CN102892910B - 高强度钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

该高强度钢板以质量%计含有C：0.03～0.30%、Si：0.08～2.1%、Mn：0.5～4.0%、P：0.05%以下、S：0.0001～0.1%、N：0.01%以下、酸可溶Al：超过0.004%且为2.0%以下、酸可溶Ti：0.0001～0.20%、选自Ce、La中的至少1种的合计：0.001～0.04%，剩余部分包含铁及不可避免的杂质，将Ce、La、酸可溶Al及S的质量%分别定义为[Ce]、[La]、[酸可溶Al]及[S]时，[Ce]、[La]、[酸可溶Al]及[S]满足0.02≤（[Ce]+[La]）/[酸可溶Al]<0.25、且0.4≤（[Ce]+[La]）/[S]≤50，钢组织以面积率计包含1～50%的马氏体。

Description

高强度钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及主要适合于经压制加工而使用的汽车等的行走部件及结构材料的扩孔性和延展性优异的高强度钢板及其制造方法。
本申请基于2010年5月10日在日本申请的特愿2010-108431号和2010年6月11日在日本申请的特愿2010-133709号而主张优先权，并将其内容援引于此。
背景技术
对于汽车的车体结构中使用的钢板，要求高的压制加工性和强度。作为兼备压制加工性和高强度的高强度钢板，已知有由铁素体-马氏体组织构成的钢板、由铁素体-贝氏体组织构成的钢板、组织中含有残留奥氏体的钢板等。
以上那样的复合组织钢板例如在专利文献1～3中有公开。然而，为了应对目前的汽车的进一步轻量化、部件的复杂形状化的要求，要求具有比以往更高的扩孔性的复合组织钢板。
在铁素体基体中分散有马氏体的复合组织钢板为低屈服比且抗拉强度高，伸长特性优异。但是，该复合组织钢板由于应力集中在铁素体与马氏体的界面，容易由该界面产生裂纹，所以存在扩孔性差的缺点。
与此相对，专利文献4中公开了具有最近的轮子及行走构件的材料所要求的优异扩孔性的高强度热轧钢板。专利文献4中，通过尽可能减少钢板中的C，从而在贝氏体为主要组织的钢板中，以适当的体积比率含有经固溶强化或析出强化的铁素体组织，减小这些铁素体与贝氏体的硬度差，防止粗大的碳化物的生成。
此外，专利文献5及专利文献6中公开了一种方法，其通过在钢板中使存在于铸坯中的MnS系的粗大的夹杂物作为含有MnS的微细的球状夹杂物分散析出，从而提供不使疲劳特性劣化且扩孔性优异的高强度钢板。 专利文献5中，不实质性地添加Al而通过Ce、La的添加进行脱氧，在通过该脱氧而生成的微细且硬质的Ce氧化物、La氧化物、硫氧化铈、硫氧化镧上析出微细的MnS。该技术中，由于在轧制时MnS没有延伸，所以该MnS不易成为裂纹产生的起点或龟裂传播的路径，能够提高扩孔性。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开平6-128688号公报
专利文献2：日本特开2000-319756号公报
专利文献3：日本特开2005-120436号公报
专利文献4：日本特开2001-200331号公报
专利文献5：日本特开2007-146280号公报
专利文献6：日本特开2008-274336号公报
发明内容
发明所要解决的问题
如专利文献4中公开的具有贝氏体主体的组织且粗大的碳化物的生成得到了抑制的高强度热轧钢板显示优异的扩孔性，但与铁素体-马氏体组织主体的钢板相比其延展性差。此外，仅通过抑制粗大的碳化物的生成，在进行严格的扩孔加工时难以防止龟裂的发生。
根据本发明者们的研究，可知它们的原因是钢板中的MnS主体的延伸的硫化物系夹杂物。钢板反复受到变形时，在钢板的表层或其附近存在的延伸的粗大的MnS系夹杂物的周边发生内部缺陷，该内部缺陷作为龟裂而传播，疲劳特性劣化。此外，延伸的粗大的MnS系夹杂物容易成为扩孔加工时的裂纹产生的起点。
因此，优选将钢中的MnS系夹杂物尽可能不延伸地进行微细球状化。
然而，由于Mn与C或Si均是提高材料的强度的元素，所以在高强度钢板中为了确保强度，通常较高地设定Mn的浓度。进而，若在二次精炼工序中不实施脱S的多重处理，则在钢中包含50ppm以上的S。因此，通常，铸坯中存在MnS。
此外，若为了提高拉伸凸缘性而提高可溶性Ti的浓度，则该可溶性Ti 与粗大的TiS及MnS部分化合而析出（Mn，Ti）S。
MnS系夹杂物（以下，为方便起见，将MnS、TiS、（Mn，Ti）S这3种夹杂物称为“MnS系夹杂物”。）由于在铸坯被热轧及冷轧时容易变形，所以变成延伸的MnS系夹杂物，成为使扩孔性降低的原因。
针对这样的专利文献4，专利文献5及专利文献6中，由于在铸坯中使微细的MnS系夹杂物析出，使该MnS系夹杂物作为在轧制时不受到变形、不易成为裂纹产生的起点的微细球状夹杂物分散在钢板中，所以能够制造扩孔性优异的热轧钢板。
然而，专利文献5中，钢板由于具有贝氏体主体的组织，所以与具有铁素体-马氏体主体的组织的钢板相比无法期待充分的延展性。此外，在具有硬度差大的铁素体-马氏体主体的组织的钢板中，即使采用专利文献5及专利文献6的技术使MnS系夹杂物微细地析出，扩孔性也不怎么提高。
本发明是为了解决以往的问题而进行的，提供扩孔性和延展性优异的复合组织型的高强度钢板及其制造方法。
用于解决问题的手段
扩孔性是依赖于组织的均一性的特性，在组织中的硬度差大的铁素体-马氏体主体的复相钢板中，应力集中在铁素体与马氏体的界面，由该界面容易产生裂纹。此外，该扩孔性也会由于MnS等延伸的硫化物系夹杂物而大大劣化。
本发明者们进行了深入研究，结果发现，按照铁素体-马氏体主体的复相钢板中的马氏体相（马氏体）的硬度不变得过高的方式调整化学成分及制造条件，利用通过Ce、La的添加而进行的脱氧使MnS系夹杂物微细地析出，由此在具有铁素体-马氏体主体的组织的钢板中也能够显著改善扩孔性，从而完成该发明。
另外，虽然也观察到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，但确认这样的例子对扩孔性及延展性几乎没有影响。
因而，本发明中，不考虑TiN作为MnS系夹杂物的对象。
本发明的主旨如下所述。
（1）本发明的一方式涉及的高强度钢板，以质量%计，含有C：0.03～ 0.30%、Si：0.08～2.1%、Mn：0.5～4.0%、P：0.05%以下、S：0.0001～0.1%、N：0.01%以下、酸可溶Al：超过0.004%且为2.0%以下、酸可溶Ti：0.0001～0.20%、选自Ce、La中的至少1种的合计：0.001～0.04%，剩余部分包含铁及不可避免的杂质，将Ce、La、酸可溶Al及S的质量%分别定义为[Ce]、[La]、[酸可溶Al]及[S]时，[Ce]、[La]、[酸可溶Al]及[S]满足0.02≤（[Ce]+[La]）/[酸可溶Al]<0.25、且0.4≤（[Ce]+[La]）/[S]≤50，钢组织以面积率计含有1～50%的马氏体。
（2）上述（1）所述的高强度钢板，以质量%计，可以进一步含有选自由Mo：0.001～1.0%、Cr：0.001～2.0%、Ni：0.001～2.0%、Cu：0.001～2.0%、B：0.0001～0.005%、Nb：0.001～0.2%、V：0.001～1.0%、W：0.001～1.0%、Ca：0.0001～0.01%、Mg：0.0001～0.01%、Zr：0.0001～0.2%、选自Sc及从Pr至Lu的镧系元素中的至少1种的合计：0.0001～0.1%、As：0.0001～0.5%、Co：0.0001～1.0%、Sn：0.0001～0.2%、Pb：0.0001～0.2%、Y：0.0001～0.2%、Hf：0.0001～0.2%组成的组中的至少一种。
（3）上述（1）或（2）所述的高强度钢板中，酸可溶Ti也可以为0.0001%以上且低于0.008%。
（4）上述（1）或（2）所述的高强度钢板中，酸可溶Ti也可以为0.008～0.20%。
（5）上述（1）或（2）所述的高强度钢板中，[Ce]、[La]、[酸可溶Al]及[S]也可以满足0.02≤（[Ce]+[La]）/[酸可溶Al]<0.15。
（6）上述（1）或（2）所述的高强度钢板中，[Ce]、[La]、[酸可溶Al]及[S]也可以满足0.02≤（[Ce]+[La]）/[酸可溶Al]<0.10。
（7）上述（1）或（2）所述的高强度钢板中，酸可溶Al也可以超过0.01%且为2.0%以下。
（8）上述（1）或（2）所述的高强度钢板中，上述钢组织中的当量圆直径为0.5～2μm的夹杂物的个数密度也可以为15个/mm2以上。
（9）上述（1）或（2）所述的高强度钢板中，上述钢组织中的当量圆直径为1.0μm以上的夹杂物中，长径除以短径得到的长宽比为5以上的延伸夹杂物的个数比例也可以为20%以下。
（10）上述（1）或（2）所述的高强度钢板中，上述钢组织中的当量 圆直径为1.0μm以上的夹杂物中，在由Ce、La的至少1种、O、S的至少1种形成的氧化物或硫氧化物、或由Ce、La的至少1种、Si、Ti的至少1种、O、S的至少1种形成的氧化物或硫氧化物上析出了MnS、TiS、（Mn，Ti）S的至少1种的夹杂物的个数比例也可以为10%以上。
