CN103080358B - 延伸凸缘性和弯曲加工性优良的高强度钢板及其钢水的熔炼方法 - Google Patents

延伸凸缘性和弯曲加工性优良的高强度钢板及其钢水的熔炼方法 Download PDF

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Abstract

本发明提供一种高强度钢板，其是具有权利要求中所述的规定化学成分的钢板，其包含具有第1夹杂物相和第2夹杂物相的复合夹杂物，该第1夹杂物相含有Ce、La、Nd、Pr中的至少1种，且含有Ca，而且含有O、S中的至少1种，该第2夹杂物相的成分与所述第1夹杂物相不同，含有Mn、Si、Al中的至少1种，所述复合夹杂物形成具有0.5～5μm的当量圆直径的复合的球状夹杂物，所述球状夹杂物的个数比例为具有0.5～5μm的当量圆直径的总夹杂物个数的30%以上。

Description

延伸凸缘性和弯曲加工性优良的高强度钢板及其钢水的熔炼方法
技术领域
本发明涉及适合用于运输设备的行走部件等的高强度钢板及其钢水的熔炼方法，特别是涉及延伸凸缘性和弯曲加工性优良的高强度钢板及其钢水的熔炼方法。
本申请基于2011年2月24日提出的日本专利申请特愿2011-038956号、2011年3月10日提出的日本专利申请特愿2011-053458号、2012年1月18日提出的日本专利申请特愿2012-007784号及2012年1月18日提出的日本专利申请特愿2012-007785号并主张其优先权，这里引用其内容。
背景技术
近年来，从提高汽车的安全性和改善涉及环境保护的燃烧消耗率的观点出发，对汽车用热轧钢板的高强度轻量化的要求高涨。在汽车用部件中，特别是称为行走系的车架类或支架类等的质量在车体总体的质量中所占的比例高，所以可通过使这样的部位所用的基材高强度化来进行薄壁化，从而实现其轻量化。此外，该行走系所使用的材料多采用冲压成形，从防止发生冲压成形时的裂纹的观点出发，要求高的弯曲加工性，因而一直广泛使用高强度钢板。其中，从价格的优势等方面考虑，主要采用热轧钢板。此外，在加强材或地板下面构件、特别是座用滑轨等小型的弯曲加工用部件中，从通过使用高强度钢板减小板厚，谋求轻量化的目的出发，主要使用冷轧钢板或镀锌钢板。
其中，作为可使高强度和良好加工性及良好成形性兼顾的高强度钢板，已知有复合铁素体相和马氏体相的低屈服比DP钢板或复合铁素体相和（残留）奥氏体相的TRIP钢板。可是，这些钢板尽管高强度和加工性及延展性优良，但不能说扩孔性即延伸凸缘性或弯曲加工性优良，在行走部件等这样的要求延伸凸缘成形性的结构用部件中，尽管延展性稍差，也一般使用贝氏体系的钢板。
铁素体相和马氏体相的复合组织钢板（以后有时记载为“DP钢板”）等复合组织钢板作为延伸凸缘性差的理由之一，可以认为它是软质的铁素体相和硬质的马氏体相的复合体，因而在扩孔加工时应力集中在两相的边界部，不能追随变形而容易成为断裂的起点。
为了克服这样的问题，提出了以DP钢板为基础，以使机械强度特性和弯曲加工性或扩孔性（加工性）兼顾为目的的几种钢板。例如，作为面向利用微细分散粒子缓和应力的技术，专利文献1中公开了使微细的Cu的析出物或固溶体分散在铁素体相和马氏体相的复合组织钢板（DP钢板）中的钢板。在该专利文献1所示的技术中，发现由固溶的Cu或Cu单独构成的粒子尺寸2nm以下的Cu析出物对提高弯曲加工性是非常有效的，而且也不会损害加工性，因而限定各种成分的组成比。
此外，作为面向通过减小复合相的强度差而缓和应力的技术，例如，专利文献2中公开了通过尽量低C化使主相形成贝氏体组织，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，而且减小这些铁素体和贝氏体的硬度差，避免生成更粗大的碳化物的有关贝氏体钢的技术。
专利文献3中公开了假设氧化物系夹杂物为弯曲加工时发生裂纹的原因，通过规定该氧化物系夹杂物的尺寸和个数，从而得到弯曲加工性优良的高强度钢板的技术。
还有，另外，专利文献4、5中还公开了通过使存在于钢中的、成为使疲劳特性和延伸凸缘性（扩孔加工性）下降的原因的延伸的MnS系夹杂物作为难以成为发生裂纹的起点的微细球状夹杂物分散在钢板中，得到延伸凸缘性和疲劳特性优良的高强度钢板的技术。
现有技术文献
专利文献
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
专利文献3：日本特开2002-363694号公报
专利文献4：日本特开2008-274336号公报
专利文献5：日本特开2009-299136号公报
发明内容
发明所要解决的课题
可是，上述专利文献1中公开的使微细的Cu的析出物或固溶体分散在DP钢板中的钢板虽然显示出确实高的疲劳强度，但不能确认显著提高了延伸凸缘性。此外，上述专利文献2中公开的、钢板组织为贝氏体相主体的、抑制了粗大碳化物的生成的高强度热轧钢板虽然显示出确实优良的延伸凸缘性，但与含有Cu的DP钢板相比，不一定能说其弯曲加工性优良。此外，光抑制了粗大碳化物的生成，在进行严格的扩孔加工的情况下，不能防止龟裂的发生。
还有，专利文献3中公开的削减了粗大氧化物系夹杂物的生成量的高强度冷轧钢板虽然显示出优良的弯曲加工性，但不能确认疲劳特性的改善和延伸凸缘性的显著提高。此外，由于含有规定量的Mn及S，因此根据本发明人的实验上的见解，可以认为生成了粗大的MnS系夹杂物，所以如后所述，光削减粗大的氧化物系夹杂物的生成量，在进行严格的扩孔加工时，不能说可充分防止龟裂的发生。
此外，专利文献4中公开的将MnS系夹杂物作为微细球状夹杂物分散在钢板中的高强度钢板虽然显示出优良的延伸凸缘性和疲劳特性，但是在炼钢的熔炼阶段，因实质上不使用Al而采用存在较高的游离氧的条件下的脱硫处理，因而难以脱硫至极低硫，此外，为了在实质上不使用Al的情况下用Ce或La等进行脱氧，需要更多的添加，而且因Ce或La等的添加利用率低，所以有需要过剩添加的问题。
另外，专利文献5中公开的使MnS系夹杂物作为微细球状夹杂物分散在钢板中的高强度钢板在炼钢中的熔炼阶段，由于用Al进行脱氧，再用Ce或La等进行脱氧，所以Ce或La等的添加利用率良好，且脱硫至极低硫当然即使在比较高的S浓度时，也显示出优良的延伸凸缘性和疲劳特性。可是，由于大量生成Al2O3-Ce2O3系的氧化物，因而存在以下课题：在炼钢阶段的连续铸造工序中，发生浇包水口的堵塞或浸渍水口的堵塞，从而成为生产障碍，不能连续生产成品；在为了避免此现象而添加Ca时，生成图2A、图6所示的CaO-Al2O3系的低熔点的氧化物或图2B、图7所示的固溶Fe、Mn及O的、或者与CaO-Al2O3复合的粗大的CaS系夹杂物，因此与MnS系夹杂物同样地延伸而损害延伸凸缘性，因复合析出的MnS系夹杂物也粗大化而容易延伸，容易损害延伸凸缘性。此外，在专利文献5中，因添加有Ti而以TiS的形式析出粗大的夹杂物。在所述低熔点CaO-Al2O3系的低熔点的氧化物或Ti氧化物复合的氧化物中，由于CaS、TiS不均质地成核，因而生成粗大的CaO-Al2O3Ti氧化物CaSTiS复合硫氧化物，它们成簇而更加粗大化，因此对扩孔性施加较大的影响，在轧制中被延伸或被破碎，从而成为使材质劣化的主要原因。
根据本发明人的研究，得知专利文献1、2、3、4及5中记载的课题的原因在于：即使图1A、图5所示的影响延伸凸缘性的氧化铝夹杂物的形态得到控制，也主要是图1B、图4所示的以钢板中的MnS为主体的延伸的硫化物系夹杂物、图2A、图6所示的低熔点的CaO-Al2O3系夹杂物及图2B、图7所示的粗大的延伸的固溶Fe、Mn及O的、或与CaO-Al2O3复合的CaS系夹杂物的存在。也就是说，如果反复接受变形，则在存在于表层或表层附近的延伸的粗大的MnS系夹杂物的周边发生内部缺陷，作为裂纹而进行传播，由此使疲劳特性劣化，而且容易成为扩孔加工、弯曲加工时发生裂纹的起点，所以成为延伸凸缘性、弯曲加工性下降的主要原因。
也就是说，如果对专利文献1、2、3、4及5中记载的以MnS为主体的硫化物系夹杂物的存在进行详述，则因Mn是与C或Si一同有效地有助于材料的高强度化的元素，因而在高强度钢板中，一般为确保强度而较高地设定Mn浓度，另外，在通常的炼钢工序的处理中，通常因含有5～50ppm左右的S而在铸坯中存在MnS。
此外，同时，如果提高可溶性Ti，则与粗大的TiS或MnS部分化合而析出（Mn、Ti）S。如果对铸坯进行热轧及冷轧，则这样的MnS系夹杂物或TiS在轧制中变形，因而成为延伸的夹杂物，这成为使疲劳特性和延伸凸缘性（扩孔加工性）下降的原因。
为此，在专利文献4中记载的发明中，通过使MnS系夹杂物作为微细球状夹杂物分散在钢板中，从而提高延伸凸缘性（扩孔性）和疲劳特性。可是，由于实质上没有进行Al脱氧，所以为高氧势，因而不易产生脱硫反应。因此，在比较高的S浓度保持不变的情况下，获得夹杂物组成及形态的极值，从而提高材质。所以，不能与脱硫至极低硫相对应。
也就是说，如果对氧势、硫势以及用于提高材质的夹杂物组成及形态进行详述，则酸可溶性Al一般因其氧化物成簇化而容易变得粗大，使延伸凸缘性、弯曲加工性或疲劳特性劣化，因此希望尽量抑制。由此，可在酸可溶性Al浓度不超过0.01%的程度下的比较高的氧势中进行脱硫处理。
脱硫反应是还原反应，因此容易在低氧势下进行，但在高氧势下成为高硫势，很难脱硫至极低硫。所以，虽然通过过剩地添加Ce、La使氧势尽量降低，但是不仅没有使氧势充分下降，反而还增加成本。也就是说，基于在S浓度比较高的状态下使S无害化的想法，通过过剩地添加Ce、La而控制夹杂物组成及形态，提高延伸凸缘性和疲劳特性。
但是，在S浓度比较高的状态下，即使为使S无害化而通过过剩地添加Ce、La来控制夹杂物组成及形态，也因S浓度比较高而使S的无害化具有限度，所以一直期待具有更好的延伸凸缘性（扩孔性）和疲劳特性的高强度钢板。
可是，从包括炼钢阶段的操作性，对氧势、硫势、夹杂物组成形态这3者进行综合控制的视点出发，提出延伸凸缘性、弯曲加工性和疲劳特性优良的高强度钢板及其钢水的熔炼方法的例子还没有。
此外，Mn是与C或Si一同有效地有助于材料的高强度化的元素，因此在高强度钢板中，为确保强度一般较高地设定Mn浓度，另外在通常的炼钢工序的处理中也含有50ppm左右的S浓度。因此，通常在铸坯中存在MnS。如果对铸坯进行热轧及冷轧，则这样的MnS系夹杂物容易变形，因而成为延伸的MnS系夹杂物，这成为使弯曲加工性和延伸凸缘性（扩孔加工性）下降的原因。可是，以前，从控制这样的MnS系夹杂物的析出及变形的视点出发，提出延伸凸缘性和弯曲加工性优良的高强度钢板及其钢水的熔炼方法的例子还未见到。
另一方面，在专利文献5中，因通过进行Al脱氧而提高氧势、硫势以及材质，所以如果通过进行Al脱氧来提高操作性，则需要添加Ca，因随之产生低熔点的氧化物而使材质下降。Ca因在熔化铁中成为液体或气化蒸发而在最初生成低熔点的氧化物。这样，如果在熔化铁中先生成液体的氧化物，则液体夹杂物凝集合并，生成粗大化的CaO-Al2O3系的低熔点氧化物或生成固溶Fe、Mn及O的、或与CaO-Al2O3复合的CaS，因此即使尝试在其后通过添加Ce或La等控制夹杂物形态，也是不可能的。
这样的低熔点氧化物即CaO-Al2O3系氧化物或固溶Fe、Mn及O的、或与CaO-Al2O3复合的CaS系夹杂物、以及因添加Mn而必然产生的MnS系夹杂物，在对铸锭进行热轧及冷轧时容易变形，因而成为延伸的CaO-Al2O3系氧化物、粗大的CaS系夹杂物或MnS系夹杂物，它们成为使弯曲加工性和延伸凸缘性（扩孔加工性）下降的原因。可是，以前，从这样的CaO-Al2O3系氧化物、粗大的固溶Fe、Mn及O的、或与CaO-Al2O3复合的CaS系夹杂物及MnS系夹杂物的析出及变形控制的观点出发，提出延伸凸缘性和弯曲加工性优良的高强度钢板及其钢水的熔炼方法的例子还未见到。
此外，Ti作为析出物生成微细的TiN或TiC，因而具有提高强度的效果，但如上所述也有容易生成在轧制中变形的粗大的TiS的问题。
为此，鉴于上述问题而完成的本发明的第1目的在于，提供一种延伸凸缘性和弯曲加工性优良的高强度钢板及其钢水的熔炼方法，该方法通过在炼钢阶段进行钢水的复合脱氧，不在铸锭中生成CaO-Al2O3系氧化物、粗大的CaS，使MnS成为微细的复合析出的氧化物或硫氧化物的形态的夹杂物，再作为在轧制时不接受变形而难以成为发生裂纹的起点的微细球状夹杂物分散在钢板中，由此提高了延伸凸缘性和弯曲加工性。
此外，鉴于上述问题而完成的本发明的第2目的在于，提供一种延伸凸缘性、弯曲加工性和疲劳特性优良的高强度钢板及其钢水的熔炼方法，该方法通过在炼钢阶段进行钢水的复合脱氧，不在铸锭中生成CaO-Al2O3系氧化物、粗大的固溶Fe、Mn及O的、或与CaO-Al2O3复合的CaS，同时控制对扩孔性产生不良影响的粗大的TiS的生成，在不提高相对成本且确保高的易操作性的同时，提高了延伸凸缘性、弯曲加工性和疲劳特性。
用于解决课题的手段
本发明的要旨如下。
（1）本发明的第1方式涉及一种钢板，其含有C：0.03～0.25质量%、Si：0.1～2.0质量%、Mn：0.5～3.0质量%、P：0.05质量%以下、T．O：0.0050质量%以下、S：0.0001～0.01质量%、N：0.0005～0.01质量%、酸可溶性Al：超过0.01质量%、Ca：0.0005～0.0050质量%及Ce、La、Nd、Pr中的至少1种的合计：0.001～0.01质量%，剩余部分由铁及不可避免的杂质构成；并具有Ce的含量[Ce]、La的含量[La]、Nd的含量[Nd]、Pr的含量[Pr]、酸可溶性Al的含量[酸可溶性Al]及S的含量[S]以质量基准计，满足0.7<100×（[Ce]+[La]+[Nd]+[Pr]）/[酸可溶性Al]≤70及0.2≤（[Ce]+[La]+[Nd]+[Pr]）/[S]≤10的化学成分。所述钢板含有复合夹杂物，所述复合夹杂物具有：第1夹杂物相，其含有Ce、La、Nd、Pr中的至少1种，且含有Ca，并且含有O、S中的至少1种；以及第2夹杂物相，其为与所述第1夹杂物相不同的成分，含有Mn、Si、Al中的至少1种；所述复合夹杂物形成具有0.5～5μm的当量圆直径的复合的球状夹杂物；所述球状夹杂物的个数比例为具有0.5～5μm的当量圆直径的总夹杂物个数的30%以上。
（2）根据上述（1）所述的高强度钢板，其中，所述球状夹杂物是当量圆直径为1μm以上的夹杂物，且长径/短径为3以下的延伸夹杂物的个数比例也可以是当量圆直径为1μm以上的总夹杂物个数的50%以上。
（3）根据上述（1）或（2）所述的高强度钢板，其中，所述球状夹杂物中按平均组成计也可以合计含有0.5～95质量%的Ce、La、Nd、Pr中的至少1种。
（4）根据上述（1）～（3）中任一项所述的高强度钢板，其中，所述钢板的组织中的晶体的平均粒径也可以为10μm以下。
（5）根据上述（1）～（4）中任一项所述的高强度钢板，其中，也可以进一步含有Nb：0.01～0.10质量%及V：0.01～0.10质量%中的至少1种。
（6）根据上述（1）～（5）中任一项所述的高强度钢板，其中，也可以进一步含有Cu：0.1～2质量%、Ni：0.05～1质量%、Cr：0.01～1质量%、Mo：0.01～0.4质量%及B：0.0003～0.005质量%中的至少1种。
（7）根据上述（1）～（6）中任一项所述的高强度钢板，其中，也可以进一步含有Zr：0.001～0.01质量%。
（8）根据上述（1）～（4）中任一项所述的高强度钢板，其中，也可以进一步含有Nb：0.01～0.10质量%、V：0.01～0.10质量%、Cu：0.1～2质量%、Ni：0.05～1质量%、Cr：0.01～1质量%、Mo：0.01～0.4质量%、B：0.0003～0.005质量%及Zr：0.001～0.01质量%中的至少1种。
（9）本发明的第2方式涉及一种上述（1）～（4）中任一项所述的高强度钢板用钢水的熔炼方法，其中，在炼钢中的精炼工序中，具有以下工序：第1工序，将P处理至0.05质量%以下、将S处理至0.0001质量%以上，且进行添加或调整，以便使C为0.03～0.25质量%、Si为0.1～2.0质量%、Mn为0.5～3.0质量%、N为0.0005～0.01质量%，从而得到第1钢水；第2工序，相对于所述第1钢水，添加以酸可溶性Al计超过0.01质量%的Al，以便使T．O达到0.0050质量%以下，从而得到第2钢水；第3工序，在所述第2钢水中添加Ce、La、Nd、Pr中的至少1种，以便使Ce的含量[Ce]、La的含量[La]、Nd的含量[Nd]、Pr的含量[Pr]、酸可溶性Al的含量[酸可溶性Al]及S的含量[S]以质量基准计，满足0.7＜100×（[Ce]+[La]+[Nd]+[Pr]）/[酸可溶性Al]≤70、0.2≤（[Ce]+[La]+[Nd]+[Pr]）/[S]≤10、及0.001≤[Ce]+[La]+[Nd]+[Pr]≤0.01，从而得到第3钢水；以及第4工序，在所述第3钢水中添加或调整Ca，以便使Ca为0.0005～0.0050质量%，从而得到第4钢水。
