3、5、7、9、11、13可以得到拉伸凸缘性和疲劳特性优异的钢板。但是，比较钢(钢号2、4、6、8、10、12、14)中，尽管平均晶体粒径均为10μm以下，但由于延伸的MnS系夹杂物和在由Ce、La中的1种或2种形成的氧化物或其中含有Si、Ti中的1种或2种的氧化物或硫氧化物上析出有MnS系夹杂物的夹杂物的分布状态与本发明中规定的分布状态不同，因此在钢板加工时延伸的MnS系夹杂物成为裂纹发生的起点，拉伸凸缘性和疲劳特性下降。
本发明的高强度钢板通过Al脱氧来谋求钢液的成分调整的稳定化，可以抑制粗大氧化铝夹杂物的生成，通过使铸片中析出微细的MnS系夹杂物，从而能够作为在轧制时不会变形、不易成为裂纹发生的起点的微细球状夹杂物分散于钢板中。另外，能够使组织的晶体粒径变微细，能够提高拉伸凸缘性和疲劳特性。
另外，本发明的高强度钢板用钢液的熔炼方法中，通过Al脱氧来谋求钢液的成分调整的稳定化，并且可以抑制粗大的氧化铝夹杂物的生成，通过使铸片中析出微细的MnS系夹杂物，能够作为在轧制时不会变形、不易成为裂纹发生的起点的微细球状夹杂物分散于钢板中，另外，能够使组织的晶体粒径变微细，能够得到拉伸凸缘性和疲劳特性优异的高强度热轧钢板。

Claims (20)

1.一种高强度钢板，其特征在于，以质量％计包含C：0.03～0.20％、Si：0.08～1.5％、Mn：0.5～3.0％、P：0.05％以下、S：0.0005％以上、酸可溶Ti：0.008～0.20％、N：0.0005～0.01％、酸可溶Al：超过0.01％、Ce或La中的1种或2种的总计：0.001～0.04％、以及余量的铁及不可避免的杂质，
进而，以质量基准计，(Ce+La)/酸可溶Al≥0.1、且(Ce+La)/S为0.4～50，
该钢板中存在的当量圆直径为2μm以下的夹杂物的个数密度为15个/mm2以上。
2.一种高强度钢板，其特征在于，以质量％计包含C：0.03～0.20％、Si：0.08～1.5％、Mn：0.5～3.0％、P：0.05％以下、S：0.0005％以上、酸可溶Ti：0.008～0.20％、N：0.0005～0.01％、酸可溶Al：超过0.01％、Ce或La中的1种或2种的总计：0.001～0.04％、以及余量的铁及不可避免的杂质，
进而，以质量基准计，(Ce+La)/酸可溶Al≥0.1、且(Ce+La)/S为0.4～50，
下述延伸夹杂物的个数比例为20％以下，所述延伸夹杂物是该钢板中存在的当量圆直径为1μm以上的夹杂物，且长径/短径为5以上。
3.一种高强度钢板，其特征在于，以质量％计包含C：0.03～0.20％、Si：0.08～1.5％、Mn：0.5～3.0％、P：0.05％以下、S：0.0005％以上、酸可溶Ti：0.008～0.20％、N：0.0005～0.01％、酸可溶Al：超过0.01％、Ce或La中的1种或2种的总计：0.001～0.04％、以及余量的铁及不可避免的杂质，
进而，以质量基准计，(Ce+La)/酸可溶Al≥0.1、且(Ce+La)/S为0.4～50，
该钢板中以个数比例计含有10％以上的下述夹杂物，所述夹杂物是在由Ce、La中的1种或2种形成的氧化物、或其中含有Si、Ti中的1种或2种的氧化物或硫氧化物上复合析出有MnS、TiS或(Mn，Ti)S中的1种或2种以上的夹杂物。
4.一种高强度钢板，其特征在于，以质量％计包含C：0.03～0.20％、Si：0.08～1.5％、Mn：0.5～3.0％、P：0.05％以下、S：0.0005％以上、酸可溶Ti：0.008～0.20％、N：0.0005～0.01％、酸可溶Al：超过0.01％、Ce或La中的1种或2种的总计：0.001～0.04％、以及余量的铁及不可避免的杂质，
进而，以质量基准计，(Ce+La)/酸可溶Al≥0.1、且(Ce+La)/S为0.4～50，
下述延伸夹杂物的体积个数密度为1.0×104个/mm3以下，所述延伸夹杂物是该钢板中存在的当量圆直径为1μm以上的夹杂物，且长径/短径为5以上。
5.一种高强度钢板，其特征在于，以质量％计包含C：0.03～0.20％、Si：0.08～1.5％、Mn：0.5～3.0％、P：0.05％以下、S：0.0005％以上、酸可溶Ti：0.008～0.20％、N：0.0005～0.01％、酸可溶Al：超过0.01％、Ce或La中的1种或2种的总计：0.001～0.04％、以及余量的铁及不可避免的杂质，
进而，以质量基准计，(Ce+La)/酸可溶Al≥0.1、且(Ce+La)/S为0.4～50，
该钢板中下述夹杂物的体积个数密度为1.0×103个/mm3以上，所述夹杂物是在由Ce、La中的1种或2种形成的氧化物、或其中含有Si、Ti中的1种或2种的氧化物或硫氧化物上复合析出有MnS、TiS或(Mn，Ti)S中的1种或2种以上的夹杂物。
6.一种高强度钢板，其特征在于，以质量％计包含C：0.03～0.20％、Si：0.08～1.5％、Mn：0.5～3.0％、P：0.05％以下、S：0.0005％以上、酸可溶Ti：0.008～0.20％、N：0.0005～0.01％、酸可溶Al：超过0.01％、Ce或La中的1种或2种的总计：0.001～0.04％、以及余量的铁及不可避免的杂质，