（11）上述（1）或（2）所述的高强度钢板中，上述钢组织中的当量圆直径为1μm以上、且长径除以短径得到的长宽比为5以上的延伸夹杂物的体积个数密度也可以为1.0×104个/mm3以下。
（12）上述（1）或（2）所述的高强度钢板中，上述钢组织中的、在由Ce、La的至少1种、O、S的至少1种形成的氧化物或硫氧化物、或由Ce、La的至少1种、Si、Ti的至少1种、O、S的至少1种形成的氧化物或硫氧化物上析出了MnS、TiS、（Mn，Ti）S的至少1种的夹杂物的体积个数密度也可以为1.0×103个/mm3以上。
（13）上述（1）或（2）所述的高强度钢板中，上述钢组织中，存在当量圆直径为1μm以上、且长径除以短径得到的长宽比为5以上的延伸夹杂物，该延伸夹杂物的平均当量圆直径也可以为10μm以下。
（14）上述（1）或（2）所述的高强度钢板中，上述钢组织中，存在在由Ce、La的至少1种、O、S的至少1种形成的氧化物或硫氧化物、或由Ce、La的至少1种、Si、Ti的至少1种、O、S的至少1种形成的氧化物或硫氧化物上析出了MnS、TiS、（Mn，Ti）S的至少1种的夹杂物，该夹杂物也可以以平均组成计含有合计0.5～95质量%的Ce、La的至少1种。
（15）上述（1）或（2）所述的高强度钢板中，上述钢组织的平均晶体粒径也可以为10μm以下。
（16）上述（1）或（2）所述的高强度钢板中，上述钢组织中包含的马氏体的最大硬度也可以为600Hv以下。
（17）上述（1）或（2）所述的高强度钢板中，板厚也可以为0.5～20mm。
（18）上述（1）或（2）所述的高强度钢板中，也可以在至少单面上进一步具有锌镀层或合金化锌镀层。
（19）本发明的一个方式涉及的高强度钢板的制造方法包括以下工序：对具有上述（1）或（2）中记载的化学成分的钢水进行连续铸造而加工成板坯的第1工序；对上述板坯在850℃以上970℃以下的精加工温度下进行热轧而制作钢板的第2工序；将上述钢板以10～100℃/秒的平均冷却速度冷却至650℃以下的冷却控制温度后，以300℃以上且650℃以下的卷取温度进行卷取的第3工序。
（20）上述（19）所述的高强度钢板的制造方法中，关于上述第3工序，上述冷却控制温度为450℃以下，上述卷取温度为300℃以上且450℃以下，也可以制作热轧钢板。
（21）上述（19）所述的高强度钢板的制造方法中，也可以进一步包括以下工序：在上述第3工序之后，对上述钢板进行酸洗，对上述钢板以40%以上的压下率实施冷轧的第4工序；将上述钢板在750～900℃的最高温度下进行退火的第5工序；将上述钢板以0.1～200℃/秒的平均冷却速度冷却至450℃以下的第6工序；将上述钢板在300℃以上且450℃以下的温度区域中保持1～1000秒来制作冷轧钢板的第7工序。
（22）上述（20）所述的高强度钢板的制造方法中，也可以对上述热轧钢板的至少单面实施镀锌或合金化镀锌。
（23）上述（21）所述的高强度钢板的制造方法中，也可以对上述冷轧钢板的至少单面实施镀锌或合金化镀锌。
（24）上述（19）所述的高强度钢板的制造方法中，也可以将上述第1工序之后且上述第2工序之前的板坯再加热至1100℃以上。
发明的效果
根据本发明，通过控制Al脱氧和利用Ce、La的添加进行的脱氧，能够稳定地调整钢水的成分，能够抑制粗大的氧化铝夹杂物的生成，能够使硫化物作为微细的MnS系夹杂物在铸坯中析出。该微细的MnS系夹杂物由于作为微细的球状夹杂物分散在钢板中，在轧制时不受到变形，不易成为裂纹产生的起点，所以能够得到扩孔性和延展性优异的高强度钢板。
上述（1）所述的高强度钢板由于为铁素体-马氏体主体的复相钢板，所以延展性优异。此外，上述（16）所述的高强度钢板由于控制了马氏体相的硬度，所以能够更加提高由夹杂物的形态控制带来的扩孔性提高的效果。进而，上述（19）所述的高强度钢板的制造方法中，能够制造分散有微细的MnS系夹杂物的铁素体-马氏体主体的复相钢板、即扩孔性和延展性优异的高强度钢板。
附图说明
图1是表示马氏体相的最大硬度与扩孔性的关系的图。
图2是表示本发明的一实施方式涉及的高强度钢板的制造方法的流程图。
具体实施方式
以下，对本发明的高强度钢板进行详细说明。以下，化学成分（化学组成）中的质量%简记为%。
首先，对以致完成本发明的实验进行说明。
边进行Al脱氧，边以各种量（钢水中的化学组成）的Ce、La进行脱氧，制造钢锭。对该钢锭进行热轧，制造了3mm的热轧钢板。进而，将该热轧钢板酸洗后以50%的压下率进行冷轧，在各种退火条件下进行退火来制造冷轧钢板。本发明者们将该冷轧钢板供于扩孔试验及拉伸试验，调查了钢板中的夹杂物的个数密度、形态及平均组成。
由上述实验的结果可知，在添加Si后，添加Al，之后添加Ce、La的1种或2种而进行了脱氧的钢水中，当（[Ce]+[La]）/[酸可溶Al]、及（[Ce]+[La]）/[S]在规定的范围内时，钢水中的氧势急剧地降低，生成的Al2O3的浓度变低，得到扩孔性优异的钢板。这里，[Ce]、[La]、[酸可溶Al]、及[S]分别表示钢中含有的Ce、La、酸可溶Al、及S的质量%（以下，也使用与该记载相同的表达）。
添加了Ce、La的1种或2种的冷轧钢板的扩孔值相对于Ce、La均没有添加的冷轧钢板的扩孔值的增加量根据钢板中的马氏体相的硬度而发生变化，其硬度越小则越大。
可以确认，若马氏体相的最大硬度为600Hv以下，则通过添加Ce、La的1种或2种，扩孔性更明显地提高。马氏体相的最大硬度是将负载为10gf的压头对硬质相（铁素体相以外）部分随机地按压50次而得到的显微维氏硬度的最大值。
Ce、La均没有添加的冷轧钢板（比较扩孔值的钢板）按照具有与添加了Ce、La的1种或2种的冷轧钢板同样的抗拉强度的方式在同一条件下进行了退火。这种情况下，确认了Ce、La均没有添加的冷轧钢板的均一伸长与添加了Ce、La的1种或2种的冷轧钢板的均一伸长相等，没有见到因添加Ce、La导致的延展性的劣化。
另外，在实质上由贝氏体构成的组织中，因添加Ce、La导致的扩孔性的提高量大，但延展性与铁素体-马氏体主体的钢板相比较小。
由于添加Ce、La而扩孔性提高的理由如下所述考虑。
若在制造钢锭时向钢水中添加Si，则生成SiO2夹杂物，但之后，通过添加Al而SiO2夹杂物被还原成Si。Al将SiO2夹杂物还原，同时将钢水中的溶解氧进行脱氧，生成Al2O3系夹杂物，一部分Al2O3系夹杂物通过浮上分离被除去，剩余的Al2O3系夹杂物残留在钢水中。
可以认为，之后若在钢水中添加Ce、La，则虽然若干Al2O3残留，但钢水中的Al2O3系夹杂物被还原分解，通过利用Ce、La的脱氧而生成微细且硬质的Ce氧化物、La氧化物、硫氧化铈、及硫氧化镧。
通过基于上述的脱氧方法适当地进行Al脱氧，可以与几乎没有进行Al脱氧时同样地，在通过利用Ce、La的添加的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。其结果是，在轧制时，能够抑制析出的MnS的变形，所以能够显著减少钢板中的延伸的粗大的MnS，能够提高扩孔性。此外，通过Al脱氧还能够进一步降低钢水的氧势，所以能够减小化学组成的不均。
在具有同一抗拉强度及均一伸长的钢板中，由于马氏体相的硬度而扩孔性的提高量发生变化的主要原因如下所述考虑。
扩孔性受到钢材的局部延展性的很大影响，认识到关于扩孔性的第一支配因子是组织间（这里，马氏体相与铁素体相之间）的硬度差。作为关于扩孔性的其它有力的支配因子，可列举出MnS等非金属夹杂物的存在，在很多文献中报道了以夹杂物作为起点而产生空隙，该空隙生长及连结，以致钢材破坏。
因此，若马氏体相的硬度过高，则即使通过Ce、La的添加进行夹杂物的形态控制，抑制起因于夹杂物的空隙的产生，应力也会集中在铁素体与马氏体的界面，因组织间的强度差而产生空隙，有时钢材发生破坏。
本发明者们重新认识到，若在热轧钢板的情况下适当地控制热轧后的冷却条件，在冷轧钢板的情况下适当地控制退火条件，降低马氏体相的硬度，则能够更加提高由夹杂物的形态控制带来的空隙产生的抑制效果。此外，本发明者们认识到，通过在铁素体-马氏体主体的组织中确保规定量以上的马氏体，通过Ce、La添加来控制夹杂物的形态，能够得到延展性和扩孔性优异的钢板。
另外，在钢水中添加Al之后，且添加Ce、La之前，可以添加Ti。在该时刻，由于钢水中的氧已经被Al脱氧，所以利用Ti的脱氧量少。进而，之后，通过钢水中添加的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。
如上所述，可以认为，若利用Al、Si、Ti、Ce、La的添加进行复合脱氧，则虽然若干Al2O3残留，但主要生成微细且硬质的Ce氧化物、La氧化物、硫氧化铈、硫氧化镧、Ti氧化物。
若在利用添加Al、Si、Ti、Ce、La的复合脱氧中，基于上述的脱氧方法适当地进行Al脱氧，则能够与几乎没有进行Al脱氧时同样地，在Ce氧化物、La氧化物、Ti氧化物等微细且硬质的氧化物或硫氧化铈、硫氧化镧等微细且硬质的硫氧化物上析出MnS、TiS或（Mn，Ti）S。其结果是，在钢水中添加规定量以上的Ti时，虽然夹杂物中所含的元素的种类发生少量变化，但抑制MnS系夹杂物的延伸的机制与几乎没有添加Ti时同样。