（10）根据上述（9）所述的高强度钢板用钢水的熔炼方法，其中，在所述第3工序中，也可以在向所述第2钢水中添加Ce、La、Nd、Pr中的至少1种之前，在所述第2钢水中添加Nb及V中的至少1种，从而使所述第2钢水进一步含有0.01～0.10质量%的Nb及0.01～0.10质量%的V中的至少1种。
（11）根据上述（9）或（10）所述的高强度钢板用钢水的熔炼方法，其中，在所述第3工序中，也可以在向所述第2钢水中添加Ce、La、Nd、Pr中的至少1种之前，在所述第2钢水中添加Cu、Ni、Cr、Mo、B中的至少1种，从而使所述第2钢水进一步含有0.1～2质量%的Cu、0.05～1质量%的Ni、0.01～1质量%的Cr、0.01～0.4质量%的Mo、0.0003～0.005质量%的B中的至少1种。
（12）根据上述（9）～（11）中任一项所述的高强度钢板用钢水的熔炼方法，其中，在所述第3工序中，也可以在向所述第2钢水中添加Ce、La、Nd、Pr中的至少1种之前，在所述第2钢水中添加Zr，从而使所述第2钢水进一步含有0.001～0.01质量%的Zr。
（13）本发明的第3方式涉及一种钢板，其中，含有C：0.03～0.25质量%、Si：0.03～2.0质量%、Mn：0.5～3.0质量%、P：0.05质量%以下、T．O：0.0050质量%以下、S：0.0001～0.01质量%、酸可溶性Ti：0.008～0.20质量%、N：0.0005～0.01质量%、酸可溶性Al：超过0.01质量%、Ca：0.0005～0.005质量%及Ce、La、Nd、Pr中的至少1种的合计：0.001～0.01质量%，剩余部分由铁及不可避免的杂质构成；并具有Ce的含量[Ce]、La的含量[La]、Nd的含量[Nd]、Pr的含量[Pr]、酸可溶性Al的含量[酸可溶性Al]及S的含量[S]以质量基准计，满足0.7＜100×（[Ce]+[La]+[Nd]+[Pr]）/[酸可溶性Al]≤70及0.2≤（[Ce]+[La]+[Nd]+[Pr]）/[S]≤10的化学成分。所述钢板含有复合夹杂物，所述复合夹杂物具有：第1夹杂物相，其含有Ce、La、Nd、Pr中的至少1种，且含有Ca，并且含有O、S中的至少1种；以及第2夹杂物相，其为与所述第1夹杂物相不同的成分，含有Mn、Si、Al中的至少1种；所述复合夹杂物形成具有0.5～5μm的当量圆直径的复合的球状夹杂物；所述球状夹杂物的个数比例为具有0.5～5μm的当量圆直径的总夹杂物个数的50%以上，且超过5μm的夹杂物的个数密度低于10个/mm2。
（14）根据上述（13）所述的高强度钢板，其中，所述球状夹杂物是当量圆直径为1μm以上的夹杂物，且长径/短径为3以下的延伸夹杂物的个数比例也可以是当量圆直径为1μm以上的总夹杂物个数的50%以上。
（15）根据上述（13）或（14）所述的高强度钢板，其中，所述球状夹杂物中按平均组成计也可以合计含有0.5～95质量%的Ce、La、Nd、Pr中的至少1种。
（16）根据上述（13）～（15）中任一项所述的高强度钢板，其中，所述钢板的组织中的晶体的平均粒径也可以为10μm以下。
（17）根据上述（13）～（16）中任一项所述的高强度钢板，其中，也可以进一步含有Nb：0.005～0.10质量%及V：0.01～0.10质量%中的至少1种。
（18）根据上述（13）～（17）中任一项所述的高强度钢板，其中，也可以进一步含有Cu：0.1～2质量%、Ni：0.05～1质量%、Cr：0.01～1.0质量%、Mo：0.01～0.4质量%及B：0.0003～0.005质量%中的至少1种。
（19）根据上述（13）～（18）中任一项所述的高强度钢板，其中，也可以进一步含有Zr：0.001～0.01质量%。
（20）根据上述（13）～（16）中任一项所述的高强度钢板，其中，也可以进一步含有Nb：0.005～0.10质量%、V：0.01～0.10质量%、Cu：0.1～2质量%、Ni：0.05～1质量%、Cr：0.01～1.0质量%、Mo：0.01～0.4质量%、B：0.0003～0.005质量%及Zr：0.001～0.01质量%中的至少1种。
（21）本发明的第4方式涉及一种上述（13）～（16）中任一项所述的高强度钢板用钢水的熔炼方法，其中，在炼钢中的精炼工序中，具有以下工序：第1工序，将P处理至0.05质量%以下、将S处理至0.0001～0.01质量%，且进行添加或调整，以便使C为0.03～0.25质量%、Si为0.03～2.0质量%、Mn为0.5～3.0质量%、N为0.0005～0.01质量%，从而得到第1钢水；第2工序，相对于所述第1钢水，添加以酸可溶性Al计超过0.01质量%的Al，以便使T．O达到0.0050质量%以下，从而得到第2钢水；第3工序，相对于所述第2钢水，以酸可溶性Ti计添加0.008～0.20质量%的Ti，从而得到第3钢水；第4工序，在所述第3钢水中添加Ce、La、Nd、Pr中的至少1种，以便使Ce的含量[Ce]、La的含量[La]、Nd的含量[Nd]、Pr的含量[Pr]、酸可溶性Al的含量[酸可溶性Al]及S的含量[S]以质量基准计，满足0.7＜100×（[Ce]+[La]+[Nd]+[Pr]）/[酸可溶性Al]≤70、0.2≤（[Ce]+[La]+[Nd]+[Pr]）/[S]≤10、及0.001≤[Ce]+[La]+[Nd]+[Pr]≤0.01，从而得到第4钢水；以及第5工序，在所述第4钢水中添加或调整Ca，以便使Ca为0.0005～0.0050质量%，从而得到第5钢水。
（22）根据上述（21）所述的高强度钢板用钢水的熔炼方法，其中，在所述第3工序中，也可以在向所述第2钢水中添加Ce、La、Nd、Pr中的至少1种之前，在所述第2钢水中添加Nb及V中的至少1种，从而使所述第2钢水进一步含有0.005～0.10质量%的Nb及0.01～0.10质量%的V中的至少1种。
（23）根据上述（21）或（22）所述的高强度钢板用钢水的熔炼方法，其中，在所述第3工序中，也可以在向所述第2钢水中添加Ce、La、Nd、Pr中的至少1种之前，在所述第2钢水中添加Cu、Ni、Cr、Mo及B中的至少1种，从而使所述第2钢水进一步含有0.1～2质量%的Cu、0.05～1质量%的Ni、0.01～1质量%的Cr、0.01～0.4质量%的Mo、0.0003～0.005质量%的B中的至少1种。
（24）根据上述（21）～（23）中任一项所述的高强度钢板用钢水的熔炼方法，其中，在所述第3工序中，也可以在向所述第2钢水中添加Ce、La、Nd、Pr中的至少1种之前，在所述第2钢水中添加Zr，从而使所述第2钢水进一步含有0.001～0.01质量%的Zr。
发明的效果
在本发明的第1方式的延伸凸缘性和弯曲加工性优良的高强度钢板中，通过Al脱氧谋求了钢水的成分调整的稳定化，通过抑制粗大的氧化铝夹杂物的生成，使其在铸锭中作为微细的复合析出的氧化物或硫氧化物的形态的夹杂物析出，能够作为在轧制时不接受变形的、难以成为发生裂纹的起点的微细球状夹杂物使其分散在钢板中，此外，能够将组织的晶体粒径形成微细的粒径，可提高延伸凸缘性和弯曲加工性。
在本发明的第2方式的延伸凸缘性和弯曲加工性优良的高强度钢板的钢水的熔炼方法中，通过利用Al脱氧谋求钢水的成分调整的稳定化，同时可以抑制粗大的氧化铝夹杂物的生成，使其在铸锭中作为微细的复合析出的氧化物或硫氧化物即复合的夹杂物析出，能够使其作为在轧制时不接受变形的、难以成为发生裂纹的起点的微细球状夹杂物分散在钢板中，此外，能够将组织的晶体粒径形成微细的粒径，能够得到延伸凸缘性和弯曲加工性优良的高强度热轧钢板。
在本发明的第3方式的延伸凸缘性和弯曲加工性优良的高强度钢板中，通过Al脱氧、利用Ce、La、Nd、Pr的脱氧、其后的Ca脱氧而谋求钢水的成分调整的稳定化，抑制粗大的氧化铝夹杂物的生成，在铸坯中作为微细的由不同的夹杂物相构成的复合夹杂物生成，从而能够使其作为在轧制时不接受变形的、难以成为发生裂纹的起点的微细球状夹杂物分散在钢板中，此外，能够将组织的晶体粒径形成微细的粒径，可提高延伸凸缘性和弯曲加工性。
在本发明的第4方式的延伸凸缘性和弯曲加工性优良的高强度钢板的钢水的熔炼方法中，通过利用Ce、La、Nd、Pr的脱氧、其后的Ca脱氧而谋求钢水的成分调整的稳定化，同时可以抑制粗大的氧化铝夹杂物的生成，使其在铸坯中作为微细的由不同的夹杂物相构成的复合夹杂物生成，从而能够使其作为在轧制时不接受变形的、难以成为发生裂纹的起点的微细球状夹杂物分散在钢板中，此外，通过添加Ti能够将组织的晶体粒径形成微细的粒径，能够得到延伸凸缘性和弯曲加工性优良的高强度热轧钢板。
附图说明
图1A是热轧钢板中存在的延伸的夹杂物即Al2O3的说明图。
图1B是热轧钢板中存在的延伸的夹杂物即MnS的说明图。
图2A是热轧钢板中存在的延伸的CaO-Al2O3系夹杂物的说明图。
图2B是热轧钢板中存在的延伸的CaS系夹杂物的说明图。
图3A是有关本发明的第1实施方式的复合夹杂物的说明图，是表示第1夹杂物的存在状态的例子的图示。
图3B是有关本发明的第1实施方式的复合夹杂物的说明图，是表示第2夹杂物的存在状态的例子的图示。
图4是表示以MnS为主体的延伸的硫化物系夹杂物的图示。
图5是表示对延伸凸缘性施加影响的氧化铝系夹杂物的形态的图示。
图6是表示对延伸凸缘性施加影响的延伸的CaO-Al2O3系的低熔点氧化物的图示。
图7是表示对延伸凸缘性施加影响的延伸的固溶Fe、Mn或O、或与CaO-Al2O3复合的CaS系夹杂物的图示。
图8A是表示球状化的复合夹杂物的一个例子的图示。
图8B是表示球状化的复合夹杂物的另一个例子的图示。
具体实施方式
（第1实施方式）
本发明人以在铸锭（铸坯）中使微细的MnS的夹杂物析出，而且作为在轧制时不接受变形的、难以成为发生裂纹的起点的微细球状夹杂物使其分散在钢板中，从而提高延伸凸缘性、弯曲加工性的方法及不使疲劳特性劣化的添加元素的阐明为中心，进行了锐意研究。
结果判明：通过形成因添加Ce、La、Nd、Pr进行脱氧而生成的微细且硬质的Ce氧化物、La氧化物、Nd氧化物、Pr氧化物、铈硫氧化物、镧硫氧化物、钕硫氧化物、镨氧化物，而且与进一步添加的Ca复合，从而如果由含有Ce、La、Nd、Pr中的至少1种、且含有Ca、并含有O、S中的至少1种的夹杂物相和进而含有Mn、Si、Al中的至少1种的夹杂物相的包含不同成分的夹杂物相的复合夹杂物构成，且该复合夹杂物形成具有0.5～5μm的当量圆直径的复合的1种球状夹杂物，则析出的MnS在轧制时也难以产生变形，因而延伸的粗大的MnS在钢板中显著减少，在反复变形时或扩孔加工、弯曲加工时，MnS系夹杂物难以成为发生裂纹的起点或传播裂纹的路径，这带来扩孔性等的提高。
此外，除了将析出物设定为微细的氧化物、MnS系夹杂物以外，为了脱硫处理至低硫，确实将残存的硫固定在微细且硬质的夹杂物中，还研究了用Si、Al、（Ce、La、Nd、Pr）、Ca逐次复合脱氧。结果发现：在用Si脱氧后，再用Al脱氧，然后添加Ce、La、Nd、Pr中的至少1种再脱氧的钢水中，以质量基准计可得到规定的（Ce+La+Nd+Pr）/酸可溶性Al、以及（Ce+La+Nd+Pr）/S，且在最后添加Ca的情况下，钢水中的氧势下降，在该低氧势下，能够比较容易将脱硫进行到极低S，进而能够形成微细的MnS系夹杂物，能够确实将残存的硫成分固定在微细且硬质的夹杂物中，而且发现在此种情况下，延伸凸缘性及弯曲加工性飞跃般地提高。
以下，作为本发明的第1实施方式，对延伸凸缘性和弯曲加工性优良的高强度钢板进行详细说明。以下，组成中质量%简记为%。另外，所谓本发明中的高强度钢板，包括以通常的热轧及冷轧钢板直接裸露使用的高强度钢板、或经过镀覆或涂装等表面处理后使用的高强度钢板。
首先，对有关本发明的第1实施方式的实验进行说明。
本发明人对含有C：0.06%、Si：1.0%、Mn：1.4%、P：0.01%以下、S：0.005%、N：0.003%，剩余部分为Fe的钢水，采用多种元素进行脱氧，从而制造出钢锭。对得到的钢锭进行热轧，从而形成3mm厚的热轧钢板。对这些制造的热轧钢板进行拉伸试验、扩孔试验及弯曲试验，同时调查了钢板中的夹杂物个数密度、形态及平均组成。
首先，在通过于钢水中添加Si，然后用Al进行脱氧而制造的热轧钢板中，关于钢锭中作为夹杂物析出的Al2O3系夹杂物，其熔点高达2040℃，而且如图1A所示，在轧制时不延伸，仍以有棱角的形状存在。因此在扩孔加工时，成为钢板裂纹的起点，或者成为使弯曲加工性和延伸凸缘性（扩孔加工性）下降的原因。此外，关于钢锭中作为夹杂物粗大析出的MnS系夹杂物，其熔点低到1610℃，而且如图1B所示，轧制时容易延伸，成为延伸的MnS系夹杂物，在扩孔加工时成为钢板裂纹的起点。
此外，在用Al脱氧后通过添加Ca而制造的热轧钢板中，Ca熔化，在界面能的作用下而较大地凝集，从而在铸锭中作为CaO-Al2O3系夹杂物或CaS（Fe、Mn、Al2O3）系夹杂物粗大地析出。这些夹杂物由于其熔点为1390℃左右，因而如图2A、图2B所示，在轧制时容易被延伸，以50～100μm左右的延伸的夹杂物存在，成为使弯曲加工性和延伸凸缘性（扩孔加工性）下降的原因。
另外，对于通过在钢水中添加Si，然后用Al脱氧，在搅拌大约2分钟左右后，然后再添加Ce、La、Nd、Pr中的至少1种进行脱氧而制造的钢板，调查了延伸凸缘性及弯曲加工性。结果确认：在这样的通过Si、接着Al以及Ce、La、Nd、Pr中的至少1种这3阶段而逐次脱氧的钢板中，能够更加提高延伸凸缘性和弯曲加工性。其原因在于：在通过利用添加Ce、La、Nd、Pr的脱氧而生成的微细且硬质的Ce氧化物、La氧化物、Nd氧化物、Pr氧化物、铈硫氧化物、镧硫氧化物、钕硫氧化物、镨硫氧化物上使MnS析出，在轧制时可抑制该复合析出的氧化物或硫氧化物即夹杂物的变形，因而能够使钢板中延伸的粗大的MnS系夹杂物显著减少。
再有，使Ce氧化物、La氧化物、Nd氧化物、Pr氧化物、铈硫氧化物、镧硫氧化物、钕硫氧化物及镨硫氧化物微细化的原因在于：通过最初Si脱氧而生成的SiO2系夹杂物被随后添加的Al还原分解，从而生成微细的Al2O3系夹杂物；然后Ce、La、Nd、Pr还原分解而形成微细的Ce氧化物、La氧化物、Nd氧化物、Pr氧化物、铈硫氧化物、镧硫氧化物、钕硫氧化物、镨硫氧化物；进而因生成的Ce氧化物、La氧化物、Nd氧化物、Pr氧化物、铈硫氧化物、镧硫氧化物、钕硫氧化物、镨硫氧化物本身和钢水的界面能较低，因而可抑制生成后的凝集合并。
本发明人继续一边进行Al脱氧，一边使Ce、La、Nd、Pr的组成变化而进行脱氧，然后添加Ca，从而制作出钢锭。对得到的钢锭进行热轧形成3mm厚的热轧钢板。对这些制造的热轧钢板进行扩孔试验及弯曲试验，同时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，得到了如下的结果：在添加Si后用Al脱氧，然后添加Ce、La、Nd、Pr中的至少1种进行脱氧，然后添加Ca进行复合脱氧的钢水中，在得到了按质量基准计，（Ce+La+Nd+Pr）/酸可溶性Al比为0.7～70、且（Ce+La+Nd+Pr）/S比为0.2～10的钢水时，钢水中的氧势急剧下降。也就是说，通过Al、Si、（Ce、La、Nd、Pr）、Ca的复合脱氧的效果，得到了在以前用多种脱氧元素进行脱氧的体系中氧势最为下降的效果。通过这些复合脱氧的效果，对于生成的氧化物也能够尽量降低Al2O3浓度，因此与在几乎不用Al脱氧的情况下制造的钢板同样，可得到延伸凸缘性和弯曲加工性优良的钢板。
其理由，认为如下。
也就是说，在添加Si时生成SiO2夹杂物，但此后通过添加Al而使SiO2夹杂物还原成Si。此外，在Al还原SiO2夹杂物的同时，钢水中的溶解氧也通过脱氧而生成Al2O3系夹杂物，一部分Al2O3系夹杂物被上浮除去，剩余的Al2O3系夹杂物残留在钢水中。然后，通过添加的（Ce、La、Nd、Pr），Al2O3系夹杂物被还原分解，从而形成微细且球状的Ce氧化物、La氧化物、Nd氧化物、Pr氧化物、铈硫氧化物、镧硫氧化物、钕硫氧化物、镨硫氧化物等REM硫氧化物。另外，通过添加Ca，在这些氧化物及/或硫氧化物上析出Al2O3、MnS、CaS、（MnCa）S等，从而形成球状复合夹杂物，该球状复合夹杂物包括：由作为固溶的夹杂物相且如图3A所示的Al-O-Ce-La-Nd-Pr-O-S-Ca夹杂物相[例如，Al2O3（Ce、La、Nd、Pr）2O2SCa]、及Ca-Mn-S-Ce-La-Nd-Pr-Al-O夹杂物相[例如，CaMnS（Ce、La、Nd、Pr）Al2O3]、及Ce-La-Nd-Pr-O-S-Ca夹杂物相[例如，（Ce、La、Nd、Pr）2O2SCa]复合而成为1个夹杂物的球状复合夹杂物，或者如图3B所示的由Ca-Mn-S-Ce-La-Nd-Pr夹杂物相[例如，CaMnS（Ce、La、Nd、Pr）]、及Ce-La-Nd-Pr-O-S-Ca夹杂物相[例如，（Ce、La、Nd、Pr）2O2SCa]及Ce-La-Nd-Pr-O-S-Al-O-Ca夹杂物相[例如，（Ce、La、Nd、Pr）2O2SAl2O3Ca]复合而成为1个夹杂物的球状复合夹杂物。可以认为在这些复合夹杂物中，由于以（Ce、La、Nd、Pr中的至少1种）的硫氧化物为主体且大致球状化，因而在一次添加的Ce、La、Nd、Pr等金属熔化、反应而形成硫氧化物时，形成许多非常微细的核，在经过此状态后，从其中产生相分离或一部分低熔点的相热粘接高熔点的相。