进而，以质量基准计，(Ce+La)/酸可溶Al≥0.1、且(Ce+La)/S为0.4～50，
下述延伸夹杂物的平均当量圆直径为10μm以下，所述延伸夹杂物是该钢板中存在的当量圆直径为1μm以上的夹杂物，且长径/短径为5以上。
7.一种高强度钢板，其特征在于，以质量％计包含C：0.03～0.20％、Si：0.08～1.5％、Mn：0.5～3.0％、P：0.05％以下、S：0.0005％以上、酸可溶Ti：0.008～0.20％、N：0.0005～0.01％、酸可溶Al：超过0.01％、Ce或La中的1种或2种的总计：0.001～0.04％、以及余量的铁及不可避免的杂质，
进而，以质量基准计，(Ce+La)/酸可溶Al≥0.1、且(Ce+La)/S为0.4～50，
该钢板中存在下述夹杂物，所述夹杂物是在由Ce、La中的1种或2种形成的氧化物、或其中含有Si、Ti中的1种或2种的氧化物或硫氧化物上复合析出有MnS、TiS或(Mn，Ti)S中的1种或2种以上的夹杂物，该夹杂物中以平均组成计Ce或La中的1种或2种的总计含有0.5～95质量％。
8.一种高强度钢板，其特征在于，以质量％计包含C：0.03～0.20％、Si：0.08～1.5％、Mn：0.5～3.0％、P：0.05％以下、S：0.0005％以上、酸可溶Ti：0.008～0.20％、N：0.0005～0.01％、酸可溶Al：超过0.01％、Ce或La中的1种或2种的总计：0.001～0.04％、以及余量的铁及不可避免的杂质，
进而，以质量基准计，(Ce+La)/酸可溶Al≥0.1、且(Ce+La)/S为0.4～50，
该钢板的组织中的晶体的平均粒径为10μm以下。
9.根据权利要求1～8中任一项所述的高强度钢板，其特征在于，以质量％计，还含有Nb：0.01～0.10％、V：0.01～0.05％中的任1种或2种。
10.根据权利要求1～8中任一项所述的高强度钢板，其特征在于，以质量％计，还含有Cr：0.01～0.6％、Mo：0.01～0.4％、B：0.0003～0.003％中的任1种或2种以上。
11.根据权利要求9所述的高强度钢板，其特征在于，以质量％计，还含有Cr：0.01～0.6％、Mo：0.01～0.4％、B：0.0003～0.003％中的任1种或2种以上。
12.根据权利要求1～8中任一项所述的高强度钢板，其特征在于，以质量％计，还含有Ca：0.0001～0.004％、Zr：0.001～0.01％中的任1种或2种。
13.根据权利要求9所述的高强度钢板，其特征在于，以质量％计，还含有Ca：0.0001～0.004％、Zr：0.001～0.01％中的任1种或2种。
14.根据权利要求10所述的高强度钢板，其特征在于，以质量％计，还含有Ca：0.0001～0.004％、Zr：0.001～0.01％中的任1种或2种。
15.根据权利要求11所述的高强度钢板，其特征在于，以质量％计，还含有Ca：0.0001～0.004％、Zr：0.001～0.01％中的任1种或2种。
16.权利要求1～15中任一项所述的高强度钢板用钢液的熔炼方法，其特征在于，该方法是熔炼权利要求1～11中任一项所述的高强度钢板用的钢液的方法，
在制钢的精炼工序中，
以质量％计，向经处理使P为0.05％以下、S为0.0005％以上的钢液中，按照C为0.03～0.20％、Si为0.08～1.5％、Mn为0.5～3.0％、N为0.0005～0.01％的方式进行添加或调整，
然后，按照以酸可溶Al计超过0.01％的方式添加Al，
再然后，添加Ti，
然后，添加Ce或La的1种或2种，使酸可溶Ti为0.008～0.20％、Ce或La中的1种或2种的总计为0.001～0.04％，
以质量基准计，(Ce+La)/酸可溶Al≥0.1、且(Ce+La)/S为0.4～50。
17.根据权利要求16所述的高强度钢板用钢液的熔炼方法，其特征在于，在上述精炼工序中，在添加Ce或La中的1种或2种之前，以质量％计，还添加0.01～0.10％的Nb、0.01～0.05％的V中的任1种或2种。
18.根据权利要求16或17所述的高强度钢板用钢液的熔炼方法，其特征在于，在上述精炼工序中，在添加Ce或La中的1种或2种之前，以质量％计，还添加0.01～0.6％的Cr、0.01～0.4％的Mo、0.0003～0.003％的B中的任1种或2种以上。
19.根据权利要求16或17所述的高强度钢板用钢液的熔炼方法，其特征在于，在上述精炼工序中，在添加Ce或La中的1种或2种之前，以质量％计，还添加0.0001～0.004％的Ca、0.001～0.01％的Zr中的任1种或2种。
20.根据权利要求18所述的高强度钢板用钢液的熔炼方法，其特征在于，在上述精炼工序中，在添加Ce或La中的1种或2种之前，以质量％计，还添加0.0001～0.004％的Ca、0.001～0.01％的Zr中的任1种或2种。
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