基于由这些实验的研究得到的认识，本发明者们如以下说明的那样对钢板的化学组成、组织及制造条件进行了研究。首先，对本发明的一个实施方式涉及的高强度钢板进行说明。
以下，对本发明的一实施方式涉及的高强度钢板中的化学组成的限定理由进行说明。
C是控制钢的淬透性和强度的最基本的元素，提高淬火硬化层的硬度及深度，提高疲劳强度。即，C是为了确保钢板的强度所必须的元素。为了生成用于得到所期望的高强度钢板所必要的残留奥氏体及低温相变相，C的浓度必须为0.03%以上。若C的浓度超过0.30%，则加工性及焊接性劣化。因此，为了达成必要的强度，且确保加工性及焊接性，C的浓度必须为0.30%以下。若考虑强度与加工性的平衡，则C的浓度优选为0.05～0.20%，更优选为0.10～0.15%。
Si是主要的脱氧元素之一。此外，Si在用于淬火的加热时使奥氏体的核生成位点数目增加，抑制奥氏体的晶粒生长，将利用淬火形成的硬化层 的粒径微细化。此外，Si抑制碳化物的生成，抑制因碳化物导致的晶界强度的降低。进而，Si对于贝氏体组织的生成也是有效的，从确保材料整体的强度的观点出发担负重要的作用。
为了体现出这样的效果，必须在钢中添加0.08%以上的Si。若Si的浓度过高，则即使在进行充分的Al脱氧的情况下，夹杂物中的SiO2浓度也变高，容易生成粗大的夹杂物。此外，这种情况下，韧性、延展性、焊接性变差，表面脱碳及表面瑕疵增加而疲劳特性变差。因此，Si的浓度的上限必须为2.1%。若考虑强度与其它的机械特性的平衡，则Si的浓度优选为0.10～1.5%，更优选为0.12～1.0%。
Mn是对炼钢阶段中的脱氧有用的元素，与C、Si一起均是为了提高钢板的强度有效的元素。为了得到该效果，Mn的浓度必须为0.5%以上。若使钢中超过4.0%地含有Mn，则由于Mn的偏析及固溶强化的增大而延展性降低。此外，由于焊接性及母材的韧性劣化，从而Mn的浓度的上限为4.0%。若考虑强度与其它的机械特性的平衡，则Mn的浓度优选为1.0～3.0%，更优选为1.2～2.5%。
P在作为比Fe原子小的置换型固溶强化元素利用时是有效的。若钢中的P的浓度超过0.05%，则奥氏体的晶界中P发生偏析，晶界强度降低，有时加工性劣化。因此，P的浓度的上限为0.05%。若没有固溶强化的必要，则没有必要在钢中添加P，所以P的浓度的下限包括0%。另外，考虑作为杂质包含的P的浓度，例如，P的浓度的下限也可以为0.0001%。
N是由于在钢水处理中空气中的氮进入钢水中而在钢中不可避免地混入的元素。N具有与Al、Ti等元素形成氮化物而促进母材组织的细粒化的作用。然而，若N的浓度超过0.01%，则与Al、Ti等元素生成粗大的析出物，扩孔性劣化。因此，N的浓度的上限为0.01%。另一方面，若将N的浓度降低至低于0.0005%则成本变高，所以从工业上能够实现的观点出发，N的浓度的下限也可以为0.0005%。
S在钢板中作为杂质而包含，在钢中容易偏析。S由于形成MnS系的粗大的延伸夹杂物而使扩孔性劣化，所以优选为极力低浓度。以往，为了确保扩孔性，必须大大降低S的浓度。
然而，为了将S的浓度降低至低于0.0001%，二次精炼中的脱硫负荷 变大，脱硫成本变得过高。以二次精炼中的脱硫为前提时，若考虑相应于钢板的材质的脱硫成本，则S的浓度的下限为0.0001%。另外，进一步抑制二次精炼的成本，更有效地利用Ce及La添加的效果时，S的浓度优选为超过0.0004%，更优选为0.0005%以上，最优选为0.0010%以上。
此外，本实施方式中，在微细且硬质的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，控制MnS系夹杂物的形态。因此，在轧制时不易引起夹杂物的变形，防止夹杂物的延伸。因此，S的浓度的上限如后所述通过S的浓度与Ce、La的1种或2种的合计量的关系来规定。例如，该S的浓度的上限为0.1%。
本实施方式中，由于以Ce氧化物、La氧化物、硫氧化铈、硫氧化镧等夹杂物来控制MnS系的夹杂物的形态，所以即使S的浓度高，在钢中添加与S的浓度相应量的Ce、La的1种或2种，也能够防止S对钢板的材质造成不良影响。即，即使S的浓度一定程度高，通过在钢中添加与S的浓度相应量的Ce、La的1种或2种，也可得到实质的脱硫效果，得到与极低硫钢同样的材质的钢。
换而言之，S的浓度只要根据Ce和La的合计量进行适当地调整即可，所以关于其上限的自由度大。其结果是，本实施方式中，为了得到极低硫钢在二次精炼中不需要进行钢水的脱硫，也可以省略二次精炼。因此，能够实现钢板的制造工艺的简化及与此相伴的脱硫处理成本的降低。
一般，Al的氧化物容易簇化而变得粗大，使扩孔性劣化，所以优选极力抑制钢水中的酸可溶Al。然而，本发明者们通过边进行Al脱氧，边根据酸可溶Al的浓度来控制钢水中的Ce、La浓度，新发现了氧化铝系氧化物不发生簇化而变得粗大的区域。在该区域中，因Al脱氧而生成的Al2O3系夹杂物中，一部分Al2O3系夹杂物通过浮上分离被除去，钢水中的剩余的Al2O3系夹杂物通过之后添加的Ce、La而还原分解，形成微细的夹杂物。
因此，本实施方式中，实质上不需要在钢中添加Al，特别是关于该酸可溶Al的浓度，自由度大。例如，根据后述的酸可溶Al的浓度与Ce、La的1种或2种的合计量的关系，酸可溶Al的浓度也可以为超过0.004%。
此外，为了将Al脱氧和利用Ce、La的添加的脱氧并用，酸可溶Al的浓度也可以为超过0.010%。这种情况下，不需要像以往那样，为了确保脱氧元素的总量而增多Ce、La的添加量，能够进一步降低钢中的氧势，抑制各成分元素的组成的不均。另外，进一步提高并用Al脱氧和利用Ce、La的添加的脱氧的效果时，酸可溶Al的浓度更优选为超过0.020%，进一步优选为超过0.040%。
酸可溶Al的浓度的上限如后所述通过酸可溶Al的浓度与Ce、La的1种或2种的合计量的关系来规定。例如，根据该关系，酸可溶Al的浓度也可以为2.0%以下。
这里，酸可溶Al浓度通过酸中溶解的Al的浓度的测定来决定。该酸可溶Al的分析中，利用溶解Al（或固溶Al）在酸中溶解、而Al2O3在酸中不溶的性质。这里，作为酸，可例示出例如以盐酸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，将可溶于酸的Al与不溶解于酸的Al2O3分离，可以测定酸可溶Al浓度。另外，酸不溶Al（不溶解于酸的Al2O3）作为不可避免的杂质来判断。
Ti是主要的脱氧元素，通过形成碳化物、氮化物、碳氮化物，在热轧前充分地对钢锭进行加热，使奥氏体的核生成位点数目增加。其结果是，奥氏体的晶粒生长得到抑制，所以Ti有助于晶粒的微细化及钢板的高强度化，有效地作用于热轧时的动态再结晶，显著提高扩孔性。
因此，充分地提高其效果时，也可以在钢中添加0.008%以上的酸可溶Ti。没有必要充分地确保其效果时及无法对钢锭充分地加热时，酸可溶Ti的浓度也可以低于0.008%。作为无法对钢锭充分地加热的情况，例如，假设热轧工序的运转率高时及热轧工序不具有充分的加热能力时。另外，钢中的酸可溶Ti的浓度的下限没有特别限制，由于Ti不可避地包含在钢中，例如也可以为0.0001%。
此外，若酸可溶Ti的浓度超过0.2%，则Ti的脱氧效果饱和，通过热轧前的钢锭的加热而形成粗大的碳化物、氮化物、碳氮化物，钢板的材质劣化。这种情况下，得不到与Ti的添加相应的效果。因而，本实施方式中，酸可溶Ti的浓度的上限为0.2%。
因此，酸可溶Ti的浓度必须为0.0001～0.2%。此外，充分地确保由Ti的碳化物、氮化物、碳氮化物产生的效果时，酸可溶Ti的浓度优选为0.008～0.2%。这种情况下，为了更可靠地防止Ti的碳化物、氮化物、碳氮化物变得粗大，酸可溶Ti的浓度也可以为0.15%以下。另一方面，不充分地确保由Ti的碳化物、氮化物、碳氮化物产生的效果及Ti的脱氧效果时，酸可溶Ti的浓度优选为0.0001%以上且低于0.008%。
通过在热轧前在充分的加热温度下对钢锭进行加热，可以将在铸造时生成的碳化物、氮化物、碳氮化物暂且固溶。因此，为了得到与Ti的添加相应的效果，热轧前的加热温度优选为超过1200℃。这种情况下，由于固溶Ti再次作为微细的碳化物、氮化物、碳氮化物析出，所以能够将钢板的晶粒微细化，提高钢板的强度。另一方面，若热轧前的加热温度超过1250℃，则从成本及氧化皮生成的观点出发不优选。因此，热轧前的加热温度适宜为1250℃以下。
酸可溶Ti浓度通过在酸中溶解的Ti的浓度的测定来决定。该酸可溶Ti的分析中，利用溶解Ti（或固溶Ti）溶解于酸中，而Ti氧化物不溶解于酸中。这里，作为酸，可例示出例如以盐酸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，将可溶于酸的Ti与不溶解于酸的Ti氧化物分离，可以测定酸可溶Ti浓度。另外，酸不溶Ti（不溶解于酸的Ti氧化物）作为不可避免的杂质来判断。
Ce、La将通过Al脱氧而生成的Al2O3及通过Si脱氧而生成的SiO2还原，容易成为MnS系夹杂物的析出位点。进而，Ce、La形成包含硬质且微细且在轧制时不易变形的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-硫氧化镧作为主要化合物（例如，这些化合物以总量计包含50%以上）的夹杂物（硬质夹杂物）。