这些微细球状化的复合夹杂物的熔点高达大约2000℃，热轧时不延伸，在热轧钢板中显示仍旧微细球状化的形态。所以，通过形成这样复合析出的为氧化物或硫氧化物这种形态的球状复合夹杂物（REM硫氧化物复合夹杂物），能够消除产生使弯曲加工性和延伸凸缘性（扩孔加工性）下降的原因。
一般认为通过利用添加Al、Si、（Ce、La、Nd、Pr）、Ca的4阶段的复合脱氧，虽然多少残留Al2O3，但是大部分为微细且硬质的具有0.5～5μm的当量圆直径的含有Ce、La、Nd、Pr中的至少1种的氧化物或硫氧化物，其中生成了含有Si、Al、Ca中的至少1种的氧化物复合析出，进而MnS、CaS、（Mn、Ca）S中的至少1种复合析出的为氧化物或硫氧化物这种形态的球状复合夹杂物（REM硫氧化物复合夹杂物）。
再有，在添加（Ce、La、Nd、Pr）之前，即使添加Ca也得不到微细的球状复合化合物。
所以，本发明人新近获得了如下的见解：在按Al、Si、（Ce、La、Nd、Pr）、Ca的添加顺序的复合脱氧中，通过采用适当的脱氧方法，能够使上述微细球状化的硬质复合夹杂物（REM硫氧化物复合夹杂物）析出，在轧制时也能够抑制该复合析出的夹杂物的变形，因此除了可得到通过显著减少钢板中延伸的粗大的MnS系夹杂物而能够提高弯曲加工性等的效果以外，通过利用复合脱氧使钢水的氧势下降，还能够减小成分组成的偏差。
基于从这些实验研究得到的见解，本发明人正如以下所说明的那样，对钢板的化学成分条件进行了研究，进行了钢板的成分设计。
以下，对延伸凸缘性和弯曲加工性优良的本实施方式的高强度钢板的化学成分进行说明。
（C：0.03～0.25%）
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而非常有助于疲劳强度的提高。也就是说，该C对于确保钢板的强度是必需的元素，为了得到高强度钢板，至少需要0.03%。可是，如果过剩地含有C超过0.25%，则加工性以及焊接性劣化。为达到必要的强度，并确保加工性及焊接性，在本实施方式的高强度钢板中，将C浓度规定为0.25%以下。所以，C的下限为0.03%，优选为0.04%，更优选为0.06%，C的上限为0.25%，优选为0.20%，更优选为0.15%。
（Si：0.1～2.0%）
Si是主要的脱氧元素之一，具有在淬火加热时使奥氏体的核生成部位数增加，抑制奥氏体的晶粒生长，同时使淬火硬化层的粒径微细化的功能。该Si抑制碳化物生成，抑制由碳化物导致的晶界强度下降，同时对贝氏体组织的生成也是有效的，因此对于在不太损害延伸率的情况下提高强度、以低屈服强度比改善扩孔性是重要的元素。对于使钢水中的溶解氧浓度降低、一度生成SiO2系夹杂物、通过复合脱氧得到最终的溶解氧的极小值（为了通过后添加的Al还原而使该SiO2系夹杂物生成氧化铝系夹杂物，然后再通过Ce、La、Nd、Pr还原，使氧化铝系夹杂物还原），需要添加0.1%以上的Si，因此在本实施方式的高强度钢板中，将Si的下限规定为0.1%。与此相对照，如果Si浓度过高，则韧性延展性极端变差，表面脱碳及表面缺陷增加，反而使弯曲加工性变差。除此以外，如果过剩地添加Si，则对焊接性及延展性产生不良影响。因此，在本实施方式的高强度钢板中，将Si的上限规定为2.0%。所以，Si的下限为0.1%，优选为0.2%，更优选为0.5%，Si的上限为2.0%，优选为1.8%，更优选为1.3%。
（Mn：0.5～3.0%）
Mn对于炼钢阶段的脱氧是有用的元素，是与C、Si一同对钢板的高强度化有效的元素。为了得到这样的效果，需要含有0.5%以上的Mn。但是，如果超过3.0%地含有Mn，则因Mn的偏析或固溶强化的增大而使延展性下降。此外，焊接性或母材韧性也劣化，因此将Mn的上限规定为3.0%。所以，Mn的下限为0.5%，优选为0.9%，更优选为1%，Mn的上限为3.0%，优选为2.6%，更优选为2.3%。
（P：0.05%以下）
P是不可避免地含有的元素，在作为比Fe原子小的置换型固溶强化元素作用这点上是有效的。可是，如果该P浓度超过0.05%，则因在奥氏体的晶界偏析，使晶界强度下降，从而成为使扭转疲劳强度下降，引起加工性劣化的原因，因此将上限规定为0.05%，优选为0.03%、更优选为0.025%。此外如果不需要固溶强化，则不需要添加P，将P的下限值规定为包括0%。
（T．O：0.0050%以下）
T．O作为杂质而形成氧化物。在T．O过高时，主要使Al2O3系夹杂物增大，不能使体系内的氧势变为极小，韧性延展性极端变差，表面缺陷增加，反而使弯曲加工性变差。因此，在本实施方式的高强度钢板中，将T．O的上限规定为0.0050%，优选为0.0045%，更优选为0.0040%。
（S：0.0001%～0.01%）
S作为杂质偏析，S与Mn化合形成MnS系的粗大延伸夹杂物，使延伸凸缘性劣化，所以希望浓度尽量低。另一方面，即使在0.01%左右的比较高的S浓度中，通过控制本实施方式的高强度钢板的MnS系的粗大延伸夹杂物的形态，可在不增加二次精炼中的脱硫负荷、不增加脱硫成本的情况下，得到与成本相符以上的材质。所以，作为本实施方式的高强度钢板中的S浓度的范围，规定为从以二次精炼中的脱硫为前提的极低S浓度到比较高的S浓度的0.0001%～0.01%的范围。
此外，在本实施方式的高强度钢板中，通过在微细且硬质的Ce氧化物、La氧化物、Nd氧化物、Pr氧化物、铈硫氧化物、镧硫氧化物、钕硫氧化物、镨硫氧化物和Ca氧化物等的复合夹杂物中，使MnS系夹杂物析出固溶，控制MnS系夹杂物的形态，从而在轧制时难以产生变形，防止夹杂物的延伸，所以S浓度的上限值如后所述那样，根据与Ce、La、Nd、Pr中的至少1种的合计量的关系进行规定。另外，如果超过0.01%，则铈硫氧化物、镧硫氧化物生长，在达到超过2μm的尺寸而粗大化的情况下，因韧性延展性极端变差，表面缺陷增加，反而使弯曲加工性变差。因此，在本实施方式的高强度钢板中，将S的上限规定为0.01%，优选为0.008%，更优选为0.006%。
也就是说，在本实施方式的高强度钢板中，如上所述，通过Ce氧化物、La氧化物、铈硫氧化物、镧硫氧化物、钕硫氧化物、镨硫氧化物或Ca氧化物等夹杂物控制MnS的形态，所以在0.01%以下的S浓度范围，即使比较高，通过添加与其相应的量的Ce、La中的至少1种，也能够防止对材质产生不良影响。也就是说，即使S浓度高到某种程度，通过调整与此相应的Ce或La等的添加量，也可得到实质的脱硫效果，得到与极低硫钢同样的材质。换句话讲，通过在与Ce、La、Nd、Pr的合计量的之间适当调整该S浓度，可提高有关其上限的自由度。所以，在本实施方式的高强度钢板中，不需要而可以省略进行用于得到极低硫钢的二次精炼中的钢水脱硫，从而可以实现制造工序的简化或与之相伴的脱硫处理成本的降低。
（N：0.0005～0.01%）
N由于在钢水处理中吸入空气中的氮，因而是不可避免地混入钢中的元素。N与Al等形成氮化物，促进母材组织的细粒化。但是，如果超过0.01%地含有N，则与Al等生成粗大的析出物，使延伸凸缘性劣化。因此，在本实施方式的高强度钢板中，将N浓度的上限规定为0.01%，但优选为0.005%，更优选为0.004%。另一方面，要使N浓度低于0.0005%，则成本增加，所以从工业上可实现的观点出发，将0.0005%作为下限。
（酸可溶性Al：超过0.01%）
酸可溶性Al一般地说，由于其氧化物因成簇化而容易变得粗大，使延伸凸缘性及弯曲加工性劣化，因此希望尽量抑制。但是，在本实施方式的高强度钢板中，新近发现了以下的区域：通过进行Al脱氧，同时规定Si、Ti、（Ce、La、Nd、Pr中的至少1种）的复合的、且逐次的脱氧效果和与酸可溶性Al浓度相应的（Ce、La、Nd、Pr）浓度，如上所述，达到极低氧势，而且对于因Al脱氧而生成的Al2O3系夹杂物，通过将一部分Al2O3系夹杂物上浮除去，钢水中的剩余的Al2O3系夹杂物因随后添加的Ce、La的还原分解而割断簇，从而形成微细的夹杂物，氧化铝系氧化物不会因成簇化而变得粗大。
因此，在本实施方式的高强度钢板中，不需要像以往那样，为了避免氧化铝系氧化物的粗大的成簇而设定实质上不添加Al这样的限制，特别是可提高该酸可溶性Al浓度的自由度。通过将酸可溶性Al规定为超过0.01%，可并用Al脱氧和采用添加Ce、La的脱氧，不像以往那样将脱氧所需的Ce、La的添加量增加到所需以上，能够消除Ce、La脱氧导致的钢中的氧势上升的问题，还能够享受抑制各成分元素的组成偏差的效果。酸可溶性Al的下限优选为0.013%，更优选为0.015%。
酸可溶性Al浓度的上限值如后所述，根据与Ce、La、Nd、Pr中的至少1种的合计量的关系即以质量基准计，可按70≥100×（Ce+La+Nd+Pr）/酸可溶性Al＞0.7进行规定，但从Al、Ce、La、Nd、Pr合金的添加成本方面考虑，也可以规定为1%以下。
此外，这里所说的所谓酸可溶性Al浓度，是测定溶解于酸中的Al浓度而得到的，该测量是利用溶存Al溶解于酸中，Al2O3不溶解于酸中的分析方法。这里，所谓酸，例如可例示出按盐酸1、硝酸1、水2的比例（质量比）混合而得到的混合酸。采用这样的酸，能够分别出可溶于酸的Al和不溶解于酸的Al2O3，从而能够测定酸可溶性Al浓度。
（Ca：0.0005～0.0050%）
Ca在本实施方式的高强度钢板中是重要的元素，具有使硫化物球状化等控制脱硫的形态，而且使MnS、CaS或（Mn、Ca）S中的至少1种析出固溶为复合析出的氧化物或硫氧化物，从而形成复合夹杂物的效果，还能够提高钢的延伸凸缘性和弯曲加工性。为了得到这些效果，优选将Ca的添加量规定为0.0005%以上。可是，即使大量含有Ca，效果也达到饱和，反而损害钢的纯净性，使延展性劣化。因此，将0.0050%作为上限。所以，Ca的下限为0.0005%，优选为0.0007%，更优选为0.001%，Ca的上限为0.0050%，优选为0.0045%，更优选为0.0035%。
（Ce、La、Nd、Pr中的至少1种的合计：0.001～0.01%）
Ce、La、Nd、Pr具有对通过Si脱氧而生成的SiO2、通过逐次Al脱氧而生成的Al2O3进行还原，且割断要粗大化的Al2O3簇，从而形成夹杂物的效果，该夹杂物以容易成为MnS系夹杂物的析出部位的、且硬质和微细的、轧制时难变形的Ce氧化物（例如Ce2O3、CeO2）、铈硫氧化物（例如Ce2O2S）、La氧化物（例如La2O3、LaO2）、镧硫氧化物（例如La2O2S）、Nd氧化物（例如Nd2O3）、Pr氧化物（例如Pr6O11）、Ce氧化物-La氧化物-Nd氧化物-Pr氧化物或铈硫氧化物-镧硫氧化物为主相（将50%以上作为目标）。再有，优选采用Ce、La、Nd、Pr内的Ce、La。
这里，在上述夹杂物中，根据脱氧条件也有时部分含有MnO、SiO2或Al2O3，但如果主相为上述氧化物，则作为MnS系夹杂物的析出部位充分发挥功能，且不会损害夹杂物的微细化及硬质化的效果。
通过实验得知：为了得到这样的夹杂物，需要使Ce、La、Nd、Pr中的至少1种的合计浓度在0.001%以上且0.01%以下。
在Ce、La、Nd、Pr中的至少1种的合计浓度低于0.001%时，不能还原SiO2、Al2O3夹杂物，在超过0.01%时大量生成铈硫氧化物、镧硫氧化物、钕硫氧化物、镨硫氧化物中的至少1种，成为粗大的夹杂物而使延伸凸缘性及弯曲加工性劣化。另外，Ce、La、Nd、Pr中的至少1种的合计浓度的优选的下限为0.0013%，更优选的下限为0.0015%，Ce、La、Nd、Pr中的至少1种的合计浓度的优选的上限为0.009%，更优选的上限为0.008%。
此外，作为上述本实施方式的高强度钢板中的在含有Ce、La、Nd、Pr中的至少1种的氧化物或硫氧化物上MnS析出这种形态的夹杂物的存在条件，着眼于能够采用S浓度对捕捉如何用含有Ce、La、Nd、Pr中的至少1种的氧化物或硫氧化物改质MnS进行规定，想到按钢板的化学成分（Ce+La+Nd+Pr）/S质量比进行规定和整理。具体地说，在该质量比小的时候，含有Ce、La、Nd、Pr中的至少1种的氧化物或硫氧化物少，MnS单独多数析出。如果该质量比增大，则与MnS相比，含有Ce、La、Nd、Pr中的至少1种的氧化物或硫氧化物增多，在这些含有Ce、La、Nd、Pr中的至少1种的氧化物或硫氧化物上MnS析出这种形态的夹杂物增多。也就是说，用含有Ce、La、Nd、Pr中的至少1种的氧化物或硫氧化物改质MnS。这样一来，为了提高延伸凸缘性和弯曲加工性，涉及到在含有Ce、La、Nd、Pr中的至少1种的氧化物或硫氧化物上使MnS析出，防止MnS延伸。因此，上述质量比可作为用于识别是否起到上述效果的参数进行整理。
所以，为了弄清楚对控制MnS系夹杂物的延伸有效的化学成分比，通过变化钢板的（Ce+La+Nd+Pr）/S质量比，评价了夹杂物的形态、延伸凸缘性和弯曲加工性。结果判明：在（Ce+La+Nd+Pr）/S质量比为0.2～10时，延伸凸缘性和弯曲加工性都飞跃般地提高。
如果（Ce+La+Nd+Pr）/S质量比低于0.2，则MnS在含有Ce、La、Nd、Pr中的至少1种的氧化物或硫氧化物上析出这种形态的夹杂物个数比例过小，因而与此相对应，容易成为发生裂纹的起点的MnS系延伸夹杂物的个数比例过高，延伸凸缘性和弯曲加工性下降。
另一方面，如果（Ce+La+Nd+Pr）/S质量比超过10，则在铈硫氧化物、镧硫氧化物上使MnS析出，使延伸凸缘性和弯曲加工性变得良好的效果达到饱和，成本上不相应。根据以上结果，将（Ce+La+Nd+Pr）/S质量比限定为0.2～10。顺便说一下，如果（Ce+La+Nd+Pr）/S质量比过大，例如超过70，则铈硫氧化物、镧硫氧化物、钕硫氧化物、镨硫氧化物中的至少1种大量生成，成为粗大的夹杂物，反而使延伸凸缘性或弯曲加工性劣化，因此将（Ce+La+Nd+Pr）/S质量比的上限规定为10。
以下，对本实施方式的高强度钢板中的选择元素进行说明。这些元素为选择元素，因此添加的有无是任意的，可以只添加1种，也可以添加2种以上。也就是说，选择元素的下限也可以是0%。
关于Nb、V
Nb、V与C或N形成碳化物、氮化物、碳氮化物，促进母材组织的细化，有助于提高韧性。
（Nb：0.01～0.10%）
为了得到上述的复合碳化物、复合氮化物等，优选将该Nb浓度规定为0.01%以上，更优选为0.02%以上。可是，即使该Nb浓度超过0.10%地大量含有，这样的母材组织的细化效果也达到饱和，增加制造成本。因此，Nb浓度作为上限为0.10%，优选为0.09%，更优选为0.08%。
（V：0.01～0.10%）
为了得到上述的复合碳化物、复合氮化物等。优选将该V浓度规定为0.01%以上。可是，即使该V浓度超过0.10%地大量含有，效果也达到饱和，增加制造成本。因此，V浓度将0.10%作为上限。
关于Cu、Ni、Cr、Mo、B
Cu、Ni、Cr、Mo、B提高强度，提高钢的淬透性。
（Cu：0.1～2%）
Cu有助于铁素体的析出强化及提高疲劳强度，另外为了确保钢板的强度，能够根据需要含有，为了得到此效果，优选添加0.1%以上。可是，该Cu的大量含有反而使强度-延展性的平衡劣化。因此，作为上限为2%，优选为1.8%，更优选为1.5%。
（Ni：0.05～1%）
Ni为了能够进行铁素体的固溶强化，另外确保钢板的强度，能够根据需要含有，为了得到此效果，优选添加0.05%以上。可是，该Ni的大量含有反而使强度-延展性的平衡劣化。因此，作为上限为1%，优选为0.09%，更优选为0.08%。
（Cr：0.01～1%）
Cr为了进一步确保钢板的强度，能够根据需要含有，为了得到此效果，优选添加0.01%以上，更优选添加0.02%以上。可是，该Cr的大量含有反而使强度-延展性的平衡劣化。因此，作为上限为1%，优选为0.9%，更优选为0.8%。
（Mo：0.01～0.4%）
Mo为了进一步确保钢板的强度，能够根据需要含有，为了得到这些效果，优选添加0.01%以上，更优选添加0.05%以上。可是，该Mo的大量含有反而使强度-延展性的平衡劣化。因此，作为上限为0.4%，优选为0.3%，更优选为0.2%。
（B：0.0003～0.005%）
B为了进一步强化晶界，提高加工性，能够根据需要含有，为了得到这些效果，优选添加0.0003%以上，更优选添加0.0005%以上。可是，即使超过0.005%地大量含有B，其效果也达到饱和，反而损害钢的纯净性，使延展性劣化。因此，将0.005%作为上限。
关于Zr
Zr通过控制硫化物的形态，强化晶界，提高加工性，因此可根据需要含有。
（Zr：0.001～0.01%）
Zr为了得到通过使上述的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。可是，该Zr的大量含有反而损害钢的纯净性，使延展性劣化。因此，作为上限为0.01%，优选为0.009%，更优选为0.008%。
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。这里所说的所谓钢板，意味着是经过热轧或进一步冷轧而得到的轧制后的钢板。此外，从多种观点出发规定本实施方式的高强度钢板中的夹杂物的存在条件。
为了得到延伸凸缘性和弯曲加工性优良的钢板，重要的是在钢板中尽量减低容易成为发生裂纹的起点或传播裂纹的路径的延伸的粗大MnS系夹杂物。
因此，本发明人如上所述，获得了如下的见解：在添加了Si后，用Al脱氧，然后通过添加Ce、La、Nd、Pr中的至少1种，再添加Ca进行脱氧的钢板中，在按质量基准计，得到了上述的（Ce+La+Nd+Pr）/酸可溶性Al比，且得到（Ce+La+Nd+Pr）/S比的情况下，通过复合脱氧使钢水中的氧势急剧下降，同时还原通过Al脱氧而生成的Al2O3，且割断要粗大化的Al2O3簇，因而与几乎不用Al脱氧而制造的钢板同样，延伸凸缘性和弯曲加工性优良。
此外，还一并获得了如下的见解：通过利用添加Ce、La、Nd、Pr的脱氧及后续的添加Ca，虽含有若干Al2O3，但占大部分的生成的微细且硬质的Ce氧化物、La氧化物、Nd氧化物、Pr氧化物、铈硫氧化物、镧硫氧化物、钕硫氧化物、镨硫氧化物和Ca氧化物或Ca硫氧化物固溶，而且MnS析出固溶，形成具有不同成分的夹杂物相的复合夹杂物，在轧制时也难发生该复合夹杂物的变形，因此钢板中延伸的粗大的MnS显著减少。
因此得知：在按质量基准计，得到上述的（Ce+La+Nd+Pr）/酸可溶性Al比，且得到（Ce+La+Nd+Pr）/S比时，当量圆直径2μm以下的微细的夹杂物个数密度急增，该微细的夹杂物分散在钢中。
该微细的夹杂物难以凝集，因此其形状大部分为球状或纺锤状。此外，如果用长径/短径（以后有时记载为“延伸比例”）表示，则为3以下，优选为2以下。在本发明中将这些夹杂物称为球形夹杂物。
在实验方面，通过采用扫描式电子显微镜（SEM）等的观察是容易鉴定的，并着眼于当量圆直径5以下的夹杂物的个数密度。顺便说一下，当量圆直径的下限值没有特别的规定，但作为能够用数字计算的尺寸，适合以0.5μm左右以上的夹杂物为对象。这里，所谓当量圆直径，定义为根据断面观察的夹杂物的长径和短径，以（长径×短径）0.5求出的值。
可以认为这些5μm以下的微细的夹杂物分散，是基于利用Al脱氧导致的钢水氧势的下降与氧化物或硫氧化物的复合夹杂物的微细化的协同效应，这些氧化物或硫氧化物中存在含有Ce、La、Nd、Pr中的至少1种的氧化物或硫氧化物，其中析出固溶了含有Si、Al、Ca中的至少1种的氧化物，而且析出固溶了MnS、CaS或（Mn、Ca）S中的至少1种。
生成的复合夹杂物由含有Ce、La、Nd、Pr中的至少1种，且含有Ca，并且含有O、S中的至少1种的夹杂物相（以下有时表述为[Ce、La、Nd、Pr]-Ca-[O、S]的第1组）、和进而含有Mn、Si、Al中的至少1种的夹杂物相（以下有时表述为[Ce、La、Nd、Pr]-Ca-[O、S]-[Mn、Si、Al]的第2组）的包含不同成分的夹杂物相的复合夹杂物构成，可以认为该复合夹杂物通过形成多个具有0.5～5μm的当量圆直径的复合的1种球状夹杂物，难以成为发生裂纹的起点或传播裂纹的路径，反而因微细而有助于缓和应力集中，带来延伸凸缘性、耐弯曲加工性等的提高。
另一方面，本发明人对能否在钢板中减低容易成为发生裂纹的起点或传播裂纹的路径的延伸的粗大的MnS系夹杂物进行了调查。
本发明人通过实验获得了如下的见解：如果当量圆直径低于1μm，即使是延伸的MnS，其作为发生裂纹的起点也无害，也不使延伸凸缘性或弯曲加工性劣化，此外，当量圆直径1μm以上的夹杂物也容易利用扫描式电子显微镜（SEM）等进行观察，因此以钢板中的当量圆直径1μm以上的夹杂物为对象，调查其形态及组成，评价了延伸的MnS的分布状态。
再有，MnS的当量圆直径的上限没有特别的限定，但现实中有时可到1mm左右的MnS。
关于延伸夹杂物的个数比例，采用SEM对随机选择的当量圆直径1μm以上的多个（例如50个）夹杂物进行组成分析，同时从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）超过3的夹杂物，通过用检测出的上述延伸夹杂物的个数除以调查的总夹杂物个数（如果按上述例子所说为50个），能够求出上述延伸夹杂物的个数比例。
将该延伸比例规定为3以下的理由，是因为不添加Ce、La、Nd、Pr的比较钢板中的延伸比例超过3的夹杂物大部分为MnS或以添加Ce、La、Nd、Pr时的含有Ce、La、Nd、Pr的氧化物及硫氧化物为核，MnS在其周围析出时的夹杂物及低熔点的CaO-Al2O3系夹杂物以及粗大延伸的CaS。再有，MnS的延伸比例的上限没有特别的限定，但现实中也有时可观察到延伸比例50左右的MnS。
其结果是，判明在以延伸比例3以下的延伸夹杂物的个数比例为50%以上的方式进行了形态控制的钢板中，延伸凸缘性和弯曲加工性得以提高。也就是说，如果延伸比例3以下的延伸夹杂物的个数比例达到50%以上，则容易成为发生裂纹的起点的MnS或以添加Ce、La时的含有Ce、La的氧化物及硫氧化物为核，MnS在其周围析出时的夹杂物及低熔点的CaO-Al2O3系夹杂物及粗大延伸的CaS的个数比例过于增加，延伸凸缘性和弯曲加工性下降。因此，在本实施方式的高强度钢板中，将延伸比例3以下的延伸夹杂物的个数比例规定为50%以上。
此外，延伸的MnS系夹杂物等越少，延伸凸缘性或弯曲加工性越好，所以超过该延伸比例3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1μm以上的夹杂物、且延伸比例超过3的延伸夹杂物的个数比例的下限值为0%，意味着虽为当量圆直径1μm以上的夹杂物，但不存在延伸比例超过3的延伸夹杂物的情况，或是即便是延伸比例超过3的延伸夹杂物，当量圆直径也都低于1μm的情况。
此外，确认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，由此认为是延伸凸缘性和弯曲加工性飞跃地提高的主要原因。
此外，在以（Ce+La+Nd+Pr）/S质量比为0.2～10、延伸比例3以下的延伸夹杂物的个数比例为50%以上的方式进行了形态控制的钢板中，与此相对应，由含有Ce、La、Nd、Pr中的至少1种、且含有Ca，并且含有O、S中的至少1种的夹杂物相（[Ce、La、Nd、Pr]-Ca-[O、S]的第1组）和进一步含有Mn、Si、Al中的至少1种的夹杂物相（[Ce、La、Nd、Pr]-Ca-[O、S]-[Mn、Si、Al]的第2组）的包含不同成分的夹杂物相的复合夹杂物构成，该复合夹杂物多形成许多具有0.5～5μm的当量圆直径的复合的1种球状夹杂物。
此外，所述具有0.5～5μm的当量圆直径的复合的1种球状夹杂物为熔点高且硬质的夹杂物，所以在轧制时也难以产生变形，形成在钢板中也不延伸的形状即球状或纺锤状的夹杂物（有时统称为球状）。
这里，所谓判断为没有延伸的球状夹杂物，并没有特别的规定，但为钢板中的延伸比例3以下的夹杂物，优选为2以下的夹杂物。这是因为，在轧制前的铸锭阶段，夹杂物由所述第1组[Ce、La、Nd、Pr]-Ca-[O、S]的夹杂物相和所述第2组[Ce、La、Nd、Pr]-Ca-[O、S]-[Mn、Si、Al]的夹杂物相的包含不同成分的复合夹杂物构成，形成具有0.5～5μm的当量圆直径的复合的1种球状夹杂物，延伸比例为3以下。此外，判断为没有延伸的球状夹杂物如果完全为球状，则延伸比例为1，所以延伸比例的下限为1。
用与延伸夹杂物的个数比例调査同样的方法实施了该夹杂物的个数比例的调查。结果判明：在由含有Ce、La、Nd、Pr中的至少1种、且含有Ca、并且含有O、S中的至少1种的第1组夹杂物相（[Ce、La、Nd、Pr]-Ca-[O、S]）和进而含有Mn、Si、Al中的至少1种的第2组夹杂物相（[Ce、La、Nd、Pr]-Ca-[O、S]-[Mn、Si、Al]）的包含不同成分的夹杂物相的复合夹杂物构成，且该复合夹杂物形成具有0.5～5μm的当量圆直径的复合的1种球状夹杂物，并以其个数比例为具有0.5～5μm的当量圆直径的总夹杂物个数的30%以上的方式进行了析出控制的钢板中，延伸凸缘性和弯曲加工性得以提高。
而且，如果其个数比例低于30%，则与此相对应，MnS的延伸夹杂物的个数比例过大，延伸凸缘性和弯曲加工性下降，因此不优选。
因此，将具有0.5～5μm的当量圆直径的复合的1种球状夹杂物的个数比例规定为30%以上。这里，个数比例采用SEM，从SEM图像中测定随机选择的50个延伸夹杂物的长径和短径。然后，通过用长径/短径（延伸比例）3以下的延伸夹杂物的个数除以调査的总夹杂物个数（50个），能够求出上述延伸夹杂物的个数比例。
此外，关于延伸凸缘性或弯曲加工性，由于最好使具有0.5～5μm的当量圆直径的复合的1种球状夹杂物大量析出，所以其个数比例的上限值包含100%。
再有，具有0.5～5μm的当量圆直径的复合的1种球状夹杂物在轧制时也难以产生变形，因此其当量圆直径没有特别的规定，也可以在1μm以上。但是，如果过于太大，则担心成为发生裂纹的起点，所以上限优选为5μm左右。
另一方面，该复合夹杂物在轧制时难以产生变形，而且在当量圆直径低于0.5μm时也不成为发生裂纹的起点，所以当量圆直径的下限没有特别的限定。
接着，作为上述的本实施方式的高强度钢板中的复合夹杂物的存在条件，以夹杂物每单位体积的个数密度进行规定。
关于夹杂物的粒径分布，通过采用速率法的电解面的SEM评价进行了实施。所谓利用速率法的电解面的SEM评价，是在将试样片的表面研磨后，进行采用速率法的电解，通过直接SEM观察试样表面，评价夹杂物的尺寸或个数密度。再有，所谓速率法，是采用10%乙酰丙酮-1%四甲基氯化铵-甲醇电解试样表面，提取夹杂物的方法，但作为电解量，电解到试样表面的每1cm2面积电解量达到1C。对这样电解的表面的SEM图像进行图像处理，求出相对于当量圆直径的频度（个数）分布。通过从该粒径的频度分布算出平均当量圆直径，同时用频度除以从观察的视场的面积和电解量求出的深度，还算出了夹杂物每单位体积的个数密度。
另一方面，作为上述的本实施方式的高强度钢板中的由所述第1组[Ce、La、Nd、Pr]-Ca-[O、S]的夹杂物相和所述第2组[Ce、La、Nd、Pr]-Ca-[O、S]-[Mn、Si、Al]的夹杂物相的包含不同成分的复合夹杂物构成，且具有0.5～5μm的当量圆直径的复合的1种球状夹杂物的存在条件，按夹杂物中的Ce、La、Nd或Pr的平均组成的含量进行了规定。
具体地说，如上所述，在提高延伸凸缘性和弯曲加工性方面，重要的是所述复合夹杂物作为具有0.5～5μm的当量圆直径的复合的球状夹杂物存在，从而防止MnS系夹杂物等的延伸。
作为该复合夹杂物的形态，为具有0.5～5μm的当量圆直径的复合的球状夹杂物或纺锤状的夹杂物。
此外，所谓纺锤状的夹杂物，并没有特别的规定，但规定为钢板中的延伸比例3以下的夹杂物，优选规定为2以下的夹杂物。这里，如果为完全球状，则延伸比例为1，所以延伸比例的下限为1。
于是，为了弄清楚对抑制延伸和提高延伸凸缘性和弯曲加工性有效的组成，进行了复合夹杂物的组成分析。
但是，如果该夹杂物的当量圆直径为1μm以上则容易观察，所以为方便起见，以当量圆直径1μm以上作为对象。但是，只要能观察，也可以包含当量圆直径低于1μm的夹杂物。
此外，由于所述复合夹杂物的形态不延伸，因此确认为延伸比例都在3以下的夹杂物。所以，以当量圆直径1μm以上、且延伸比例3以下的夹杂物为对象实施组成分析。
结果得知：在当量圆直径1μm以上、且延伸比例3以下的夹杂物中，如图3A、图3B所示，由包含2种以上的夹杂物相这种形态的复合夹杂物的成分组成构成，所述夹杂物相包含成分含有Ce、La、Nd、Pr中的至少1种、且含有Ca、并且含有O、S中的至少1种的第1组夹杂物相和成分进而含有Mn、Si、Al中的至少1种的第2组夹杂物相的不同成分。另外还判明：在复合夹杂物中，如果按平均组成计合计含有0.5～95%的Ce、La、Nd、Pr中的至少1种，则延伸凸缘性和弯曲加工性得以提高。
如果上述的当量圆直径1μm以上、且延伸比例3以下的夹杂物中的Ce、La、Nd、Pr中的至少1种的合计的平均含有率低于0.5质量%，则上述形态的夹杂物的个数比例较大地减小，因而与此相对应，容易成为发生裂纹的起点的MnS系延伸夹杂物的个数比例过于增多，从而延伸凸缘性和弯曲加工性下降。
另一方面，如果当量圆直径1μm以上、且延伸比例3以下的夹杂物中的Ce、La、Nd、Pr中的至少1种的合计的平均含有率超过95%，则铈硫氧化物、镧硫氧化物大量生成，成为当量圆直径50μm左右以上的粗大的夹杂物，因而使延伸凸缘性或弯曲加工性劣化。
接着，对钢板的组织进行说明。
在本实施方式的高强度钢板中，通过使微细的MnS系夹杂物在铸锭中析出，再作为在轧制时不接受变形的、难以成为发生裂纹的起点的微细球状夹杂物使其分散在钢板中，可提高延伸凸缘性和弯曲加工性，钢板的显微组织没有特别的限定。
钢板的显微组织没有特别的限定，也可以是形成以贝氏体铁素体为主相的组织的钢板，以铁素体相为主相、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种组织。
所以，无论哪种组织，由于都能够将晶体粒径微细化至10μm以下，从而能够提高扩孔性和弯曲加工性，因此是优选的。如果平均粒径超过10μm，则延展性及弯曲加工性的提高减小。为提高扩孔性和弯曲加工性，更优选为8μm以下。但是，一般地说，在行走部件等需要得到优良的延伸凸缘性的情况下，虽然延展性稍次，但优选的是铁素体或贝氏体相以面积比计为最大的相。
接着，对制造条件进行说明。
在本实施方式的高强度钢板的钢水的熔炼方法中，在通过用转炉吹炼进行了脱碳或再采用真空脱气装置进行了脱碳的钢水中，添加C、Si、Mn等的合金并搅拌，进行脱氧和成分调整。
此外，关于S，如前所述，也可以不在精炼工序进行脱硫，因此可省略脱硫工序。但是，在为了熔炼S≤20ppm左右的极低硫钢而需要通过二次精炼进行钢水脱硫时，也可以通过进行脱硫来实施成分调整。
在上述的Si添加后，在经过3分钟左右后，添加Al进行Al脱氧，为使Al2O3上浮分离，优选确保大约3分钟左右的上浮时间。
然后，添加Ce、La、Nd、Pr中的至少1种，以按质量基准计，70≥100×（Ce+La+Nd+Pr）/酸可溶性Al≥2、且（Ce+La+Nd+Pr）/S为0.2～10的方式进行成分调整。
顺便说一下，在添加选择元素时，在添加Ce、La、Nd、Pr中的至少1种之前进行，在充分搅拌，根据需要进行了选择元素的成分调整后，进行Ce、La、Nd、Pr中的至少1种的添加。然后，充分搅拌，进行Ca的添加。连续铸造这样熔炼的钢水，从而制作出铸锭。
关于连续铸造，不仅适用于通常的厚250mm左右的板坯连续铸造，而且对于大型方坯或中小型方坯以及板坯连续铸造机的铸模厚度比通常薄的例如150mm以下的薄板坯的连续铸造也非常适用。
下面对制造高强度热轧钢板的热轧条件进行论述。
热轧前的板坯的加热温度需要使钢中的碳氮化物等一度固溶，因此规定为超过1200℃。
通过使这些碳氮化物固溶，轧制后的冷却过程中可得到对于提高延展性优选的铁素体相。另一方面，如果热轧前的板坯的加热温度超过1250℃，则板坯表面的氧化显著，特别是起因于晶界被选择性地酸化的楔状的表面缺陷在除鳞后残留，其损害轧制后的表面品质，所以优选将上限规定为1250℃。
在加热到上述温度范围后，进行通常的热轧，但在该工序中精轧终止温度在进行钢板组织控制时是重要的。在精轧终止温度低于Ar3点+30℃时，表层部的晶体粒径容易粗大，在弯曲加工性方面是不优选的。另一方面，在超过Ar3点+200℃时，轧制终止后的奥氏体粒径变得粗大，难以控制冷却中生成的相的构成及分数，因此优选将上限规定为Ar3点+200℃。
此外，在将精轧后的钢板的平均冷却速度规定为10～100℃/秒，将450～650℃的范围作为卷取温度时，精轧后以大约5℃/秒的速度空冷保持到680℃，然后以30℃/秒以上的冷却速度进行冷却，在将400℃以下作为卷取温度时，根据作为目标的组织构成而进行选择。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，能够得到具有多角铁素体、贝氏体铁素体及贝氏体相中的一种或两种以上组织和其分数的钢板，在后者的轧制条件下，能够得到延展性优良的具有大量的多角铁素体相和马氏体相的复合组织的DP钢板。