上述硬质夹杂物中，根据脱氧条件，有时也包含一部分MnO、SiO2、TiO2、Ti2O3或Al2O3。然而，只要主要化合物为上述的Ce氧化物、硫氧化铈、La氧化物、硫氧化镧、Ce氧化物-La氧化物、及硫氧化铈-硫氧化镧，则在维持尺寸及硬度的状态下硬质夹杂物作为MnS系夹杂物的析出位点充分地发挥功能。
本发明者们通过实验认识到，为了得到这样的夹杂物，Ce、La的1种或2种的合计浓度必须为0.001%以上且0.04%以下。
Ce、La的1种或2种的合计浓度低于0.001%时，无法将Al2O3夹杂物 及SiO2夹杂物还原。此外，Ce、La的1种或2种的合计浓度超过0.04%时，硫氧化铈、硫氧化镧大量地生成，这些硫氧化物变得粗大，扩孔性劣化。因此，选自Ce、La中的至少1种的合计优选为0.001～0.04%。为了将Al2O3夹杂物及SiO2夹杂物更可靠地还原，Ce、La的1种或2种的合计浓度最优选为0.0015%以上。
此外，本发明者们着眼于通过包含Ce、La的1种或2种的氧化物或硫氧化物（以下，有时也记载为“硬质化合物”。）而改性的MnS的量用Ce、La、及S的浓度来表示这一点，想到利用（[Ce]+[La]）/[S]来控制钢中的S的浓度及Ce及La的合计浓度。
具体而言，若（[Ce]+[La]）/[S]小，则硬质化合物变少，MnS单独大量析出。若（[Ce]+[La]）/[S]变大，则与MnS相比，硬质化合物变多，在硬质化合物中析出MnS的形态的夹杂物变多。即，MnS被硬质化合物改性。其结果是，扩孔性提高，可防止MnS的延伸。
即，可以利用（[Ce]+[La]）/[S]作为控制MnS系夹杂物的形态的参数。因此，本发明者们为了弄清楚对抑制MnS系夹杂物的延伸有效的组成比，改变钢板的（[Ce]+[La]）/[S]来评价夹杂物的形态及扩孔性。其结果明确了若（[Ce]+[La]）/[S]为0.4～50，则扩孔性飞跃地提高。
若（[Ce]+[La]）/[S]低于0.4，则在硬质化合物中析出MnS的形态的夹杂物的个数比例大大减少，容易成为裂纹产生的起点的MnS系延伸夹杂物的个数比例变多，扩孔性降低。
若（[Ce]+[La]）/[S]超过50，则由于大量生成的硫氧化铈及硫氧化镧形成粗大的夹杂物，所以扩孔性劣化。例如，若（[Ce]+[La]）/[S]超过70，则硫氧化铈及硫氧化镧形成当量圆直径为50μm以上的粗大的夹杂物。
此外，若（[Ce]+[La]）/[S]超过50，则控制MnS系夹杂物的形态的效果饱和，与成本不相称。由以上的结果，（[Ce]+[La]）/[S]必须为0.4～50。若考虑MnS系夹杂物的形态控制量和成本，则（[Ce]+[La]）/[S]优选为0.7～30，更优选为1.0～10。进而，在钢水中的成分调整时最高效地控制MnS系夹杂物的形态时，（[Ce]+[La]）/[S]最优选为1.1以上。
此外，本发明者们着眼于由在用Si进行脱氧后用Al进行脱氧并用Ce、La的1种或2种进行了脱氧的钢水得到的本实施方式的钢板中的相对于酸 可溶Al的浓度的Ce、La的1种或2种的合计浓度，想到利用（[Ce]+[La]）/[酸可溶Al]作为适当地控制钢水中的氧势的参数。
本发明者们通过实验认识到，在用Si脱氧后用Al脱氧，之后用至少Ce、La的1种进行了脱氧的钢水中，当（[Ce]+[La]）/[酸可溶Al]为0.02以上时，可得到扩孔性优异的钢板。这种情况下，钢水中的氧势急剧降低，其结果是，生成的Al2O3浓度变低。因此，即使在积极地进行利用Al的脱氧的情况下，也与几乎没有用Al进行脱氧时同样地，可得到扩孔性优异的钢板。此外，当（[Ce]+[La]）/[酸可溶Al]低于0.25时，不仅降低Ce或La的成本，还能够基于各元素的与氧的亲和性来高效地控制钢水中的元素间的氧的授受。另外，本实施例中，没有必要积极地进行利用Al的脱氧，只要按照（[Ce]+[La]）/[酸可溶Al]满足0.02以上且低于0.25的方式，控制Ca、La的至少1种的合计浓度和酸可溶Al的浓度即可。
当（[Ce]+[La]）/[酸可溶Al]低于0.02时，确认即使在钢中添加Ce、La的1种或2种，Al相对于Ca、La的至少1种的添加量也过多，从而生成使扩孔性劣化的粗大的氧化铝簇。此外，当（[Ce]+[La]）/[酸可溶Al]为0.25以上时，有时无法充分进行夹杂物的形态控制。例如，硫氧化铈及硫氧化镧形成粗大的夹杂物，或者钢水中没有进行充分的脱氧。因此，（[Ce]+[La]）/[酸可溶Al]必须为0.02以上且低于0.25。此外，为了更加降低成本，更适当地控制钢水中的元素间的氧的授受，（[Ce]+[La]）/[酸可溶Al]优选为低于0.15，更优选为低于0.10。这样，通过控制（[Ce]+[La]）/[S]及（[Ce]+[La]）/[酸可溶Al]，即使省略利用二次精炼的脱硫，也能够得到延展性和扩孔性优异的钢板。
以下，对本实施方式中，限定选择元素的化学组成的理由进行说明。这些元素为选择元素，可以在钢中任意地（选择性）添加。因此，可以不在钢中添加这些元素，也可以在钢中添加选自由这些元素组成的组中的至少1种。另外，由于这些元素有时不可避免地包含在钢中，所以这些元素的浓度的下限是作为不可避免的杂质判断的临界值。
Nb、W及V与C或N形成碳化物、氮化物、碳氮化物，促进母材组织的细粒化，提高韧性。
为了得到上述的复合碳化物、复合氮化物等，也可以在钢中添加0.01% 以上的Nb。但是，即使添加大量的Nb而该Nb的浓度超过0.20%，母材组织的细粒化的效果也饱和，制造成本变高。因此，Nb的浓度的上限为0.20%。当更加降低Nb的成本时，也可以将Nb的浓度控制在0.10%以下。另外，Nb的浓度的下限为0.001%。
为了得到上述的复合碳化物、复合氮化物等，也可以在钢中添加W。但是，即使添加大量的W而该W的浓度超过1.0%，母材组织的细粒化的效果也饱和，制造成本变高。因此，W的浓度的上限为1.0%。另外，W的浓度的下限为0.001%。
为了得到上述的复合碳化物、复合氮化物等，也可以在钢中添加0.01%以上的V。但是，即使添加大量的V而该V的浓度超过1.0%，母材组织的细粒化的效果也饱和，制造成本变高。因此，V的浓度的上限为1.0%。当更加降低V的成本时，也可以将V的浓度控制在0.05%以下。另外，V的浓度的下限为0.001%。
Cr、Mo、B是提高钢的淬透性的元素。
为了进一步确保钢板的强度，可以根据需要使钢中含有Cr。例如，为了得到该效果，可以在钢中添加0.01%以上的Cr。若钢中大量含有Cr，则强度与延展性的平衡劣化。因此，Cr的浓度的上限为2.0%。当降低Cr的成本时，也可以将Cr的浓度控制在0.6%以下。此外，Cr的浓度的下限为0.001%。
为了进一步确保钢板的强度，可以根据需要使钢中含有Mo。例如，为了得到该效果，也可以在钢中添加0.01%以上的Mo。若钢中大量含有Mo，则难以抑制初析铁素体的生成，所以强度与延展性的平衡劣化。因此，Mo的浓度的上限为1.0%。当降低Mo的成本时，也可以将Mo的浓度控制在0.4%以下。此外，Mo的浓度的下限为0.001%。
为了进一步强化晶界，提高加工性，可以根据需要使钢中含有B。例如，为了得到该效果，也可以在钢中添加0.0003%以上的B。即使钢中大量含有B，其效果也饱和，钢的清洁性受损，延展性劣化。因此，B的浓度的上限为0.005%。当降低B的成本时，也可以将B的浓度控制在0.003%以下。此外，B的浓度的下限为0.0001%。
为了通过硫化物的形态控制来强化晶界，提高加工性，可以根据需要 使钢中含有Ca、Mg、Zr、Sc、从Pr至Lu的镧系元素（Pr、Nd、Pm、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb）。
Ca通过硫化物的球状化等形态控制来强化晶界，提高钢板的加工性。例如，为了得到该效果，Ca的浓度也可以为0.0001%以上。即使钢中大量含有Ca，其效果也饱和，钢的清洁性受损，延展性劣化。因此，Ca的浓度的上限为0.01%。当降低Ca的成本时，也可以将Ca的浓度控制在0.004%以下。此外，Ca的浓度的下限为0.0001%。
同样地，Mg具有与Ca基本相同的效果，所以Mg的浓度为0.0001～0.01%。
为了将硫化物球状化，改善母材的韧性，也可以在钢中添加0.001%以上的Zr。若钢中大量含有Zr，则钢的清洁性受损，延展性劣化。因此，Zr的浓度的上限为0.2%。当降低Zr的成本时，也可以将Zr的浓度控制在0.01%以下。此外，Zr的浓度的下限为0.0001%。
同样地，当控制硫化物的形态（形状）时，选自Sc及从Pr至Lu为止的镧系元素中的至少1种的合计浓度也可以为0.0001～0.1%。
本实施方式中，可以根据需要使钢中含有0.001～2.0%的Cu及0.001～2.0%的Ni。这些元素使淬透性提高而提高钢的强度。另外，当高效地进行利用这些元素的淬火时，Cu的浓度也可以为0.04～2.0%，Ni的浓度也可以为0.02%～1.0%。
进而，当作为原料使用废铁等时，有时不可避免地混入As、Co、Sn、Pb、Y、Hf。由于这些元素不会给钢板的机械特性（例如扩孔性）造成不良影响，所以如下所述限制各元素的浓度。As的浓度的上限为0.5%，Co的浓度的上限为1.0%。此外，Sn、Pb、Y、Hf的浓度的上限均为0.2%。另外，这些元素的下限均为0.0001%。