在上述的平均冷却速度低于10℃/秒时，容易生成对于延伸凸缘性不优选的珠光体，因此不优选。另一方面，在组织控制上冷却速度不需要设定上限，但过于快的冷却速度有使钢板的冷却不均匀的可能性，此外可进行这样冷却的设备的制造需要超额的费用，认为这样一来导致钢板价格上升。从这样的观点出发，优选将冷却速度的上限规定为100℃/秒。
本发明的高强度冷轧钢板可通过对热轧、卷取后经过酸洗、光整冷轧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，形成最终的冷轧钢板。
此外，本发明的高强度钢板当然也可以作为电镀用钢板使用。即使实施电镀，本发明的高强度钢板的机械特性也无任何变化。
（第2实施方式）
本发明人以通过使微细的MnS的夹杂物在铸锭中析出，而且作为在轧制时不接受变形、难以成为发生裂纹的起点的微细球状夹杂物使其分散在钢板中，以提高延伸凸缘性和弯曲加工性的方法及不使疲劳特性劣化的添加元素的阐明为中心，进行了锐意研究。
结果判明：如图8A及图8B所示，如果由含有Ce、La、Nd、Pr中的至少1种、且含有Ca、并且含有O、S中的至少1种的第1夹杂物相和进而含有Mn、Si、Ti、Al中的至少1种的第2夹杂物相的包含不同的第1和第2夹杂物相的复合夹杂物构成，形成具有0.5～5μm的当量圆直径的复合的1种球状夹杂物，所述球状夹杂物的个数比例为50%以上，加之，以超过5μm的夹杂物的个数密度低于10个/mm2的方式控制夹杂物，则在钢板中，对扩孔性产生不良影响的延伸的MnS或粗大的夹杂物显著减少，在反复变形时或在扩孔加工、弯曲加工时，粗大的夹杂物的MnS系夹杂物难以成为发生裂纹的起点或传播裂纹的路径，这带来扩孔性等的提高。
此外，除了将析出物规定为微细的氧化物、MnS系夹杂物以外，为了脱硫处理至低硫，确实将残存的硫成分固定在微细且硬质的夹杂物上，还研究了用Si、Mn、Al、（Ce、La、Nd、Pr）、Ca逐次复合脱氧。结果发现：在用Si进行了脱氧后，再用Ti及Al脱氧，然后添加Ce、La、Nd、Pr中的至少1种进行脱氧，然后添加Ca的钢水中以质量基准计，得到规定的（Ce+La+Nd+Pr）/酸可溶性Al，而且得到（Ce+La+Nd+Pr）/S，且在最后添加Ca时，钢水中的氧势下降，在该低氧势下，还能够形成微细的TiS系夹杂物，能够将残存的硫成分确实固定在微细且硬质的夹杂物上，而且获得了如下的见解：在此种情况下，延伸凸缘性及弯曲加工性飞跃般地提高。
再有，还对TiN在含有Ce、La、Nd、Pr中的至少1种、且含有Ca、并且含有O、S中的至少1种的第1夹杂物相和进而含有Mn、Si、Ti、Al中的至少1种的第2夹杂物相的包含不同的第1和第2夹杂物相的复合夹杂物上复合析出或单独析出的例子进行了观察，确认因析出物微细而对延伸凸缘性、弯曲加工性及疲劳特性几乎没有影响，所以TiN并不适合本实施方式的高强度钢板中作为对象的MnS系夹杂物。此外还得知：通过添加Ti提高钢中的酸可溶性Ti，通过固溶Ti或Ti的碳氮化物而表现出钉扎效果，由此还能使晶粒微细化。由于确认对延伸凸缘性和弯曲加工性几乎没有影响，因而不将TiN作为MnS系夹杂物的对象。
以下，作为本发明的第2实施方式，首先，对延伸凸缘性和弯曲加工性优良的高强度钢板进行详细说明。这里，组成中的质量%简记为%。再有，所谓本发明中的高强度钢板，包括以通常的热轧及冷轧钢板直接裸露使用的高强度钢板或经过镀覆、涂装等表面处理后使用的高强度钢板。
对有关本实施方式的第2实施方式的实验进行说明。
本发明人对含有C：0.06%、Si：1.0%、Mn：1.4%、P：0.01%以下、S：0.005%、N：0.003%，剩余部分为Fe的钢水，采用多种元素进行脱氧，从而制作出了钢锭。对得到的钢锭进行热轧，形成3mm厚的热轧钢板。对这些制造的热轧钢板进行拉伸试验、扩孔试验及弯曲试验，同时调查钢板中的夹杂物个数密度、形态及平均组成。
首先，对添加Si，然后用Al脱氧，在搅拌大约2分钟左右后，添加Ti，在搅拌大约2分钟左右后，再添加Ce、La、Nd、Pr中的至少1种，然后用Ca脱氧的钢板，进行了延伸凸缘性及弯曲加工性的调査。其结果是，在通过这样的Si、接着Al和Ti、Ce、La、Nd、Pr中的至少1种以及Ca等5阶段逐次脱氧的钢板中，确认能够更加提高延伸凸缘性和弯曲加工性。
可以认为其理由如下：用Al及Ti脱氧时产生的、部分含有Mn或Si的Al氧化物、Ti氧化物或Al-Ti复合氧化物因利用添加Ce、La、Nd、Pr中的至少1种的脱氧而变质，形成（Ce、La、Nd、Pr）-（O）夹杂物及（Mn、Si、Ti、Al）-（Ce、La、Nd、Pr）-（O）夹杂物，通过在其中吸收S，还形成（Ce、La、Nd、Pr）-（O、S）夹杂物及（Mn、Si、Ti、Al）-（Ce、La、Nd、Pr）-（O、S）夹杂物，这些夹杂物通过Ca的脱氧而被还原，通过在总夹杂物相中含有Ca，形成（Ce、La、Nd、Pr）-（O、S）-（Ca）夹杂物相（以下有时称为[REM]-[Ca]-[O、S]的第1夹杂物相或简称为第1夹杂物相）及（Mn、Si、Ti、Al）-（Ce、La、Nd、Pr）-（O、S）-（Ca）夹杂物相（以下有时称为[Mn、Si、Ti、Al]-[REM]-[Ca]-[O、S]的第2夹杂物相或简称为第2夹杂物相），这些夹杂物通过合并或作为夹杂物相析出，生成具有不同的夹杂物相的复合夹杂物。
生成的复合夹杂物的例子如图8A及图8B所示。
再有，在上述的（Mn、Si、Ti、Al）-（Ce、La、Nd、Pr）-（O、S）-（Ca）夹杂物相的描述中，所谓（Mn、Si、Ti、Al）意味着含有Mn、Si、Ti、Al中的至少1种元素，所谓（Ce、La、Nd、Pr）意味着含有Ce、La、Nd、Pr中的至少1种元素，所谓（O、S）意味着含有O、S中的至少1种元素，所谓（Ca）意味着含有Ca元素。
该复合夹杂物由于最后进行采用本实施方式中使用的元素内的脱氧力最强的Ca进行脱氧，因此夹杂物的熔点提高，所以形成的复合夹杂物在轧制时的变形难以发生，长径与短径之比为3以下。
同时，Ce、La、Nd、Pr及Ca的脱氧力强，与钢水的润湿性良好，所以生成的复合夹杂物微细地分散。
也就是说，由[REM]-[Ca]-[O、S]的第1夹杂物相和[Mn、Si、Ti、Al]-[REM]-[Ca]-[O、S]的第2夹杂物相的包含不同的第1和第2夹杂物相的复合夹杂物构成，形成具有0.5～5μm的当量圆直径的复合的1种球状夹杂物。
在上述中，之所以表示为“不同的第1和第2夹杂物相”，是因为在复合夹杂物中能够作为夹杂物相以光学图像或电子图像识别，如果调查夹杂物相的组成，则浓度具有差别，所以被本发明人判定为不同的夹杂物相。也就是说，在一方的夹杂物相中极微量地含有元素，而在另一方的夹杂物相中大量含有同一元素时，判定为不同。
本发明人发现：这些复合夹杂物为当量圆直径为0.5～5μm的球形夹杂物，如果该球形夹杂物按夹杂物个数比例为50%以上，则扩孔性得以提高。再有，球形夹杂物的夹杂物个数比例越大越好，但一般认为98%左右为上限。
在本实施方式的高强度钢板中，长径和短径之比为3以下，在本实施方式的高强度钢板中，将这些夹杂物称为球形夹杂物。在发明者调査的范围内，在0.5～5μm的夹杂物中，可知大约80%以上的夹杂物为长径和短径之比在3以下的球形夹杂物。再有，在本发明的情况下，0.5～5μm的夹杂物的个数密度为几十个/mm2左右，即10～100个/mm2。
另外，发明者对添加Ti时生成的TiS的行为进行了研究。结果发现：在高温时，Ti和S进入上述复合夹杂物，不以作为TiS的粗大的夹杂物析出。同时还发现：在固体内微细析出的TiS因扩散慢而仍以微细的原状留在固体内。
发明者进行了观察，结果发现：在形成由第1夹杂物相和第2夹杂物相的不同的夹杂物相构成的复合夹杂物的本实施方式的钢中，TiS的尺寸即使最大也停留在3μm，该尺寸以下的夹杂物在按夹杂物个数比例计为30%以下时，不对扩孔性产生不良影响。
此外，如果添加Ti，则还同时生成TiN粒子，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钉扎的功能，使钢板组织的粒径也变得微细。其结果是，在反复变形时或扩孔加工时，这些复合析出的氧化物或硫氧化物即夹杂物难以成为发生裂纹的起点或传播裂纹的路径。此外，由于钢板组织的晶体粒径也微细，因此可以认为如上所述带来耐疲劳性等的提高。
此外，作为一部分超过5μm的夹杂物，研究了球状、簇状或轧制时破碎的形状的夹杂物。这些夹杂物虽然部分检测出（Ce、La、Nd、Pr），但其浓度低，因此可以认为包渣的卷入或附着在耐火物上的氧化物混入钢水中的所谓外来性的夹杂物为主体。
本发明人研究了这些超过5μm的夹杂物对扩孔性的影响度。结果发现：在按个数密度为10个/mm2以下时，对扩孔性不施加不良影响。
在本发明的情况下，在添加（Ce、La、Nd、Pr）后，将Ca吹入添加到钢水中。由于此时采用金属Ca或含有金属Ca的合金作为输送CaO等所谓熔剂的粉体，所以认为此时外来性的夹杂物上浮，使钢水纯净化。
本发明人继续一边进行Al、Ti脱氧，一边使（Ce、La、Nd、Pr）的组成变化而进行脱氧，并添加Ca，从而制作出钢锭。对得到的钢锭进行热轧，形成3mm的热轧钢板。对这些制造的热轧钢板进行扩孔试验及弯曲试验，同时调查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，在添加Si后用Ti及Al脱氧，然后添加Ce、La、Nd、Pr中的至少1种，最后添加Ca而进行脱氧的钢水中，在按质量基准得到规定的（Ce+La+Nd+Pr）/酸可溶性Al比，且得到（Ce+La+Nd+Pr）/S比时，得到了钢水中的氧势急剧下降的结果。
也就是说，通过按Al、Ti、（Ce、La、Nd、Pr）、Ca的顺序的复合脱氧的效果，在以前用多种脱氧元素进行脱氧的脱氧系中，得到了氧势最大下降的效果。得知：通过这些复合脱氧的效果，对于生成的氧化物也能大大减低Al2O3浓度，所以与几乎不用Al脱氧而制造的钢板同样，可得到延伸凸缘性和弯曲加工性优良的钢板。
本发明人发现：所谓所述规定的（Ce+La+Nd+Pr）/酸可溶性Al比，具体而言以质量基准计，为70≥100×（Ce+La+Nd+Pr）/酸可溶性Al＞0.2。
另外，本发明人想到按钢板的化学成分（Ce+La+Nd+Pr）/S质量比进行规定和整理。
具体地说，形成（Ce+La+Nd+Pr）/S为0.2～10的范围。在70≥100×（Ce+La+Nd+Pr）/酸可溶性Al＞0.2，（Ce+La+Nd+Pr）/S为0.2～10的情况下，如后所述，分散的是当量圆直径2μm以下的微细的夹杂物。
另一方面，如果100×（Ce+La+Nd+Pr）/酸可溶性Al的值超过70，则夹杂物的直径增大。相反，如果100×（Ce+La+Nd+Pr）/酸可溶性Al的值低于0.2，则Al2O3增加。
此外，在（Ce+La+Nd+Pr）/S低于0.2时，大的MnS析出。相反，如果（Ce+La+Nd+Pr）/S增大超过10，则效果到达饱和，但Ce、La、Nd、Pr的成本上升。
在本实施方式的高强度钢板中，可得到延伸凸缘性和弯曲加工性优良的钢板的理由可以认为如下。
本发明人发现：所述本实施方式的高强度钢板的球形的5μm以下的复合夹杂物在观察到当量圆直径0.5μm以上的复合夹杂物时，在长径和短径之比为3以下的复合夹杂物按夹杂物的个数比例为50%以上的情况下，使延伸凸缘性（扩孔性）更加提高。其理由在于：本实施方式的高强度钢板的复合夹杂物除了以5μm以下的尺寸微细分散以外，还可得到因硬质而在轧制时能够抑制该复合夹杂物的变形，此外通过在钢板中使延伸的粗大的MnS系夹杂物显著减少而能够提高弯曲加工性等的效果。另外，通过复合脱氧能够降低钢水的氧势，从而能够减小成分组成的偏差。
再有，在添加（Ce、La、Nd、Pr）之前，即使添加Ca也得不到微细的球状复合化合物。可以认为这是因为，如果具有延展性的CaS先生成，则该CaS因不能通过（Ce、La、Nd、Pr）进行还原而残存下来。
基于从这些实验研究得到的见解，本发明人正如以下所说明的那样，进行了钢板的化学成分条件的研究，以至完成本实施方式的延伸凸缘性和弯曲加工性优良的高强度钢板。
以下，对本实施方式的高强度钢板的化学成分进行说明。
（C：0.03～0.25%）
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，非常有助于提高疲劳强度。也就是说，该C对于确保钢板的强度是必需的元素，为了得到高强度钢板，至少需要0.03%。可是，如果过剩地含有C超过0.25%，则加工性以及焊接性劣化。为达到必要的强度，确保加工性及焊接性，在本实施方式的高强度钢板中，将C浓度规定为0.25%以下。所以，C的下限为0.03%，优选为0.04%，更优选为0.05%，C的上限为0.25%，优选为0.20%，更优选为0.15%。
（Si：0.03～2.0%）
Si是主要的脱氧元素之一，具有在淬火加热时使奥氏体的核生成部位数增加，抑制奥氏体的晶粒生长，同时使淬火硬化层的粒径微细化的功能。该Si抑制碳化物生成，抑制由碳化物导致的晶界强度下降，同时对生成贝氏体组织也是有效的，因此对于在不太损害延伸率的情况下提高强度、以低屈服强度比改善扩孔性是重要的元素。对于使钢水中的溶解氧浓度降低、一度生成SiO2系夹杂物、通过复合脱氧得到最终的溶解氧的极小值（为了通过后添加的Al还原该SiO2系夹杂物，生成氧化铝系夹杂物，然后再通过Ce、La、Nd、Pr还原，使氧化铝系夹杂物还原），需要0.03%以上添加Si，因此在本实施方式的高强度钢板中，将Si的下限规定为0.03%。与此相对照，如果Si浓度过高，则韧性延展性极端变差，表面脱碳及表面缺陷增加，反而使弯曲加工性变差。除此以外，如果过剩地添加Si，则对焊接性及延展性产生不良影响。因此，在本实施方式的高强度钢板中，将Si的上限规定为2.0%。所以，Si的下限为0.03%，优选为0.05%，更优选为0.1%，Si的上限为2.0%，优选为1.5%，更优选为1.0%。
（Mn：0.5～3.0%）
Mn对于炼钢阶段的脱氧是有用的元素，是与C、Si一同对钢板的高强度化有效的元素。为了得到这样的效果，需要0.5%以上含有Mn。但是，如果超过3.0%地含有Mn，则因Mn的偏析或固溶强化的增大而使延展性下降。此外，焊接性或母材韧性也劣化，因此将Mn的上限规定为3.0%。所以，Mn的下限为0.5%，优选为0.7%，更优选为1%，Mn的上限为3.0%，优选为2.6%，更优选为2.3%。
（P：0.05%以下）
P在作为比Fe原子小的置换型固溶强化元素作用这点上是有效的。可是，如果该P浓度超过0.05%，则由于在奥氏体的晶界偏析，使晶界强度下降，从而成为使扭转疲劳强度下降，引起加工性劣化的原因，因此将上限规定为0.05%，优选为0.03%、更优选为0.025%。此外如果不需要固溶强化，则不需要添加P，将P的下限值规定为包括0%。
（T．O：0.0050%以下）
T．O（总氧量）作为杂质形成氧化物。在T．O过高时，主要Al2O3系夹杂物增大，不能使体系内的氧势极小，韧性延展性极端变差，表面缺陷增加，反而使弯曲加工性变差。因此，在本实施方式的高强度钢板中，将T．O的上限规定为0.0050%，优选为0.0045%，更优选为0.0040%。
（S：0.0001%～0.01%）
S作为杂质偏析，S形成MnS系的粗大的延伸夹杂物，使延伸凸缘性劣化，所以希望浓度尽量低。另一方面，即使在0.01%左右的比较高的S浓度下，通过控制本实施方式的高强度钢板的MnS系的粗大的延伸夹杂物的形态，可在不增加二次精炼中的脱硫负荷，不增加脱硫成本的情况下，得到与成本相符以上的材质。所以，作为本实施方式的高强度钢板中的S浓度的范围，规定为从以二次精炼中的脱硫为前提的极低S浓度到比较高的S浓度的0.0001%～0.01%的范围。
此外，在本实施方式的高强度钢板中，由[REM]-[Ca]-[O、S]的第1夹杂物相和[Mn、Si、Ti、Al]-[REM]-[Ca]-[O、S]的第2夹杂物相的包含不同的第1和第2夹杂物相的复合夹杂物构成，形成具有0.5～5μm的当量圆直径的复合的1种球状夹杂物。
S浓度的上限值如后所述，根据与Ce、La、Nd、Pr中的至少1种的合计量的关系进行规定。
另外，如果超过0.01%，则铈硫氧化物、镧硫氧化物、钕硫氧化物及镨硫氧化物中的至少1种生长，在达到超过5μm的尺寸而粗大化的情况下，因韧性延展性极端变差，表面缺陷增加，反而使弯曲加工性变差。因此，在本实施方式的高强度钢板中，将S的上限规定为0.01%，优选为0.008%，更优选为0.006%。