本实施例中，可以使钢中选择性地含有以上那样的选择元素。
接着，对本实施方式所述的高强度钢板的组织进行说明。
扩孔性受到钢材的局部延展性的很大影响，关于扩孔性的第一支配因子为组织间的硬度差。关于扩孔性的其它有力的支配因子为MnS等非金属夹杂物的存在。通常，以这样的夹杂物作为起点而产生空隙，该空隙生长及连结，以致钢材破坏。
即，若马氏体相的硬度与其它的组织（例如铁素体相）的硬度相比过高，则即使通过Ce、La的添加来进行夹杂物的形态控制，抑制起因于夹杂物的空隙的发生，应力也会集中在铁素体与马氏体的界面，因组织间的强度差而产生空隙，有时钢材破坏。
若在热轧钢板的情况下适当地控制热轧后的冷却条件，在冷轧钢板的情况下适当地控制退火条件，降低马氏体相的硬度，则能够更加提高由夹杂物的形态控制带来的空隙产生的抑制效果。这种情况下，如上所述，由钢板中包含的Ce及La带来的夹杂物的形态控制的效果显著出现。图1中简略地示出马氏体的最大硬度（维氏硬度）与扩孔值（扩孔性）λ的关系。如图1所示那样，通过将马氏体相的硬度抑制到规定值以下，利用Ce及La的至少一种来进行夹杂物的形态控制时，与没有进行夹杂物的形态控制时相比，能够大幅提高扩孔性。此外，在实质上由贝氏体构成的组织中，利用Ce、La添加的扩孔性的提高量大，但是延展性与铁素体-马氏体主体的钢板相比较差。
本实施方式中，提供扩孔性和延展性优异的钢板。因此，主要的钢组织为铁素体-马氏体，该钢组织以面积率计包含1～50%的马氏体相，选择性地包含贝氏体或残留奥氏体，剩余部分由铁素体相构成。这种情况下，为了确保均一变形能力，例如将贝氏体及残留奥氏体分别限制在10%以下。若马氏体相的面积率低于1%，则加工硬化能力低。为了更加提高加工硬化能力，马氏体相的面积率优选为3%以上，更优选为5%以上。另一方面，若马氏体相的面积率超过50%，则钢板的均一变形能力大幅减少。为了得到大的均一变形能力，马氏体相的面积率优选为30%以下，更优选为20%以下。另外，该马氏体相的一部分或全部也可以为回火马氏体。该马氏体相的比例例如通过利用光学显微镜得到的组织照片上的马氏体相的面积率来判定。这里，各组织（马氏体相、铁素体相、贝氏体、残留奥氏体）中包含后述的夹杂物。
钢中包含的铁素体相及马氏体相的硬度由于根据钢中的化学组成及制造条件（例如，由轧制产生的变形的量或冷却速度）而发生变化，所以没有特别限制。若考虑马氏体相的硬度比其它组织高，则钢中包含的马氏体相的最大硬度优选为600Hv以下。该马氏体相的最大硬度是将负载为10gf 的压头对硬质相（铁素体相以外）部分随机按压50次得到的显微维氏硬度的最大值。
接着，对本实施方式的高强度钢板中的夹杂物的存在条件进行说明。这里，钢板是指热轧或冷轧后得到的轧制板。
本实施方式中，从各种观点出发选择性地规定钢板中的夹杂物的存在条件。
在关于夹杂物的第一规定中，钢板中存在的当量圆直径为0.5～2μm的夹杂物的个数密度为15个/mm2以上。
为了得到延展性及扩孔性优异的钢板，将容易成为裂纹产生的起点或裂纹传播的路径的延伸的粗大的MnS系夹杂物尽可能降低很重要。
本发明者们认识到，如上所述，用Si脱氧后用Al脱氧、之后用至少Ce、La的一种进行了脱氧的钢板当（[Ce]+[La]）/[酸可溶Al]、及（[Ce]+[La]）/[S]在上述的范围内时，通过复合脱氧，钢水中的氧势急剧降低，生成的夹杂物中的Al2O3浓度变低，所以与几乎没有用Al进行脱氧而制造的钢板同样地，延展性及扩孔性优异。
此外，本发明者们还认识到，在通过利用Ce、La的添加的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，在轧制时不易引起该析出的MnS的变形，所以在钢板中延伸的粗大的MnS显著减少。
即，可知当（[Ce]+[La]）/[酸可溶Al]、及（[Ce]+[La]）/[S]在上述的范围内时，当量圆直径为2μm以下的微细的夹杂物的个数密度急增，该微细的夹杂物分散在钢中。
该微细的夹杂物由于不易聚集，所以其大部分为球状或纺锤状。此外，在Ce氧化物、La氧化物、硫氧化铈、硫氧化镧上析出MnS的夹杂物由于熔点高而不易变形，所以即使在热轧时也继续保持接近球形的形状。其结果是，大部分的夹杂物的长径/短径（以后，有时记载为“延伸比例”。）通常成为3以下。
由于夹杂物作为破坏的起点起作用的可能性根据夹杂物的形状而发生较大变化，所以夹杂物的延伸比例优选为2以下。
实验中，按照通过利用扫描型电子显微镜（SEM）等的观察能够容易 地鉴定的方式，着眼于当量圆直径为0.5～2μm的夹杂物的个数密度。对于该当量圆直径的下限，采用能够充分地计数的大小的夹杂物。即，以0.5μm以上的夹杂物作为对象，数出夹杂物的个数。当量圆直径通过测量截面观察得到的夹杂物的长径和短径，算出（长径×短径）0.5而求出。
机制的详细情况不清楚，但可以认为，通过利用Al脱氧的钢水的氧势的降低和MnS系夹杂物的微细化的协同效果，在钢组织中分散有15个/mm2以上的2μm以下的微细的夹杂物。由此，推测在扩孔等成形时产生的应力集中被缓和，具有急剧提高扩孔性的效果。认为其结果是，在反复变形时或扩孔加工时，由于这些MnS系夹杂物为微细，所以不易成为裂纹产生的起点或龟裂传播的路径，缓和应力集中，提高扩孔性等加工性。这样，关于夹杂物的形态，钢板中存在的当量圆直径为0.5～2μm的夹杂物的个数密度优选为15个/mm2以上。
在关于夹杂物的第二规定中，钢板中存在的当量圆直径为1μm以上的夹杂物中，长径除以短径得到的长宽比（延伸比例）为5以上的延伸夹杂物的个数比例为20%以下。
本发明者们调查了容易成为裂纹产生的起点或裂纹传播的路径的延伸的粗大的MnS系夹杂物是否降低。
本发明者们通过实验认识到，若夹杂物的当量圆直径低于1μm，则即使在MnS延伸的情况下，夹杂物也不会成为裂纹产生的起点，不会使延展性及扩孔性劣化。并且，由于当量圆直径为1μm以上的夹杂物通过扫描型电子显微镜（SEM）等能够容易地观察到，所以调查钢板中的当量圆直径为1μm以上的夹杂物的形态及化学组成，评价延伸的MnS的分布状态。MnS的当量圆直径的上限没有特别规定，例如有时在钢板中观察到1mm左右的MnS。
延伸夹杂物的个数比例如下所述求出。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。
利用SEM对随机选择的当量圆直径为1μm以上的多个（例如50个以上的规定个数）的夹杂物进行组成分析，由SEM图像（二次电子图像）测定夹杂物的长径和短径。通过将检测的延伸夹杂物的个数除以调查的全部夹杂物的个数（上述的例子中，50个以上的规定个数），可以求出延伸夹杂 物的个数比例。
将延伸夹杂物定义为延伸比例为5以上的夹杂物的理由是，由于没有添加Ce、La的钢板中的延伸比例为5以上的夹杂物基本为MnS。MnS的延伸比例的上限没有特别规定，例如有时在钢板中也观察到延伸比例为50左右的MnS。
本发明者们评价的结果判明，在延伸比例为5以上的延伸夹杂物相对于当量圆直径为1μm以上的夹杂物的个数比例控制在20%以下的钢板中，扩孔性提高。若延伸夹杂物的个数比例超过20%，则存在许多容易成为裂纹产生的起点的MnS系延伸夹杂物，所以扩孔性降低。此外，延伸夹杂物的粒径越大、即当量圆直径越大，则在加工及变形时越容易产生应力集中，所以延伸夹杂物容易成为破坏的起点或龟裂的传播路径，扩孔性急剧减少。
因此，本实施方式中，延伸夹杂物的个数比例优选为20%以下。延伸的MnS系夹杂物越少则扩孔性越良好，所以该延伸夹杂物的个数比例的下限值包括0%。
包含当量圆直径为1μm以上的夹杂物，该夹杂物中，不存在延伸比例为5以上的延伸夹杂物时，或夹杂物的当量圆直径全部低于1μm时，判断当量圆直径为1μm以上的夹杂物中，延伸比例为5以上的延伸夹杂物的个数比例为0%。
确认延伸夹杂物的最大当量圆直径也比组织的结晶（金属结晶）的平均粒径小，认为延伸夹杂物的最大当量圆直径的降低也是扩孔性能够飞跃地提高的主要原因。
在关于夹杂物的第三规定中，钢板中的当量圆直径为1.0μm以上的夹杂物中，在由Ce、La的至少1种、O、S的至少1种形成的氧化物或硫氧化物、或由Ce、La的至少1种、Si、Ti的至少1种、O、S的至少1种形成的氧化物或硫氧化物中析出MnS、TiS、（Mn，Ti）S的至少1种而得到的夹杂物的个数比例为10%以上。
例如，在（[Ce]+[La]）/[S]为0.4～50的钢板中，在含有Ce、La的1种或2种的氧化物或硫氧化物、或含有Ce、La的1种或2种和Si、Ti的1种或2种的氧化物或硫氧化物（上述的硬质化合物）中析出MnS系夹杂物。另外，在酸可溶Ti低于0.008%的钢板中，多数情况下不生成含有Si、Ti 的1种或2种的氧化物或硫氧化物。
关于该夹杂物的形态，只要在硬质化合物中析出MnS系夹杂物，则没有特别规定，大多情况下以硬质化合物为核在其周围析出MnS系夹杂物。
TiN有时也在微细且硬质的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。但是，如上所述，TiN由于对延展性及扩孔性基本不造成影响，所以TiN不包括在MnS系夹杂物中。
钢板中的在硬质化合物中析出MnS系夹杂物的夹杂物由于在轧制时不易引起变形，所以为没有延伸的形状、即球状或纺锤状。
这里，判断为没有延伸的夹杂物（球状夹杂物）没有特别规定，例如，为延伸比例为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，在轧制前的铸坯阶段在硬质化合物中析出MnS系夹杂物的形态的夹杂物的延伸比例为3以下。此外，由于若该球状夹杂物为完全的球体，则其延伸比例成为1，所以延伸比例的下限为1。
本发明者们通过与延伸夹杂物的个数比例的测定方法同样的方法调查了该夹杂物（球状夹杂物）的个数比例。即，采用SEM对随机选择的当量圆直径为1.0μm以上的多个（例如50个以上的规定个数）的夹杂物进行组成分析，由SEM图像（二次电子图像）测定夹杂物的长径和短径。通过将检测的延伸比例为3以下的球状夹杂物的个数除以调查的全部夹杂物的个数（上述的例子中，50个以上的规定个数），可以求出球状夹杂物的个数比例。其结果是，判明在硬质化合物中析出MnS系夹杂物的形态的夹杂物（球状夹杂物）的个数比例控制在10%以上的钢板中，扩孔性提高。
若在硬质化合物中析出MnS系夹杂物的形态的夹杂物的个数比例变得低于10%，则MnS系的延伸夹杂物的个数比例变多，扩孔性降低。因此，本实施方式中，当量圆直径为1.0μm以上的夹杂物中，硬质化合物中析出MnS系夹杂物的形态的夹杂物的个数比例为10%以上。
由于扩孔性通过使硬质化合物中析出大量MnS系夹杂物而提高，所以在硬质化合物中析出MnS系夹杂物的形态的夹杂物的个数比例的上限值包括100%。
另外，在硬质化合物中析出MnS系夹杂物的形态的夹杂物由于在轧制时不易引起变形，所以其当量圆直径没有特别规定，即使为1μm以上也不会对扩孔性造成不良影响。但是，若当量圆直径过大，则夹杂物有可能成为裂纹产生的起点，所以当量圆直径的上限优选为50μm左右。
此外，当夹杂物的当量圆直径低于1μm时，夹杂物不易成为裂纹产生的起点，所以不规定当量圆直径的下限。
在关于夹杂物的第四规定中，在钢板中存在的当量圆直径为1μm以上的夹杂物中，长径除以短径得到的长宽比（延伸比例）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。
夹杂物的粒径分布例如通过利用非水溶剂选择性恒电位电解浸蚀法（SPEED法）（恒电位电场蚀刻法）的电解面的SEM观察而求出。在利用非水溶剂选择性恒电位电解浸蚀法的电解面的SEM观察中，将由钢板得到的试样片的表面进行研磨后，进行利用非水溶剂选择性恒电位电解浸蚀法的电解，对试样面直接进行SEM观察，评价夹杂物的大小及个数密度。
非水溶剂选择性恒电位电解浸蚀法是用10%乙酰丙酮-1%四甲基氯化铵-甲醇对试样表面的金属基体进行电解，呈现出夹杂物的方法。电解量例如以试样表面的面积1cm2计为1库仑。对电解的试样表面的SEM图像进行图像处理，求出夹杂物的当量圆直径及频率（个数）分布。将该频率分布除以电解的深度，算出夹杂物的单位体积的个数密度。
作为成为裂纹产生的起点使扩孔性劣化的夹杂物，本发明者们评价了当量圆直径为1μm以上、延伸比例为5以上的延伸夹杂物的体积个数密度。其结果判明，若该延伸夹杂物的体积个数密度为1.0×104个/mm3以下则扩孔性提高。
若延伸夹杂物的体积个数密度超过1.0×104个/mm3，则容易成为裂纹产生的起点的MnS系延伸夹杂物的个数密度变多，扩孔性降低。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限制在1.0×104个/mm3以下。延伸的MnS系夹杂物越少则扩孔性越良好，所以该延伸夹杂物的体积个数密度的下限值包括0%。
另外，与关于夹杂物的第二规定同样地，包含当量圆直径为1μm以上的夹杂物，该夹杂物中，不存在延伸比例为5以上的延伸夹杂物时，或夹杂物的当量圆直径全部低于1μm时，判断在当量圆直径为1μm以上的夹杂物中，延伸比例为5以上的延伸夹杂物的体积个数密度为0%。
在关于夹杂物的第五规定中，在钢板中的当量圆直径为1.0μm以上的夹杂物中，在由Ce、La的至少1种、O、S的至少1种形成的氧化物或硫氧化物（硬质化合物）、或由Ce、La的至少1种、Si、Ti的至少1种、O、S的至少1种形成的氧化物或硫氧化物中析出了MnS、TiS、（Mn、Ti）S的至少1种的夹杂物的体积个数密度为1.0×103个/mm3以上。
本发明者们进行了调查，结果没有延伸的MnS系夹杂物具有在硬质化合物中析出MnS系夹杂物的形态，大致为球状或纺锤状。
关于该夹杂物的形态，只要在硬质化合物中析出MnS系夹杂物，则没有特别规定，大多情况下以硬质化合物作为核在其周围析出MnS系夹杂物。
球状夹杂物与上述的关于夹杂物的第三规定同样地定义，采用与上述的关于夹杂物的第四规定相同的非水溶剂选择性恒电位电解浸蚀法测定球状夹杂物的体积个数密度。
本发明者们调查了这样的球状夹杂物的体积个数密度，结果判明，在以硬质化合物作为核、在其周围析出MnS系化合物的形态的夹杂物（球状夹杂物）的体积个数密度控制为1.0×103个/mm3以上的钢板中，扩孔性提高。
若在硬质化合物中析出MnS系夹杂物的形态的夹杂物的体积个数密度变得低于1.0×103个/mm3，则MnS系的延伸夹杂物的个数比例变多，扩孔性降低。因此，在硬质化合物中析出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。由于扩孔性通过以硬质化合物作为核使大量MnS系夹杂物析出而提高，所以没有规定体积个数密度的上限。
在硬质化合物中析出MnS系夹杂物的形态的夹杂物的当量圆直径没有特别规定。但是，若当量圆直径过大，则夹杂物有可能成为裂纹产生的起点，所以当量圆直径的上限优选为50μm左右。
此外，当夹杂物的当量圆直径低于1μm时，不产生问题，所以没有规定当量圆直径的下限。
在关于夹杂物的第六规定中，在钢板中存在的当量圆直径为1μm以上的夹杂物中，长径除以短径得到的长宽比（延伸比例）为5以上的延伸夹杂物的平均当量圆直径为10μm以下。
作为成为裂纹产生的起点使扩孔性劣化的夹杂物，本发明者们评价了当量圆直径为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。其结果可知，若该延伸夹杂物的平均当量圆直径为10μm以下，则扩孔性提高。推测这是由于，随着钢水中的Mn或S的量增加，生成的MnS系夹杂物的个数增加，生成的MnS系夹杂物的大小也变大。
因此，着眼于随着该延伸夹杂物的个数比例增加，延伸夹杂物的平均当量圆直径变大的现象，将延伸夹杂物的平均当量圆直径作为指标规定。
若延伸夹杂物的平均当量圆直径超过10μm，则容易成为裂纹的起点的粗大的MnS系延伸夹杂物的个数比例变多。其结果是，扩孔性降低，所以按照当量圆直径为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为10μm以下的方式控制夹杂物的形态。
该延伸夹杂物的平均当量圆直径可以通过用SEM测定钢板中存在的当量圆直径为1μm以上的夹杂物的当量圆直径，将多个夹杂物（例如，50个以上的规定个数）的当量圆直径的合计除以这些夹杂物的个数而得到，所以平均当量圆直径的下限为1μm。
在关于夹杂物的第七规定中，在钢板中存在在由Ce、La的至少1种、O、S的至少1种形成的氧化物或硫氧化物、或由Ce、La的至少1种、Si、Ti的至少1种、O、S的至少1种形成的氧化物或硫氧化物上析出了MnS、TiS、（Mn，Ti）S的至少1种的夹杂物，该夹杂物中以平均组成计含有合计0.5～95质量%的Ce、La的至少1种。
如上所述，在提高扩孔性上，使MnS系夹杂物在硬质夹杂物上析出，防止MnS系夹杂物的延伸很重要。关于该夹杂物的形态，只要在硬质夹杂物上析出MnS系夹杂物即可，通常以硬质夹杂物作为核在其周围析出有MnS系夹杂物。
本发明者们为了弄清楚用于抑制MnS系夹杂物的延伸而有效的夹杂物的化学组成，通过SEM/EDX（能量分散型X射线分析法）实施在硬质夹杂物上析出了MnS系夹杂物的形态的夹杂物的组成分析。若该夹杂物的当量圆直径为1μm以上，则夹杂物的观察容易，所以对当量圆直径为1μm以上的夹杂物进行组成分析。此外，如上所述，由于在硬质夹杂物上析出了MnS系夹杂物的形态的夹杂物没有延伸，所以延伸比例全部为3以下。因而，对在上述的关于夹杂物的第三规定中定义的当量圆直径为1μm以上、且延伸比例为3以下的球状夹杂物实施组成分析。
其结果判明，若该球状夹杂物中以平均组成计含有合计0.5～95%的Ce、La的1种或2种，则扩孔性提高。
若球状夹杂物中的Ce、La的1种或2种的合计的平均含有率变得低于0.5质量%，则在硬质化合物中析出了MnS系夹杂物的形态的夹杂物的个数比例大大减少，所以容易成为裂纹的起点的MnS系延伸夹杂物的个数比例变多，扩孔性和疲劳特性降低。另外，Ce、La的1种或2种的合计的平均含有率越多越优选。例如，根据MnS系夹杂物的量，其平均含有率的上限可以为95%，也可以为50%。
若球状夹杂物中的Ce、La的1种或2种的合计的平均含有率变得超过95%，则大量生成的硫氧化铈、硫氧化镧形成当量圆直径为50μm以上的粗大的夹杂物，所以扩孔性或疲劳特性劣化。
另外，本实施方式的高强度钢板可以为冷轧钢板，也可以为热轧钢板。此外，本实施方式的高强度钢板也可以为在其至少单面具有锌镀层或合金化锌镀层那样的镀层的镀覆钢板。