也就是说，在本实施方式的高强度钢板中，如上所述，由于通过形成[REM]-[Ca]-[O、S]的第1夹杂物相和[Mn、Si、T1、Al]-[REM]-[Ca]-[O、S]的第2夹杂物相的包含不同的第1和第2夹杂物相的复合夹杂物，抑制了MnS的生成，所以在0.01%以下的S浓度范围，即使S浓度比较高，通过添加与其相应的量的Ce、La、Pr中的至少1种，也能够防止对材质产生不良影响。也就是说，即使S浓度高到某种程度，通过调整与此相应的Ce、La、Nd、Pr中的至少1种的添加量，也可得到实质的脱硫效果，得到与极低硫钢同样的材质。换句话讲，通过在与Ce、La、Nd、Pr的合计量的之间适当调整该S浓度，可提高有关其上限的自由度。所以，在本实施方式的高强度钢板中，不需要进行而可以省略用于得到极低硫钢的二次精炼中的钢水脱硫，可简化制造工序，或减低与之相伴的脱硫处理成本。
（酸可溶性Ti：0.008～0.20%）
Ti是主要的脱氧元素之一，同时形成碳化物、氮化物、碳氮化物，通过在热轧前进行充分加热，使奥氏体的核生成部位数增加，抑制奥氏体的晶粒生长，因而具有有助于微细化及高强度化，对热轧时的动态再结晶有效地作用，显著提高延伸凸缘性的功能。其中通过实验获得了如下的见解：需要0.008%以上添加酸可溶性Ti。因此，在本实施方式的高强度钢板中，将酸可溶性Ti的下限规定为0.008%，优选为0.01%，更优选为0.015%。顺便说一下，要求热轧前的充分的加热温度为使铸造时生成的碳化物、氮化物、碳氮化物一度固溶所充分的温度，需要超过1200℃。另一方面，从成本或氧化铁皮生成的观点出发，规定为超过1250℃的高温度是不优选的。所以，1250℃左右比较合适。另一方面，如果超过0.2%地含有，不仅脱氧时的效果到达饱和，而且即使在热轧前进行充分的加热，也形成粗大的碳化物、氮化物、碳氮化物，反而招致材质劣化，不能期待与含量相符的效果。因此，在本实施方式的高强度钢板中，酸可溶性Ti浓度的上限为0.2%，优选为0.18%，更优选为0.15%。顺便说一下，所谓酸可溶性Ti浓度，是测定溶解于酸中的Ti的浓度而得得到的，该测量是利用溶存Ti溶解于酸中，Ti氧化物不溶解于酸中的分析方法。这里，所谓酸，例如可例示出按盐酸1、硝酸1、水2的比例（质量比）混合的混合酸。采用这样的酸，能够分别出可溶于酸的Ti和不溶解于酸的Ti氧化物，能够测定酸可溶性Ti浓度。
本发明人发现：如果将Ti调整到上述范围，将（Ce+La+Nd+Pr）/S规定为0.2～10及在添加了Ce、La、Nd、Pr中的至少1种后添加Ca，则能够使TiS的尺寸在3μm以下。
其原因在于：在[REM]-[Ca]-[O、S]的第1夹杂物相和[Mn、Si、Ti、Al]-[REM]-[Ca]-[O、S]的第2夹杂物相的包含不同成分的夹杂物相的复合夹杂物中的总夹杂物相中含有Ca，所以Ti和S容易被该复合夹杂物吸收，在高温下要析出的TiS夹杂物容易被复合夹杂物夺取而不会单独析出。此外，也不在该复合夹杂物上竞争析出。因此，在处于低温，且Ti和S的溶解度积达到析出区域时，只是作为TiS夹杂物单独析出，因此即使析出，其尺寸也在3μm以下。
此外，可以认为对于与MnS的抑制同样地将（Ce+La+Nd+Pr）/S调整到0.2～10，它在使TiS的析出延迟，从而减小其尺寸和个数比例方面也有效果。
再有，如果在添加Ce、La、Nd、Pr中的至少1种之前添加Ca，则能够在含有Ce、La、Nd、Pr中的至少1种的夹杂物中使MnS、TiS、（Mn、Ti）S复合析出，但CaS单独生成。也就是说，由于在含有Ce、La、Nd、Pr中的至少1种的介在物中不存在Ca，因而不像本实施方式的高强度钢板的夹杂物那样，Ti和S容易在复合夹杂物中被吸收。所以，如果在添加Ce、La、Nd、Pr中的至少1种之前添加Ca，则TiS夹杂物的尺寸有时达到3μm以上，延伸凸缘性比本实施方式的高强度钢板差。
（N：0.0005～0.01%）
由于在钢水处理中吸收空气中的氮，因而N是不可避免地混入钢中的元素。N与Al、Ti等形成氮化物，促进母材组织的细粒化。但是，如果超过0.01%地含有N，则与Al或Ti等生成粗大的析出物，使延伸凸缘性劣化。因此，在本实施方式的高强度钢板中，将N浓度的上限规定为0.01%，优选为0.005%，更优选为0.004%。另一方面，要使N浓度低于0.0005%，则成本增加，所以从工业上可实现的观点出发，将0.0005%作为下限。
（酸可溶性Al：超过0.01%）
酸可溶性Al一般地说，其氧化物因成簇化而容易变得粗大，使延伸凸缘性及弯曲加工性劣化，因此希望尽量抑制。但是，在本实施方式的高强度钢板中，新近发现：通过进行Al脱氧，同时借助于Si、Ti、（Ce、La、Nd、Pr）、Ca的复合的、且逐次的脱氧效果以及规定与酸可溶性Al浓度相应的Ce、La、Nd、Pr中的至少1种的浓度，则如上所述，达到极低氧势，同时对于通过Al脱氧而生成的Al2O3系夹杂物，将一部分Al2O3系夹杂物上浮除去，钢水中的剩余的Al2O3系夹杂物被随后添加的Ce、La、Nd、Pr中的至少1种还原分解而割断簇，从而形成微细的夹杂物，氧化铝系氧化物不因成簇化而粗大。
因此，在本实施方式的高强度钢板中，不需要像以往那样，为了避免氧化铝系氧化物的粗大的成簇而设定实质上不添加Al这样的限制，特别是可提高有关该酸可溶性Al浓度的自由度。通过将酸可溶性Al规定为超过0.01%，优选为0.013%以上，更优选为0.015%以上，可并用Al脱氧和采用添加Ce、La、Nd、Pr中的至少1种的脱氧及Ca脱氧，不像以往那样将脱氧所需的Ce、La、Nd、Pr中的至少1种的添加量增加到所需以上，能够消除利用Ce、La、Nd、Pr中的至少1种进行脱氧导致的钢中氧势上升的问题，还能够享受抑制各成分元素的组成偏差的效果。
酸可溶性Al浓度的上限值如后所述，根据与Ce、La、Nd、Pr中的至少1种的合计量的关系进行规定。
此外，这里所说的所谓酸可溶性Al浓度，是测定溶解于酸中的Al的浓度而得到的，该测量是利用溶存Al溶解于酸中，Al2O3不溶解于酸中的分析方法。这里，所谓酸，例如可例示出按盐酸1、硝酸1、水2的比例（质量比）混合的混合酸。采用这样的酸，能够分别出可溶于酸的Al和不溶解于酸的Al2O3，能够测定酸可溶性Al浓度。
（Ca：0.0005～0.005%）
Ca在本实施方式的高强度钢板中，是形成[REM]-[Ca]-[O、S]的第1夹杂物相和[Mn、Si、Ti、Al]-[REM]-[Ca]-[O、S]的第2夹杂物相的包含不同的第1和第2夹杂物相的复合夹杂物的重要的元素。
也就是说，因用（Ce、La、Nd、Pr）脱氧而生成的夹杂物通过添加Ca而还原，通过在全部夹杂物相中含有Ca可形成上述复合夹杂物。另一方面，如果不添加Ca，则不能形成上述复合夹杂物。
通过形成该复合夹杂物，能够提高钢的延伸凸缘性和弯曲加工性。为了得到这些效果，优选将Ca的添加量规定为0.0005%以上。
可是，即使大量含有Ca，效果也达到饱和，反而损害钢的纯净性，使延展性劣化。因此，将0.005%作为上限。所以，Ca的下限为0.0005%，优选为0.0007%，更优选为0.001%，Ca的上限为0.005%，优选为0.0045%，更优选为0.0035%。
（Ce、La、Nd、Pr中的至少1种的合计：0.001～0.01%）
Ce、La、Nd、Pr具有对通过Si脱氧而生成的SiO2、通过逐次Al脱氧而生成的Al2O3进行还原，且割断要粗大化的Al2O3成簇的效果。此外，具有通过在添加Ce、La、Nd、Pr中的至少1种后添加Ca，形成[REM]-[Ca]-[O、S]的第1夹杂物相和[Mn、Si、Ti、Al]-[REM]-[Ca]-[O、S]的第2夹杂物相的包含不同的第1和第2夹杂物相的复合夹杂物的效果。
通过实验获得了如下的见解：为了得到这样的夹杂物，需要使Ce、La、Nd、Pr中的至少1种的合计浓度在0.0005%以上且0.01%以下。
在Ce、La、Nd、Pr中的至少1种的合计浓度低于0.0005%时，不能还原SiO2、Al2O3夹杂物，在超过0.01%时大量生成铈硫氧化物、镧硫氧化物等，成为粗大的夹杂物，使延伸凸缘性及弯曲加工性劣化。再有，Ce、La、Nd、Pr中的至少1种的合计浓度的优选的下限为0.0013%，更优选的下限为0.0015%，Ce、La、Nd、Pr中的至少1种的合计浓度的优选的上限为0.009%，更优选的上限为0.008%。
此外，作为上述本实施方式的高强度钢板中的在含有Ce、La、Nd、Pr中的至少1种的氧化物或硫氧化物上MnS析出这种形态的夹杂物的存在条件，着眼于能够采用S浓度对捕捉如何用含有Ce、La、Nd、Pr中的至少1种的氧化物或硫氧化物改质MnS进行规定，想到按钢板的化学成分（Ce+La+Nd+Pr）/S质量比进行规定和整理。
具体地说，在该质量比小的时候，含有Ce、La、Nd、Pr中的至少1种的氧化物或硫氧化物少，MnS单独大量析出。如果该质量比增大，则与MnS相比，第1夹杂物相和第2夹杂物相的包含不同的第1和第2夹杂物相的复合夹杂物这种形态的夹杂物增多。也就是说，用含有Ce、La、Nd、Pr中的至少1种的氧化物和/或硫氧化物改质MnS。这样，为了提高延伸凸缘性和弯曲加工性，与在含有Ce、La、Nd、Pr中的至少1种的氧化物和/或硫氧化物上使MnS析出，从而可以防止MnS的延伸。因此，上述质量比可作为用于识别是否产生上述效果的参数进行整理。
于是，为了弄清楚对抑制MnS系夹杂物的延伸有效的化学成分比，对通过变化钢板的（Ce+La+Nd+Pr）/S质量比而调整了成分后添加Ca后的夹杂物的形态、延伸凸缘性和弯曲加工性进行了评价。结果判明：在（Ce+La+Nd+Pr）/S质量比为0.2～10时，延伸凸缘性和弯曲加工性都飞跃般地提高。
如果（Ce+La+Nd+Pr）/S质量比低于0.2，则[REM]-[Ca]-[O、S]的第1夹杂物相和[Mn、Si、Ti、Al]-[REM]-[Ca]-[O、S]的第2夹杂物相的包含不同的第1和第2夹杂物相的复合夹杂物这种形态的夹杂物个数比例过小，因此与此相对应，容易成为发生裂纹的起点的MnS系延伸夹杂物的个数比例过高，延伸凸缘性和弯曲加工性下降。
另一方面，如果（Ce+La+Nd+Pr）/S质量比超过10，则生成第1夹杂物相和第2夹杂物相的包含不同的第1和第2夹杂物相的复合夹杂物，使延伸凸缘性和弯曲加工性变得良好的效果到达饱和，与成本不相符。根据以上结果，将（Ce+La+Nd+Pr）/S质量比限定为0.2～10。顺便说一下，如果（Ce+La+Nd+Pr）/S质量比过大，例如超过70，则铈硫氧化物、镧硫氧化物大量生成，成为粗大的夹杂物，反而使延伸凸缘性或弯曲加工性劣化，因此将（Ce+La+Nd+Pr）/S质量比的上限规定为10。
再有，在本实施方式的高强度钢板的[REM]-[Ca]-[O、S]的第1夹杂物相和[Mn、Si、Ti、Al]-[REM]-[Ca]-[O、S]的第2夹杂物相的包含不同的第1和第2夹杂物相的复合夹杂物中，合计含有0.5～95%的Ce、La、Nd、Pr中的至少1种。在该合计浓度低于0.5%时，复合夹杂物达不到硬质，如果进行轧制，则长径/短径之比达到3以上，对钢板的扩孔性产生不良影响。此外，如果超过95%，则夹杂物容易脆化，轧制时粉碎而以连接的形态残存，与伸延夹杂物同样，对钢板的扩孔性产生不良影响。
以下，对本实施方式的高强度钢板的选择元素进行说明。这些元素是选择元素，所以添加的有无是任意的，可以只添加1种，也可以添加2种以上。也就是说，选择元素的下限也可以为0%。
关于Nb、V
Nb、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，有助于韧性的提高。
（Nb：0.005～0.10%）
为得到上述的复合碳化物、复合氮化物等，优选将该Nb浓度规定为0.005%以上，更优选规定为0.008%以上。可是，即使该Nb浓度超过0.10%地大量含有，这样的母材组织的细粒化的效果也达到饱和，制造成本提高。因此，作为Nb浓度的上限规定为0.10%，优选为0.09%，更优选为0.08%。
（V：0.01～0.10%）
为了得到上述的复合碳化物、复合氮化物等，优选将该V浓度规定为0.01%以上。可是，即使该V浓度超过0.10%地大量含有，其效果也达到饱和，制造成本提高。因此，将0.10%作为V浓度的上限。
关于Cu、Ni、Cr、Mo、B
Cu、Ni、Cr、Mo、B提高强度，提高钢的淬透性。
（Cu：0.1～2%）
Cu有助于铁素体的析出强化及疲劳强度的提高，另外为了确保钢板的强度，能够根据需要含有，为了得到此效果，优选添加0.1%以上。可是，该Cu的大量含有反而使强度-延展性的平衡劣化。因此，作为上限为2%，优选为1.8%，更优选为1.5%。
（Ni：0.05～1%）
Ni为了能够进行铁素体的固溶强化，另外确保钢板的强度，能够根据需要含有，为了得到此效果，优选添加0.05%以上。可是，该Ni的大量含有反而使强度-延展性的平衡劣化。因此，将1%作为上限。
（Cr：0.01～1.0%）
Cr为了进一步确保钢板的强度，能够根据需要含有，为了得到此效果，优选添加0.01%以上。可是，该Cr的大量含有反而使强度-延展性的平衡劣化。因此，将1.0%作为上限。
（Mo：0.01～0.4%）
Mo为了进一步确保钢板的强度，能够根据需要含有，为了得到这些效果，优选添加0.01%以上，更优选添加0.05%以上。可是，该Mo的大量含有反而使强度-延展性的平衡劣化。因此，作为上限规定为0.4%，优选为0.3%，更优选为0.2%。
（B：0.0003～0.005%）
B为了进一步强化晶界，提高加工性，能够根据需要含有，为了得到这些效果，优选添加0.0003%以上，更优选添加0.0005%以上。可是，即使超过0.005%地大量含有此B，其效果也达到饱和，反而损害钢的纯净性，使延展性劣化。因此，将0.005%作为上限。
关于Zr
Zr通过控制硫化物的形态，强化晶界，提高加工性，因此可根据需要含有。
（Zr：0.001～0.01%）
Zr为了得到使上述的硫化物球状化而改善母材韧性的效果，优选添加0.001%以上。可是，该Zr的大量含有反而损害钢的纯净性，使延展性劣化。因此，作为上限规定为0.01%，优选为0.009%，更优选为0.008%。
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。这里所说的所谓钢板，意味着是经过热轧或进一步冷轧而得到的轧制后的钢板。此外，从多种观点出发规定本实施方式的高强度钢板中的夹杂物的存在条件。
为了得到延伸凸缘性和弯曲加工性优良的钢板，重要的是在钢板中尽量减低容易成为发生裂纹的起点或传播裂纹的路径的延伸的粗大的MnS系夹杂物。
因此，本发明人如上所述，获得了如下的见解：在添加了Si后，用Al脱氧，然后通过添加Ce、La、Nd、Pr中的至少1种进行脱氧，再用Ca进行脱氧的钢板中，在按质量基准计，得到了上述的（Ce+La+Nd+Pr）/酸可溶性Al比，且得到（Ce+La+Nd+Pr）/S比的情况下，通过复合脱氧使钢水中的氧势急剧下降，同时还原通过Al脱氧而生成的Al2O3，且割断要粗大化的Al2O3簇，因而与几乎不用Al脱氧而制造的钢板同样，延伸凸缘性和弯曲加工性优良。
此外，还一并获得了如下的见解：通过生成利用添加Ce、La、Nd、Pr的脱氧及后续的添加Ca，虽含有若干Al2O3，但占大部分的生成的微细且硬质的[REM]-[Ca]-[O、S]的第1夹杂物相和[Mn、Si、Ti、Al]-[REM]-[Ca]-[O、S]的第2夹杂物相的包含不同的第1和第2夹杂物相的复合夹杂物，在轧制时也难以发生该析出的MnS等的变形，因此钢板中延伸的粗大的MnS显著减少。
于是，得知在按质量基准计，得到上述的（Ce+La+Nd+Pr）/酸可溶性Al比，且得到（Ce+La+Nd+Pr）/S比时，当量圆直径2μm以下的微细的夹杂物个数密度急增，该微细的夹杂物分散在钢中。
该微细的夹杂物难以凝集，因此其形状大部分为球状或纺锤状。此外，如果用长径/短径（以后有时记载为“延伸比例”）表示，则为3以下，优选为2以下。在本发明中将这些夹杂物称为球形夹杂物。
在实验方面，通过采用扫描式电子显微镜（SEM）等的观察是容易鉴定的，并着眼于当量圆直径5以下的夹杂物的个数密度。顺便说一下，当量圆直径的下限值没有特别的规定，但作为能够用数字计算的尺寸，适合以0.5μm左右以上的夹杂物为对象。这里，所谓当量圆直径，定义为根据断面观察的夹杂物的长径和短径，以（长径×短径）0.5求出的值。
这些5μm以下的微细的夹杂物之所以分散而微细化，可以认为是因为：由Al脱氧和含有Ce、La、Nd、Pr中的至少1种的成分的调整导致的钢水的氧势的下降；在含有Ce、La、Nd、Pr中的至少1种的氧化物及/或硫氧化物中形成含有Ti、Si、Al、Ca中的至少1种的夹杂物相，进而Ca全部存在于各夹杂物相中，从而难以发生复合夹杂物的凝集；以及因复合夹杂物的硬度提高而微细化。由此，推测出对延伸凸缘成形等时产生的应力集中进行缓和的机构发挥作用，具有急剧提高扩孔性的效果，其结果是，在反复变形时或扩孔加工时，这些复合夹杂物难以成为发生裂纹的起点或传播裂纹的路径，反而因微细而有助于应力集中的缓和，从而带来延伸凸缘性及耐弯曲加工性等的提高。