接着，对本发明的一实施方式涉及的高强度钢板的制造条件进行说明。另外，钢水中的化学组成与上述实施方式的高强度钢板的化学组成相同。
本发明中，在用转炉进行吹炼而脱碳了的钢水中添加C、Si、Mn等合金，进行搅拌，进行脱氧和成分调整。另外，根据需要，可以使用真空脱气装置进行脱氧。
另外，关于S，由于如上所述，在精炼工序中也可以不进行脱硫，所以可以省略脱硫工序。但是，当为了熔炼S的浓度为20ppm以下的极低硫钢，在二次精炼中需要钢水的脱硫时，也可以进行脱硫，调整成分。
脱氧和成分调整如下所述进行。
在钢水中添加Si（例如，Si、含有Si的化合物）经过3分钟左右后，在钢水中添加Al（例如，Al、含有Al的化合物），进行脱氧。为了使氧与Al结合而将Al2O3浮上分离，优选确保3分钟左右的浮上时间。之后，需要Ti（例如，Ti、含有Ti的化合物）的添加时，在钢水中添加Ti。这种情况下，为了使氧与Ti结合而将TiO2、Ti2O3浮上分离，优选确保2～3分钟左右的浮上时间。
之后，在钢水中添加Ce、La的1种或2种，按照满足0.02≤（[Ce]+[La]）/[酸可溶Al]<0.25、且0.4≤（[Ce]+[La]）/[S]≤50的方式进行成分调整。
当添加选择元素时，在钢水中添加Ce、La的1种或2种之前完成选择元素的添加。这种情况下，将钢水充分搅拌而进行选择元素的成分调整后，在钢水中添加Ce、La的1种或2种。将这样熔炼的钢水进行连续铸造而制造铸坯。
关于连续铸造，本实施方式不仅可适用于制造约250mm的厚度的板坯的通常的板坯连续铸造，也可充分适用于例如制造150mm以下的厚度的板坯的薄板坯连续铸造。
本实施方式中，可以如下所述制造高强度热轧钢板。
将铸造后的板坯根据需要再加热至1100℃以上、优选1150℃以上。特别是当需要充分地进行碳化物及氮化物的形态控制（例如，微细析出）时，必须使碳化物及氮化物暂且固溶在钢中，所以热轧前的板坯的加热温度优选为超过1200℃。通过使碳化物及氮化物固溶在钢中，可得到在轧制后的冷却过程中提高了延展性的铁素体相。
若热轧前的板坯的加热温度超过1250℃，则有时板坯表面被显著氧化。特别是由晶界被选择性氧化而引起的楔状的表面缺陷在除氧化皮后容易残留，有时轧制后的表面品位受损。因而，加热温度的上限优选为1250℃。另外，从成本方面出发，加热温度优选尽可能低。
接着，对该板坯，在850℃以上且970℃以下的精加工温度下进行热轧，制作钢板。若精加工温度低于850℃，则在2相域中进行轧制，所以延展性降低。若精加工温度超过970℃，则奥氏体粒径变得粗大，铁素体相分率变小，延展性降低。
在热轧后，以10～100℃/秒的平均冷却速度冷却至450℃以下的温度区域（冷却控制温度）后，在300℃以上且450℃以下的温度（卷取温度）下卷取。这样，制造作为最终产品的热轧钢板。当热轧后的冷却控制温度高于450℃时，得不到所期望的马氏体相分率，所以卷取温度的上限为450℃。另外，当更柔软地确保马氏体相时，冷却控制温度及卷取温度的上限优选为440℃。若卷取温度为300℃以下，则马氏体相的硬度变得过高， 所以卷取温度的下限为300℃。
此外，冷却速度低于10℃/秒时，容易生成珠光体，超过100℃/秒时，卷取温度的控制困难。
如上所述，通过控制热轧条件和热轧后的冷却条件来制造热轧钢板，能够制造扩孔性和延展性优异的铁素体-马氏体主体的高强度钢板。
此外，本实施方式中，可以如下所述制造高强度冷轧钢板。
将具有上述的化学组成的铸造后的板坯根据需要再加热至1100℃以上。另外，控制热轧前的板坯的温度的理由与上述的制造高强度热轧钢板的情况相同。
接着，对该板坯在850℃以上且970℃以下的精加工温度下进行热轧，制作钢板。进而，将该钢板以10～100℃/秒的平均冷却速度冷却至300℃以上且650℃以下的温度区域（冷却控制温度）。之后，将该钢板在300℃以上且650℃以下的温度（卷取温度）下卷取，制造作为中间材料的热轧钢板。
冷却控制温度及卷取温度超过650℃时，容易生成层状珠光体，由于无法通过退火将该层状珠光体充分熔化，所以扩孔性降低。此外，卷取温度低于300℃时，马氏体相的硬度变得过高，所以难以将钢板高效地卷取。另外，冷却速度及热轧的精加工温度的限定理由与上述的制造高强度热轧钢板的情况相同。
将如上所述制造的热轧钢板（钢板）酸洗后，以40%以上的压下率进行冷轧，在750℃以上且900℃以下的最高温度下退火。之后，将该钢板以0.1～200℃/秒的平均冷却速度冷却至450℃以下，接着在300℃以上且450℃以下的温度区域保持1～1000秒。这样，可以制造作为最终产品的伸长和扩孔性优异的高强度冷轧钢板。
在冷轧钢板的制造中，压下率低于40%时，无法将退火后的晶粒充分地微细化。
当退火的最高温度低于750℃时，由于通过退火得到的奥氏体量少，所以无法使钢板中生成所期望的量的马氏体。若提高退火温度，则奥氏体的粒径变得粗大，延展性降低，制造成本上升，所以退火的最高温度的上限为900℃。
退火后的冷却对于促进由奥氏体向铁素体及马氏体的相变很重要。若将冷却速度设定为低于0.1℃/秒，则生成珠光体，扩孔性和强度降低，所以冷却速度的下限为0.1℃/秒。当冷却速度超过200℃/秒时，无法充分地进行铁素体相变，延展性降低，所以冷却速度的上限为200℃/秒。
退火后的冷却中的冷却温度为450℃以下。冷却温度超过450℃时，难以生成马氏体。接着，将冷却后的钢板在300℃以上且450℃以下的温度区域保持1～1000秒。
对冷却温度设定下限的理由是，由于通过暂时冷却至比保持温度低的温度能够促进马氏体相变。另外，即使冷却温度为300℃以下，若在比该冷却温度高的温度下保持钢板，则马氏体被回火，也能够降低马氏体与铁素体的硬度差。
若保持温度低于300℃，则马氏体相的硬度变得过高。此外，若保持时间低于1秒，则残留因热收缩导致的残留变形，伸长降低。若保持时间超过1000秒，则必要以上地生成贝氏体等，无法生成规定量的马氏体。
如上所述，通过控制热轧条件和热轧后的冷却条件来制造热轧钢板，通过控制冷延条件、退火条件、冷却条件、保持条件由该热轧钢板制造冷轧钢板，能够制造扩孔性和延展性优异的铁素体-马氏体主体的高强度冷轧钢板。
因此，本实施方式中，将钢水加工成板坯，对该板坯在850℃以上且970℃以下的精加工温度下进行热轧，制作钢板，将该钢板以10～100℃/秒的平均冷却速度冷却至650℃以下的冷却控制温度后，在300℃以上且650℃以下的卷取温度下卷取。这里，当制造热轧钢板时，冷却控制温度为450℃以下，卷取温度为300℃以上且450℃以下。此外，当制造冷轧钢板时，将卷取的钢板进行酸洗，对该钢板以40%以上的压下率实施冷轧，将冷轧的钢板在750～900℃的最高温度下进行退火，以0.1～200℃/秒的平均冷却速度冷却至450℃以下，在300℃以上且450℃以下的温度区域保持1～1000秒。
另外，为容易理解，图2中示出本实施方式的高强度钢板的制造方法的流程图。另外，该流程图中的虚线表示根据需要选择的工序或制造条件。
进而，也可以对上述的热轧钢板及冷轧钢板的至少单面适当实施镀覆。 例如，作为镀覆，可以实施镀锌或合金化镀锌那样的锌系镀覆。这样的锌系镀覆也可以通过电镀或热浸镀来形成。合金化镀锌例如可以通过将通过电镀或热浸镀形成的镀锌在规定温度（例如、处理温度450～600℃、处理时间10～90秒）下进行合金化而得到。这样，可以制造作为最终产品的镀锌钢板及合金化镀锌钢板。
此外，可以对上述的热轧钢板、冷轧钢板、镀锌钢板及合金化镀锌钢板进行各种的有机皮膜及涂装。
实施例
以下，对本发明的实施例进行说明。
将用转炉熔炼的表1～3所示的化学成分的钢铸造成为板坯。将这些具有各化学成分的钢在加热炉中加热至1150℃以上的温度，在850～920℃的精加工温度下进行热轧，以平均冷却速度30℃/秒冷却后，在100～600℃的卷取温度下卷取，得到板厚为2.8～3.2mm的热轧钢板。将热轧钢板的制造条件及机械特性示于表4～6中，将热轧钢板的钢组织示于表7～9中。
表4
*表中的下划线表示不满足本发明的制造条件。
表5
*表中的下划线表示不满足本发明的制造条件。
表6
*表中的下划线表示不满足本发明的制造条件。
表8
对于冷轧钢板，首先，将上述的成分组成的钢进行铸造，加热至1150℃以上的温度，在850～910℃的精加工温度下热轧，以平均冷却速度30℃/秒冷却后，在450℃～610℃的卷取温度下卷取，得到板厚为2.8～3.2mm的热轧钢板。之后，酸洗后，对该热轧钢板在表10～12所示的条件下进行冷轧、退火及保持，得到冷轧钢板。将冷轧钢板的制造条件及机械特性示于表10～12中，将冷轧钢板的钢组织示于表13～15中。这些冷轧钢板的板厚为0.5～2.4mm。
表14
对于这些钢板中的延伸夹杂物，通过光学显微镜确认了粗大的夹杂物的有无后，通过利用SEM的观察，调查当量圆直径为2μm以下的夹杂物相对于0.5μm以上的夹杂物的面积个数密度。对于延伸比例为5以上的夹杂物，也调查个数比例、体积个数密度、平均当量圆直径。
进而，对于钢板中的没有延伸的夹杂物，调查在含有Ce、La的至少1种的氧化物或硫氧化物（硬质化合物）上析出了MnS的夹杂物相对于当量圆直径为1μm以上的夹杂物的个数比例、体积个数密度及该夹杂物中所含的Ce、La的1种或2种的合计量的平均值。
将热轧钢板的夹杂物的调查结果示于表7～9中，将冷轧钢板的夹杂物的调查结果示于表13～15中。另外，表7～9及表13～15中，微细夹杂物是当量圆直径为0.5～2μm的夹杂物，延伸夹杂物是当量圆直径为1μm以上且延伸率为5以上的夹杂物，硫化物内包夹杂物是在含有Ce、La的至少1种的氧化物或硫氧化物上析出了MnS系夹杂物的形态的当量圆直径为1μm以上的夹杂物。
首先，对热轧钢板制造的试验结果参照表1～9进行说明。
使用了钢No.b9及c3的钢板No.b9-h1及钢板No.c3-h1中，C的浓度超过0.3%。使用了钢No.c1的钢板No.c1-h1中，Mn的浓度超过4.0%。使用了钢No.a6及b10的钢板No.a6-h1及b10-h1中，酸可溶Ti的浓度超过0.20%。因此，这些钢板No.b9-h1、c3-h1、c1-h1、a6-h1及b10-h1中，伸长及扩孔性显著小。
此外，使用了钢No.c2的钢板No.c2-h1中，由于Si的浓度超过2.1%，（[Ce]+[La]）/[酸可溶Al]低于0.02，所以扩孔性显著小。
使用了钢No.a7及b11的钢板No.a7-h1及b11-h1中，由于Cr的浓度超过2.0%，所以伸长显著小。
使用了钢No.a1～a5及b1～b8的钢板No.a1-h1～a5-h1及b1-h1～b8-h1中，（[Ce]+[La]）/[S]低于0.4或超过50。因此，这些钢板中，夹杂物的形态控制不充分，与关于除Ce及La以外的化学成分具有同样的化学组成的钢板相比，伸长及扩孔性降低。
使用了钢No.A1～A6、B1～B9及C1～C10的钢板No.A1-h2～A6-h2、B1-h2～B9-h2、C1-h2～C10-h2中，卷取温度低于300℃。因此，这些钢板 No.中，马氏体与铁素体间的硬度差增加，与具有相同化学组成的钢板No.A1-h1～A6-h1、B1-h1～B9-h1及C1-h1～C10-h1相比，扩孔性降低。
使用了钢No.A1～A6、B1～B9及C1～C10的钢板No.A1-h1～A6-h1、B1-h1～B9-h1及C1-h1～C10-h1中，由于夹杂物的形态被充分地控制，所以伸长及扩孔性充分。
接着，对冷轧钢板制造的试验结果，参照表1～3及10～15进行说明。
与上述的热轧钢板制造的试验结果同样，使用了钢No.a6、a7、b9～b11及c1～c3的钢板No.a6-c1、a7-c1、b9-c1～b11-c1、c1-c1～c3-c1中，伸长或扩孔性显著小。
此外，使用钢No.a1～a5及b1～b8的钢板No.a1-c1～a5-c1及b1-c1～b8-c1中，（[Ce]+[La]）/[S]低于0.4或超过50。因此，这些钢板中，夹杂物的形态控制不充分，与关于除Ce及La以外的化学成分具有同样的化学组成的钢板相比，伸长及扩孔性降低。
使用了钢No.A1～A6、B1～B9及C1～C10的钢板No.A1-c2～A6-c2、B1-c2～B9-c2、C1-c2～C10-c2中，卷取温度低于300℃。因此，这些钢板No.中，马氏体与铁素体间的硬度差增加，与具有相同化学组成的钢板No.A1-c1～A6-c1、B1-c1～B9-c1及C1-c1～C10-c1相比，扩孔性降低。
使用了钢板No.A1～A6、B1～B9及C1～C10的钢板No.A1-c1～A6-c1、B1-c1～B9-c1及C1-c1～C10-c1中，由于夹杂物的形态被充分地控制，所以伸长及扩孔性充分。
产业上的可利用性
根据本发明，能够得到主要适合于经压制加工而使用的汽车等的行走部件及结构材料的扩孔性和延展性优异的高强度钢板，所以对铁钢产业的贡献大，产业上的可利用性大。

Claims (17)

1.一种高强度冷轧钢板，其特征在于，以质量％计，含有：
C：0.03～0.30％、
Si：0.08～2.1％、
Mn：0.5～4.0％、
P：0.05％以下、
S：0.0001～0.1％、
N：0.01％以下、
酸可溶Al：超过0.004％且为2.0％以下、
酸可溶Ti：0.0001～0.006％、
选自Ce、La中的至少1种的合计：0.001～0.04％、
剩余部分为铁及不可避免的杂质，
将Ce、La、酸可溶Al及S的质量％分别定义为[Ce]、[La]、[酸可溶Al]及[S]时，[Ce]、[La]、[酸可溶Al]及[S]满足0.02≤([Ce]+[La])/[酸可溶Al]<0.10、且0.4≤([Ce]+[La])/[S]≤50，
钢组织以面积率计包含1～20％的马氏体，
所述钢组织中包含的所述马氏体的最大硬度为600Hv以下。
2.根据权利要求1所述的高强度冷轧钢板，其特征在于，以质量％计，进一步含有选自由下述元素组成的组中的至少一种：
Cr：0.001～2.0％、
Ni：0.001～2.0％、
Cu：0.001～2.0％、
Nb：0.001～0.2％、
V：0.001～1.0％、
W：0.001～1.0％、
Ca：0.0001～0.01％、
Mg：0.0001～0.01％、
Zr：0.0001～0.2％、
选自Sc及从Pr至Lu的镧系元素中的至少1种的合计：0.0001～0.1％、
As：0.0001～0.5％、
Co：0.0001～1.0％、
Sn：0.0001～0.2％、
Pb：0.0001～0.2％、
Y：0.0001～0.2％、
Hf：0.0001～0.2％。
3.根据权利要求1或2所述的高强度冷轧钢板，其特征在于，酸可溶Al超过0.01％且为2.0％以下。
4.根据权利要求1或2所述的高强度冷轧钢板，其特征在于，上述钢组织中，当量圆直径为0.5～2μm的夹杂物的个数密度为15个/mm2以上。
5.根据权利要求1或2所述的高强度冷轧钢板，其特征在于，上述钢组织中，当量圆直径为1.0μm以上的夹杂物中，长径除以短径得到的长宽比为5以上的延伸夹杂物的个数比例为20％以下。
6.根据权利要求1或2所述的高强度冷轧钢板，其特征在于，上述钢组织中，当量圆直径为1.0μm以上的夹杂物中，在由Ce、La的至少1种、O、S的至少1种形成的氧化物或硫氧化物、或由Ce、La的至少1种、Si、Ti的至少1种、O、S的至少1种形成的氧化物或硫氧化物上析出了MnS、TiS、(Mn，Ti)S的至少1种的夹杂物的个数比例为10％以上。
7.根据权利要求1或2所述的高强度冷轧钢板，其特征在于，上述钢组织中，当量圆直径为1μm以上、且长径除以短径得到的长宽比为5以上的延伸夹杂物的体积个数密度为1.0×104个/mm3以下。
8.根据权利要求1或2所述的高强度冷轧钢板，其特征在于，上述钢组织中，在由Ce、La的至少1种、O、S的至少1种形成的氧化物或硫氧化物、或由Ce、La的至少1种、Si、Ti的至少1种、O、S的至少1种形成的氧化物或硫氧化物上析出了MnS、TiS、(Mn，Ti)S的至少1种的夹杂物的体积个数密度为1.0×103个/mm3以上。
9.根据权利要求1或2所述的高强度冷轧钢板，其特征在于，上述钢组织中，存在当量圆直径为1μm以上、且长径除以短径得到的长宽比为5以上的延伸夹杂物，该延伸夹杂物的平均当量圆直径为10μm以下。
10.根据权利要求1或2所述的高强度冷轧钢板，其特征在于，上述钢组织中，存在在由Ce、La的至少1种、O、S的至少1种形成的氧化物或硫氧化物、或由Ce、La的至少1种、Si、Ti的至少1种、O、S的至少1种形成的氧化物或硫氧化物上析出了MnS、TiS、(Mn，Ti)S的至少1种的夹杂物，该夹杂物以平均组成计含有合计0.5～95质量％的Ce、La的至少1种。
11.根据权利要求1或2所述的高强度冷轧钢板，其特征在于，上述钢组织的平均晶体粒径为10μm以下。
12.根据权利要求1或2所述的高强度冷轧钢板，其特征在于，板厚为0.5～20mm。
13.根据权利要求1或2所述的高强度冷轧钢板，其特征在于，在至少单面上进一步具有锌镀层或合金化锌镀层。
14.一种高强度冷轧钢板的制造方法，其特征在于，其包括以下工序：将具有权利要求1或2中记载的化学成分的钢水进行连续铸造而加工成板坯的第1工序；
对上述板坯在850℃以上且970℃以下的精加工温度下进行热轧，制作钢板的第2工序；
将上述钢板以10～100℃/秒的平均冷却速度冷却至650℃以下的冷却控制温度后，在300℃以上且650℃以下的卷取温度下进行卷取的第3工序；
在上述第3工序之后，将上述钢板进行酸洗，对上述钢板以40％以上的压下率实施冷轧的第4工序；
将上述钢板在750～900℃的最高温度下进行退火的第5工序；
将上述钢板以0.1～200℃/秒的平均冷却速度冷却至450℃以下的第6工序；和
将上述钢板在300℃以上且450℃以下的温度区域保持1～1000秒来制作冷轧钢板的第7工序。
15.根据权利要求14所述的高强度冷轧钢板的制造方法，其特征在于，上述第3工序中，上述冷却控制温度为450℃以下，上述卷取温度为300℃以上且450℃以下，制作热轧钢板。
16.根据权利要求14所述的高强度冷轧钢板的制造方法，其特征在于，对上述冷轧钢板的至少单面实施镀锌或合金化镀锌。
17.根据权利要求14所述的高强度冷轧钢板的制造方法，其特征在于，将上述第1工序之后且上述第2工序之前的板坯再加热至1100℃以上。
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