另一方面，本发明人对能否在钢板中减低容易成为发生裂纹的起点或传播裂纹的路径的延伸的粗大的MnS系夹杂物进行了调查。
本发明人通过实验获得了如下的见解：如果当量圆直径低于1μm，即使是延伸的MnS作为发生裂纹的起点也无害，也不使延伸凸缘性或弯曲加工性劣化，此外，当量圆直径1μm以上的夹杂物容易利用扫描式电子显微镜（SEM）等进行观察，所以以钢板中的当量圆直径0.5μm以上的夹杂物为对象，调查其形态及组成，评价延伸的MnS的分布状态。
再有，MnS的当量圆直径的上限没有特别的限定，但现实中有时可观察到1mm左右的MnS。
关于延伸夹杂物的个数比例，采用SEM对随机选择的当量圆直径1μm以上的多个（例如50个左右）的夹杂物进行组成分析，同时从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）超过3的夹杂物，通过用检测出的上述延伸夹杂物的个数除以调查的总夹杂物个数（如果按上述例子所说为50个），能够求出上述延伸夹杂物的个数比例。另一方面，所谓球形夹杂物，可定义为长径/短径（延伸比例）为3以下的夹杂物。
将该延伸比例规定为超过3的理由，是因为不添加Ce、La、Nd、Pr中的至少1种的比较钢板中的延伸比例超过3的夹杂物大部分为MnS。再有，MnS的延伸比例的上限没有特别的限定，但现实中有时也如图4所示那样，可观察到延伸比例50左右的MnS。
结果判明：在以延伸比例3以下的延伸夹杂物的个数比例为50%以上的方式进行了形态控制的钢板中，延伸凸缘性和弯曲加工性得以提高。也就是说，如果延伸比例3以下的延伸夹杂物的个数比例低于50%，则以容易成为发生裂纹的起点的MnS的个数比例过于增多，延伸凸缘性和弯曲加工性下降。因此，在本发明中，将延伸比例3以下的延伸夹杂物的个数比例规定为50%以上。
此外，延伸的MnS系夹杂物等越少，延伸凸缘性或弯曲加工性越好，所以该延伸比例超过3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1μm以上的夹杂物、且延伸比例超过3的延伸夹杂物的个数比例的下限值为0%，意味着虽为当量圆直径1μm以上的夹杂物，但不存在延伸比例超过3的延伸夹杂物的情况，或是即便是延伸比例超过3的延伸夹杂物，当量圆直径也都低于1μm的情况。
此外，确认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，由此可以认为是延伸凸缘性和弯曲加工性飞跃地提高的主要原因。
此外，在以（Ce+La+Nd+Pr）/S质量比为0.2～10、延伸比例3以下的延伸夹杂物的个数比例为50%以上的方式进行了形态控制的钢板中，与此相对应，由第1夹杂物相和第2夹杂物相的包含不同的第1和第2夹杂物相的复合夹杂物构成，形成具有0.5～5μm的当量圆直径的复合的1种球状夹杂物。
再有，TiN有时在微细且硬质的Ce氧化物、La氧化物、铈硫氧化物、镧硫氧化物上，与MnS系夹杂物一同复合析出。但是，如前所述，确认TiN几乎不对延伸凸缘性和弯曲加工性产生影响，所以TiN不作为本实施方式的高强度钢板的MnS系夹杂物的对象。
接着，作为上述本实施方式的高强度钢板中的夹杂物的存在条件，按夹杂物每单位体积的个数密度进行规定。
关于夹杂物的粒径分布，通过采用速率法的电解面的SEM评价进行了实施。所谓利用速率法的电解面的SEM评价，是在将试样片的表面研磨后，进行采用速率法的电解，通过直接SEM观察试样表面，评价夹杂物的尺寸或个数密度。再有，所谓速率法，是采用10%乙酰丙酮-1%四甲基氯化铵-甲醇电解试样表面，提取夹杂物的方法，但作为电解量，在试样表面的每1cm2面积给与1C（库仑）的条件下进行电解。对这样电解的表面的SEM图像进行图像处理，求出相对于当量圆直径的频度（个数）分布。通过从该粒径的频度分布算出平均当量圆直径，同时通过用频度除以从观察的视场的面积和电解量求出的深度，由此算出夹杂物每单位体积的个数密度。此外，还算出了个数的比例。
于是，为了弄清楚对抑制MnS系夹杂物延伸有效的组成，对由第1夹杂物相和第2夹杂物相的包含不同的第1和第2夹杂物相的复合夹杂物构成的，且具有0.5～5μm的当量圆直径的复合的1种球状夹杂物的组成进行了分析。
但是，如果该夹杂物的当量圆直径为0.5μm以上则容易观察，所以为了方便起见，以当量圆直径0.5μm以上作为对象。但是，只要能观察，也可以包含当量圆直径低于0.5μm的夹杂物。
结果判明：如果在当量圆直径0.5μm以上，且延伸比例3以下的夹杂物中，按平均组成计合计含有0.5～95%的Ce、La、Nd、Pr中的至少1种，则延伸凸缘性和弯曲加工性得以提高。
另一方面，如果当量圆直径为0.5以上、且延伸比例为3以下的夹杂物中的Ce、La、Nd、Pr中的至少1种的合计的平均含有率低于0.5质量%，则第1夹杂物相和第2夹杂物相的包含不同的第1和第2夹杂物相的复合夹杂物的个数比例较大地减小，因此与此相对应，容易成为发生裂纹的起点的MnS系延伸夹杂物的个数比例过于增多，延伸凸缘性和弯曲加工性下降。
另一方面，如果当量圆直径为0.5以上、且延伸比例为3以下的夹杂物中的Ce、La、Nd、Pr中的至少1种的合计的平均含有率超过95%，则铈硫氧化物、镧硫氧化物、钕硫氧化物、镨硫氧化物中的至少1种大量生成，成为当量圆直径50μm左右以上的粗大的夹杂物，因而使延伸凸缘性或弯曲加工性劣化。
接着，对钢板的组织进行说明。
在本实施方式的高强度钢板中，通过使微细的MnS系夹杂物在铸锭中析出，进而作为在轧制时不接受变形的、难以成为发生裂纹的起点的微细球状夹杂物使其分散在钢板中，可提高延伸凸缘性和弯曲加工性，钢板的显微组织没有特别的限定。
钢板的显微组织没有特别的限定，但也可以是形成以贝氏体铁素体为主相的组织的钢板，以铁素体相为主相、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种组织。
此外，通过在热轧前进行1250℃左右的充分加热，使铸造时生成的碳化物、氮化物、碳氮化物一度固溶，使钢中的酸可溶性Ti提高，然后，通过固溶Ti或Ti的碳氮化物的效果能够使晶粒微细化，由此能够使钢板组织中的晶体粒径微细化至10μm以下。
所以，无论哪种组织，由于能够将晶体粒径微细化至10μm以下，所以能够提高扩孔性和弯曲加工性，因此是优选的。如果平均粒径超过10μm，则延展性及弯曲加工性的提高减小。为提高扩孔性和弯曲加工性，更优选为8μm。但是，一般地说，在行走部件等需要得到优良的延伸凸缘性的情况下，虽然延展性稍次，但优选的是铁素体或贝氏体相以面积比计为最大的相。
接着，对钢板的制造条件进行说明。
在本实施方式的高强度钢板的钢水的熔炼方法中，在通过用转炉吹炼进行了脱碳或再采用真空脱气装置进行了脱碳的钢水中，添加C、Si、Mn等的合金并搅拌，进行脱氧和成分调整。
此外，关于S，如前所述，也可以不在精炼工序进行脱硫，因此可省略脱硫工序。但是，在为了熔炼S≤20ppm左右的极低硫钢而需要通过二次精炼进行钢水脱硫时，也可以进行脱硫，实施成分调整。
在上述的Si添加后，在经过3分钟左右后，通过添加Al进行Al脱氧，为使Al2O3上浮分离，优选确保大约3分钟左右的上浮时间。Ti的添加在Al脱氧后进行。
然后，添加Ce、La、Nd、Pr中的至少1种，以按质量基准计，70≥100×（Ce+La+Nd+Pr）/酸可溶性Al≥2、且（Ce+La+Nd+Pr）/S为0.2～10的方式进行成分调整。
顺便说一下，在添加选择元素时，在添加Ce、La、Nd、Pr中的至少1种之前进行，在充分搅拌，根据需要进行了选择元素的成分调整后，进行Ce、La、Nd、Pr中的至少1种的添加。
然后，充分搅拌，进行Ca的添加。通过连续铸造这样熔炼的钢水，从而制作出铸锭。
关于连续铸造，不仅适用于通常的厚250mm左右的板坯连续铸造，而且对于大型方坯或中小型方坯以及板坯连续铸造机的铸模厚度比通常薄的例如150mm以下的薄板坯的连续铸造也非常适用。
下面对制造高强度热轧钢板的热轧条件进行论述。
热轧前的板坯的加热温度需要一度使钢中的碳氮化物等固溶，因此规定为超过1200℃是重要的。
通过使这些碳氮化物固溶，在轧制后的冷却过程中可得到对于提高延展性优选的铁素体相。另一方面，如果热轧前的板坯的加热温度超过1250℃，则板坯表面的氧化变得显著，特别是起因于晶界被选择性地酸化的楔状的表面缺陷在除鳞后残留，其损害轧制后的表面品质，所以优选将上限规定为1250℃。
在加热到上述温度范围后，进行通常的热轧，但在该工序中精轧终止温度在进行钢板的组织控制时是重要的。在精轧终止温度低于Ar3点+30℃时，表层部的晶体粒径容易变得粗大，在弯曲加工性上是不优选的。另一方面，在超过Ar3点+200℃时，轧制终止后的奥氏体粒径变得粗大，难以控制冷却中生成的相的构成及分数，因此优选将上限规定为Ar3点+200℃。
此外，在将精轧后的钢板的平均冷却速度规定为10～100℃/秒，将450～650℃的范围作为卷取温度时，精轧后以大约5℃/秒的速度空冷保持到680℃，然后以30℃/秒以上的冷却速度进行冷却，在将400℃以下作为卷取温度时，根据作为目标的组织构成而进行选择。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，能够得到具有多角铁素体、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数的钢板，在后者的轧制条件下，能够得到延展性优良的具有大量的多角铁素体相和马氏体相的复合组织的DP钢板。
在上述的平均冷却速度低于10℃/秒时，容易生成对于延伸凸缘性不优选的珠光体，因此不优选。另一方面，在组织控制上冷却速度不需要设定上限，过于快的冷却速度有使钢板的冷却不均匀的可能性，此外可进行这样冷却的设备的制造需要超额的费用，认为这样一来招致钢板价格上升。从这样的观点出发，优选将冷却速度的上限规定为100℃/秒。
本实施方式的高强度钢板可通过对热轧、卷取后经过酸洗、光整冷轧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，形成最终的冷轧钢板。
此外，本实施方式的高强度钢板当然也可以作为电镀用钢板使用。即使实施电镀，本实施方式的高强度钢板的机械特性也无任何变化。
实施例
（实施例1）
以下，与比较例一同对本发明的实施例进行说明。
经由转炉、RH工序，熔炼具有表1、表2所示的化学成分的钢水。此时，在不经过二次精炼中的钢水脱硫工序时，将S规定为0.003～0.011质量%。此外，在进行钢水脱硫时规定为S≤20ppm。
通过添加Si，在如表1、表2所示进行了成分调整后，在经过3分钟～5分钟左右后，添加Al进行Al脱氧，为了使Al2O3上浮分离，确保3分钟～6分钟左右的上浮时间。
然后，根据实验的装料添加Ce、La、Nd、Pr中的至少1种，以按质量基准计，70≥100×（Ce+La+Nd+Pr）/酸可溶性Al≥2、且（Ce+La+Nd+Pr）/S为0.2～10的方式进行了成分调整。
根据添加选择元素的实验的装料，在添加Ce、La、Nd、Pr中的至少1种之前进行，然后充分搅拌，在根据需要进行了选择元素的成分调整后，添加Ce、La、Nd、Pr中的至少1种。然后，充分搅袢，进行Ca的添加。连续铸造这样熔炼的钢水，从而制作出铸锭。
连续铸造采用通常的厚250mm左右的板坯连续铸造机。
对于连续铸造的铸锭，在表3所示的热轧条件下加热至超过1200℃且在1250℃以下的范围。
然后，在粗轧后进行精轧。将精轧的终止温度规定为Ar3点+30℃以上且Ar3点+200℃以下。这里，Ar3点的算出采用由通常的成分导出的公式。
精轧后的钢板的平均冷却速度为10～100℃/秒。此外，根据实验的装料，在按450～650℃的范围规定卷取温度时，在精轧后以大约5℃/秒的速度空冷保持到680℃，然后以30℃/秒以上的冷却速度进行冷却。
通过该冷却，可得到具有多角铁素体、贝氏体铁素体及贝氏体相中的一种或二种以上的组织的钢板。
另一方面，根据实验的装料，能够得到在400℃以下卷取的、具有多角铁素体相和马氏体相的复合组织的DP钢板。
在得到高强度冷轧钢板时，在热轧、卷取后，经过酸洗、光整冷轧等工序，对热轧钢板进行冷轧，进行连续退火，从而形成冷轧钢板。另外，在得到镀覆用钢板时，通过电镀或热浸镀锌生产线形成镀覆用钢板。
板坯的化学成分见表1、表2。
此外，表3中示出了热轧的条件。由此，得到了厚3.2mm的热轧板。
在该表1、表2中，关于钢号码（以下称为钢号）A1、A3、A5、A7、A9、A11、A13、A15、A17、A19、A21、A23、A25、A27、A29、A31、A33、A35、A37，按本发明的高强度钢板的范围内的组成构成，关于钢号A2、A4、A6、A8、A10、A12、A14、A16、A18、A20、A22、A24、A26、A28、A30、A32、A34、A36、A38，作为使按质量基准计的（Ce+La+Nd+Pr）/酸可溶性Al比、（Ce+La+Nd+Pr）/S比、S、T．O、Ca、Ce+La+Nd+Pr浓度脱离本发明的高强度钢板的范围的板坯构成。
顺便说一下，在该表1、表2中，为了能够分别在钢号A1与钢号A2、钢号A3与钢号A4、钢号A5与钢号A6、钢号A7与钢号A8、钢号A9与钢号A10、钢号A11与钢号A12、钢号A13与钢号A14、钢号A15与钢号A16、钢号A17与钢号A18、钢号A19与钢号A20、钢号A21与钢号A22、钢号A23与钢号A24、钢号A25与钢号A26、钢号A27与钢号A28、钢号A29与钢号A30、钢号A31与钢号A32、钢号A33与钢号A34、钢号A35与钢号A36、钢号A37与钢号A38之间进行比较，在相互以大致相同的组成构成后，使Ce+La等相互不同。
此外，在表3中，作为条件A，规定：加热温度为1250℃、精轧终止温度为845℃、精轧后的冷却速度为75℃/秒、卷取温度为450℃。作为条件B，规定：加热温度为1250℃、精轧终止温度为860℃、精轧后以大约5℃/秒空冷保持到680℃、然后冷却速度为30℃/秒以上、卷取温度为400℃。作为条件C，规定：加热温度为1250℃、精轧终止温度为825℃、精轧后的冷却速度为45℃/秒、卷取温度为450℃。
通过对钢号A1和钢号A2采用条件B，此外对钢号A3和钢号A4采用条件B，对钢号A5和钢号A6采用条件A，另外对钢号A7和钢号A8采用条件A，对钢号A9和钢号A10采用条件A，此外对钢号A11和钢号A12采用条件C，对钢号A13和钢号A14采用条件B，能够在同一制造条件下对化学组成的影响进行比较。
调查了这样得到的钢板的基本特性的强度（MPa）、延展性（%）、延伸凸缘性（λ%）及作为弯曲加工性的极限弯曲半径（mm）。
此外，作为钢板中的延伸夹杂物的存在状态，通过光学显微镜观察或SEM观察，全部以1μm左右以上的夹杂物为对象，对2μm以下的夹杂物的面积个数密度、延伸比例3以下的夹杂物，调查了个数比例、体积个数密度、平均当量圆直径（这里，平均为算术平均，以下同样）。
另外，作为钢板中的不延伸的夹杂物的存在状态，全部以1μm左右以上的夹杂物为对象，对由含有Ce、La、Nd、Pr中的至少1种、且含有Ca、并且含有O、S中的至少1种的第1组夹杂物相和进而含有Mn、Si、Al中的至少1种的第2组夹杂物相的包含不同成分的夹杂物相在2种以上的夹杂物相构成这种形态的复合夹杂物的个数比例及体积个数密度、和延伸比例3以下的夹杂物中的Ce、La、Nd、Pr中的至少1种的合计含量的平均值进行了调查。
再有，之所以将1μm左右以上的夹杂物为对象，是因为除了观察容易以外，低于1μm左右的夹杂物对延伸凸缘性或弯曲加工性的劣化没有影响。
其结果按钢与轧制条件的每个组合示于表4中。
强度和延展性是通过对从钢板上与轧制方向平行地采集的JIS5号试验片进行拉伸试验而求出的。关于延伸凸缘性，用60°的圆锥冲头在150mm×l50mm的钢板的中央冲扩开口直径10mm的冲孔，测定产生贯通板厚的裂纹时的孔径D（mm），用按扩孔值λ=（D－10）/10求出的λ进行评价。关于用作表示弯曲加工性的指标的极限弯曲半径（mm），通过采集弯曲试验片，用具备凹模（die）和冲头（punch）的模进行V弯曲试验来求出。作为凹模，采用断面有V字形凹部、开度角度60°的凹模。作为冲头，采用具有适合凹模凹部的凸部的冲头。准备按0.5mm单位使冲头顶端部的尖部的弯曲半径变化的冲头，进行弯曲试验，求出在被试验片的弯曲部发生裂纹的极限小的冲头顶端部的尖的曲率半径，作为极限弯曲半径对其进行评价。
再有，试验片是按相同规格规定的1号试验片，采用平行部为25mm、曲率半径R为100mm、原板（热轧板）的两面被同等地磨削的厚3.0mm的试验片。
另外，关于夹杂物，进行SEM观察，对50个随机选择的当量圆直径1μm以上的夹杂物测定长径和短径。另外，采用SEM的定量分析功能，对50个随机选择的当量圆直径1μm以上的夹杂物实施组成分析。采用分析结果，求出延伸比例3以下的夹杂物的个数比例、延伸比例3以下的夹杂物的平均当量圆直径、复合夹杂物的个数比例以及延伸比例3以下的夹杂物中的Ce、La、Nd、Pr中的至少1种的合计平均值。此外，采用速率法通过电解面的SEM评价算出了夹杂物的形态不同的体积个数密度。
如表3明示，在采用本发明方法的钢号A1、A3、A5、A7、A9、A11、A13等奇数钢号中，通过生成本发明规定的复合夹杂物，能够在钢板中减低延伸的MnS系夹杂物。也就是说，具有钢板中存在的具有0.5～5μm的当量圆直径的微细球状复合夹杂物，关于该复合夹杂物的成分组成，由本发明规定的第1组[Ce、La、Nd、Pr]-Ca-[O、S]的夹杂物相和所述第2组[Ce、La、Nd、Pr]-Ca-[O-S]-[Mn、Si、Al]的夹杂物相内的含有不同成分的夹杂物相在两个以上的夹杂物相构成。而且，这些具有0.5～5μm的当量圆直径的复合的1种球状夹杂物的个数比例为具有0.5～5μm的当量圆直径的总夹杂物个数的30%以上，钢板中存在的当量圆直径1μm以上的夹杂物，且长径/短径为3以下的延伸夹杂物的个数比例是当量圆直径为1μm以上的总夹杂物个数的50%以上，能够将夹杂物中的Ce、La、Nd、Pr中的至少1种的合计的平均含有率规定为0.5%～95%。再有，无论在哪种钢板的组织中，平均晶体粒径都为1～8μm，本发明和比较例为大致相同的平均晶体粒径。
其结果是，与比较钢相比，在作为本发明钢的钢号A1、A3、A5、A7、A9、A11、A13等奇数钢号中，能够得到延伸凸缘性和弯曲加工性优良的钢板。可是，在比较钢（钢号A2、A4、A6、A8、A10、A12、A14等偶数钢号）中，平均晶体粒径都超过l0μm，为几乎不含Ce、La、Nd、Pr的长径/短径为3以上的延伸夹杂物，即延伸的MnS系夹杂物，夹杂物的分布状态与本发明规定的分布状态也不同，因此在钢板加工时延伸的MnS系夹杂物成为发生裂纹的起点，延伸凸缘性和弯曲加工性下降。
表5和表6中就变更Ca和Ce、La、Nd、Pr中的至少1种的添加顺序时的夹杂物组成和扩孔率，示出了本发明A20和比较例A20的比较结果。在本发明A20中，在添加了Ce、La、Nd、Pr内的Ce后添加Ca，但比较例A20与此相反，在添加了Ca后添加Ce，在此种情况下，夹杂物成为含有Ce的氧化物或硫氧化物和MnS在CaS中析出的夹杂物，夹杂物的组成与由本发明规定的含有不同成分的夹杂物相在两个以上的夹杂物相构成的夹杂物不同，夹杂物的伸延比例也大，扩孔率也比本申请的发明例下降。
表7和表8中就在Ce、La两种的添加后不添加Ca时的比较例A21的夹杂物组成和扩孔率，示出了与本发明A21（在Ce、La两种的添加后添加Ca）比较的结果。在Ce、La的两种添加后不添加Ca的情况下，在采用连续铸造设备的铸造中堵塞浸渍水口，不能够完全铸造浇包内的全部钢水，下一浇包也不能铸造，发生生产故障。此外，其中对能够铸造到中途的板坯进行热轧以后的处理而得到了制品，但该制品中的夹杂物为在含有Ce、La两种的氧化物或硫氧化物上MnS析出的夹杂物，夹杂物的组成与本申请的由含有不同成分的夹杂物相在两个以上的夹杂物相构成的夹杂物不同，夹杂物的伸延比例也大，扩孔率也比本发明A21下降。
（实施例2）
以下，与比较例一同对本发明的实施例进行说明。
经由转炉、RH工序，熔炼具有表9、表10所示的化学成分的钢水。此时，在不通过二次精炼中的钢水脱硫工序时，S为0.003～0.011质量%。此外，在进行钢水脱硫时为S≤20ppm。
通过添加Si，在如表9、表10所示进行了成分调整后，在经过3分钟～5分钟左右后，添加Al进行Al脱氧，为了使Al2O3上浮分离，确保3分钟～6分钟左右的上浮时间。然后，添加Ti。
然后，根据实验的装料添加Ce、La、Nd、Pr中的至少1种，以按质量基准计，70≥100×（Ce+La+Nd+Pr）/酸可溶性Al≥2、且（Ce+La+Nd+Pr）/S为0.2～10的方式进行成分调整。
根据添加选择元素的实验的装料，在添加Ce、La、Nd、Pr中的至少1种之前进行选择元素的添加，充分搅拌，在根据需要进行了选择元素的成分调整后，添加Ce、La、Nd、Pr中的至少1种。
然后，充分搅袢，添加Ca。通过连续铸造这样熔炼的钢水，从而制作出铸锭。连续铸造采用通常的厚250mm左右的板坯连续铸造机。连续铸造的铸锭在表11所示的热轧条件下，加热至超过1200℃且在1250℃以下的范围。然后，经过粗轧后进行精轧。将精轧的终止温度规定为Ar3点+30℃以上且在Ar3点+200℃以下。这里，Ar3点的算出采用从通常的成分导出的公式。
精轧后的钢板的平均冷却速度为10～100℃/秒。此外，根据实验的装料，在按450～650℃的范围规定卷取温度的情况下，在精轧后以大约5℃/秒的速度空冷保持到680℃，然后以30℃/秒以上的冷却速度进行冷却。
通过该冷却，可得到具有多角铁素体、贝氏体铁素体及贝氏体中的一种或二种以上的组织的钢板。
另一方面，根据实验的装料，能够得到在400℃以下卷取的、具有多角铁素体相和马氏体相的复合组织的DP钢板。
在得到高强度冷轧钢板时，在热轧、卷取后，经过酸洗、光整冷轧等工序，对热轧钢板进行冷轧，进行连续退火，从而形成冷轧钢板。另外，在得到镀覆用钢板时，通过电镀或热浸镀锌生产线形成镀覆用钢板。
按表11所示的条件，对具有表9及表10所示的化学成分的板坯进行热轧，便得到3.2mm厚的热轧板。
在表9及表10中，关于钢号码（以下称为钢号）B1、B3、B5、B7、B9、B11、B13、B15、B17、B19、B21、B23，由本发明的高强度钢板的范围内的组成构成，钢号B2、B4、B6、B8、B10、B12、B14、B16、B18、B20、B22、B24作为使按质量基准计的（Ce+La+Nd+Pr）/酸可溶性Al比、（Ce+La+Nd+Pr）/S比、S、T．O、Ca、Ce+La+Nd+Pr浓度脱离本发明的高强度钢板的范围的板坯构成。
顺便说一下，在该表9中，为了能够在钢号B1与钢号B2、钢号B3与钢号B4、钢号B5与钢号B6、钢号B7与钢号B8、钢号B9与钢号B10、钢号B11与钢号B12、钢号B13与钢号B14、钢号B15与钢号B16、钢号B17与钢号B18、钢号B19与钢号B20、钢号B21与钢号B22、钢号B23与钢号B24之间分别进行比较，在以相互大致相同的组成构成后，使Ce+La等相互不同。
此外，在该表10中，作为条件D，规定：加热温度为1250℃、精轧终止温度为845℃、精轧后的冷却速度为75℃/秒、卷取温度为450℃。作为条件E，规定：加热温度为1250℃、精轧终止温度为860℃、精轧后以大约5℃/秒空冷保持到680℃、然后冷却速度为30℃/秒以上、卷取温度为400℃。作为条件F，规定：加热温度为1250℃、精轧终止温度为825℃、精轧后的冷却速度为45℃/秒、卷取温度为450℃。
通过对钢号B1和钢号B2采用条件D，此外对钢号B3和钢号B4及钢号B5和钢号B6采用条件E，对钢号B7～钢号B10采用条件F，另外对钢号B11～钢号B14采用条件D，对钢号B15和钢号B16采用条件E，此外对钢号B17和钢号B18采用条件F，对钢号B19和钢号B20采用条件D，对钢号B21和钢号B22采用条件E，对钢号B23和钢号B24采用条件F，能够在同一制造条件下对化学组成的影响进行比较。
调查了这样得到的钢板的基本特性的强度（MPa）、延展性（%）、延伸凸缘性（λ%）及作为弯曲加工性的极限弯曲半径（mm）。
此外，作为钢板中的延伸夹杂物的存在状态，通过光学显微镜观察或SEM观察，全部以0.5μm左右以上的夹杂物为对象，对夹杂物的面积个数密度、延伸比例3以下的夹杂物，调查了个数比例、组成、当量圆直径。
另外，作为钢板中的不延伸的夹杂物的存在状态，全部以0.5μm左右以上的夹杂物为对象，对由含有Ce、La、Nd、Pr中的至少1种、且含有Ca、并且含有O、S中的至少1种的第1夹杂物相和进而含有Mn、Si、Ti、Al中的至少1种的第2夹杂物相的包含不同的第1和第2夹杂物相的复合夹杂物构成的球状夹杂物的个数比例、延伸比例3以下的夹杂物的个数比例、Ce、La、Nd、Pr的组成进行了调查。再有，之所以将0.5μm左右以上的夹杂物作为对象，是因为除了容易观察以外，低于0.5μm左右的夹杂物对延伸凸缘性或弯曲加工性的劣化没有影响。
其结果按钢和轧制条件的每个组合示于表12中。
强度和延展性是通过对从钢板上与轧制方向平行地采集的JIS5号试验片进行拉伸试验而求出的。关于延伸凸缘性，用60°的圆锥冲头在150mm×l50mm的钢板的中央冲扩开口直径10mm的冲孔，测定产生贯通板厚的裂纹时的孔径D（mm），用按扩孔值λ=（D－10）/10求出的λ进行评价。关于用作表示弯曲加工性的指标的极限弯曲半径（mm），通过采集弯曲试验片，用具备凹模和冲头的模进行V弯曲试验来求出。作为凹模，采用断面有V字形凹部、开度角度60°的凹模。作为冲头，采用具有适合凹模凹部的凸部的冲头。准备按0.5mm单位使冲头顶端部的尖部的弯曲半径变化的冲头，进行弯曲试验，求出在被试验片的弯曲部发生裂纹的极限小的冲头顶端部的尖的曲率半径，作为极限弯曲半径对其进行评价。
再有，试验片是按相同规格规定的1号试验片，采用平行部为25mm、曲率半径R为100mm、原板（热轧板）的两面被同等地磨削的厚3.0mm的试验片。
另外，关于夹杂物，进行SEM观察，对50个随机选择的当量圆直径1μm以上的夹杂物测定长径和短径。另外，采用SEM的定量分析功能，对50个随机选择的当量圆直径1μm以上的夹杂物实施组成分析。采用分析结果，求出延伸比例3以下的夹杂物的个数比例、Ce、La、Nd、Pr的组成分析、夹杂物中的Ce、La、Nd、Pr中的至少1种的合计平均值。
虽在表12中没有示出，但在采用本发明的方法的钢号B1、B3、B5、B7、B9、B11、B13、B15、B17、B19、B21、B23中，生成[REM]-[Ca]-[O、S]的第1夹杂物相和[Mn、Si、Ti、Al]-[REM]-[Ca]-[O、S]的第2夹杂物相的包含不同的第1和第2夹杂物相的复合夹杂物，能够在钢板中使延伸的MnS系夹杂物减低。
也就是说，这虽在表12中没有示出，但钢板中存在的当量圆直径2μm以下的夹杂物也存在，如表12明示，[REM]-[Ca]-[O、S]的第1夹杂物相和[Mn、Si、Ti、Al]-[REM]-[Ca]-[O、S]的第2夹杂物相的包含不同成分的夹杂物相的球形的复合夹杂物的个数比例为50%以上，其尺寸为0.5～5μm，钢板中存在的延伸比例3以下的夹杂物中的Ce、La、Nd、Pr中的至少1种的合计的平均含有率为0.5%～95%。当量圆直径1μm以上、且延伸比例3以下的延伸夹杂物的个数比例为50%以上，再有，无论在哪个钢板的组织中，平均晶体粒径都为2～10μm，在本发明中为10μm以下。
其结果是，与比较钢相比，在作为本发明钢的钢号B1、B3、B5、B7、B9、B11、B13、B15、B17、B19、B21、B23中，能够得到延伸凸缘性和弯曲加工性优良的钢板。
可是，在比较钢（钢号B2、B4、B6、B8、B10、B12、B14、B16、B18、B20、B22、B24）中，尽管平均晶体粒径均为10μm以下，但是在第1夹杂物相和第2夹杂物相的包含不同的第1和第2夹杂物相的球形的复合夹杂物中，0.5～5μm的小的复合夹杂物的个数比例明显地小，与本发明规定的复合夹杂物的分布状态不同，因此在钢板加工时延伸的MnS系夹杂物成为发生裂纹的起点，延伸凸缘性和弯曲加工性下降。
除此以外，表13和表14示出了对本发明的在添加La后添加Ca时（参照本发明钢号B25）和在添加Ca后添加La时（参照比较例钢号B26）进行比较的例子。在添加La后添加Ca时，5μm以下的球形夹杂物的个数比例增大，超过5μm的夹杂物密度减小，扩孔性得以提高。
此外，表15和表16中示出了本发明的在添加Ce后添加Ca时（参照钢号B27）和不进行Ca添加时（比较例钢号B28）的例子。在添加Ce后添加Ca时，确认5μm以下的球形夹杂物的个数比例增加，扩孔性提高。
再有，在表15、表16的钢号B28中，在连续铸造中浸渍水口在中途被堵塞，不能完全铸造浇包内全部钢水，后浇包也不能进行铸造，发生生产故障。此外，通过对其中能够铸造到中途的板坯进行热轧以后的处理而得到了制品。
产业上的可利用性
根据本发明，能够提供提高了延伸凸缘性和弯曲加工性的延伸凸缘性和弯曲加工性优良的高强度钢板及其钢水的熔炼方法。

Claims (24)

1.一种高强度钢板，其特征在于，所述钢板含有：
C：0.03～0.25质量%、
Si：0.1～2.0质量%、
Mn：0.5～3.0质量%、
P：0.05质量%以下、
T．O：0.0050质量%以下、
S：0.0001～0.01质量%、
N：0.0005～0.01质量%、
酸可溶性Al：超过0.01质量%、
Ca：0.0005～0.0050质量%、以及
Ce、La、Nd、Pr中的至少1种的合计：0.001～0.01质量%，
剩余部分由铁及不可避免的杂质构成；
并具有Ce的含量[Ce]、La的含量[La]、Nd的含量[Nd]、Pr的含量[Pr]、酸可溶性Al的含量[酸可溶性Al]以及S的含量[S]以质量基准计，满足
0.7<100×（[Ce]+[La]+[Nd]+[Pr]）/[酸可溶性Al]≤70、以及
0.2≤（[Ce]+[La]+[Nd]+[Pr]）/[S]≤10的化学成分；
所述钢板含有复合夹杂物，所述复合夹杂物具有：第1夹杂物相，其含有Ce、La、Nd、Pr中的至少1种，且含有Ca，并且含有O、S中的至少1种；以及第2夹杂物相，其为与所述第1夹杂物相不同的成分，含有Mn、Si、Al中的至少1种；
所述复合夹杂物形成具有0.5～5μm的当量圆直径的复合的球状夹杂物；
所述球状夹杂物的个数比例为具有0.5～5μm的当量圆直径的总夹杂物个数的30%以上。
2.根据权利要求1所述的高强度钢板，其特征在于：所述球状夹杂物是当量圆直径为1μm以上的夹杂物，且长径/短径为3以下的延伸夹杂物的个数比例是当量圆直径为1μm以上的总夹杂物个数的50%以上。
3.根据权利要求1所述的高强度钢板，其特征在于：所述球状夹杂物中按平均组成计合计含有0.5～95质量%的Ce、La、Nd、Pr中的至少1种。
4.根据权利要求1所述的高强度钢板，其特征在于：所述钢板的组织中的晶体的平均粒径为10μm以下。
5.根据权利要求1～4中任一项所述的高强度钢板，其特征在于：其进一步含有Nb：0.01～0.10质量%及V：0.01～0.10质量%中的至少1种。
6.根据权利要求1～4中任一项所述的高强度钢板，其特征在于：其进一步含有Cu：0.1～2质量%、Ni：0.05～1质量%、Cr：0.01～1质量%、Mo：0.01～0.4质量%及B：0.0003～0.005质量%中的至少1种。
7.根据权利要求1～4中任一项所述的高强度钢板，其特征在于：其进一步含有Zr：0.001～0.01质量%。
8.根据权利要求1～4中任一项所述的高强度钢板，其特征在于：其进一步含有Nb：0.01～0.10质量%、V：0.01～0.10质量%、Cu：0.1～2质量%、Ni：0.05～1质量%、Cr：0.01～1质量%、Mo：0.01～0.4质量%、B：0.0003～0.005质量%及Zr：0.001～0.01质量%中的至少1种。
9.一种权利要求1～4中任一项所述的高强度钢板用钢水的熔炼方法，其特征在于：
在炼钢中的精炼工序中，具有以下工序：
第1工序，将P处理至0.05质量%以下、将S处理至0.0001质量%以上，且进行添加或调整，以便使C为0.03～0.25质量%、Si为0.1～2.0质量%、Mn为0.5～3.0质量%、N为0.0005～0.01质量%，从而得到第1钢水；
第2工序，相对于所述第1钢水，添加以酸可溶性Al计超过0.01质量%的Al，以便使T．O达到0.0050质量%以下，从而得到第2钢水；
第3工序，在所述第2钢水中添加Ce、La、Nd、Pr中的至少1种，以便使Ce的含量[Ce]、La的含量[La]、Nd的含量[Nd]、Pr的含量[Pr]、酸可溶性Al的含量[酸可溶性Al]及S的含量[S]以质量基准计，满足
0.7＜100×（[Ce]+[La]+[Nd]+[Pr]）/[酸可溶性Al]≤70、
0.2≤（[Ce]+[La]+[Nd]+[Pr]）/[S]≤10、以及
0.001≤[Ce]+[La]+[Nd]+[Pr]≤0.01，
从而得到第3钢水；以及
第4工序，在所述第3钢水中添加或调整Ca，以便使Ca为0.0005～0.0050质量%，从而得到第4钢水。
10.根据权利要求9所述的高强度钢板用钢水的熔炼方法，其特征在于：在所述第3工序中，在向所述第2钢水中添加Ce、La、Nd、Pr中的至少1种之前，在所述第2钢水中添加Nb及V中的至少1种，从而使所述第2钢水进一步含有0.01～0.10质量%的Nb及0.01～0.10质量%的V中的至少1种。
11.根据权利要求9所述的高强度钢板用钢水的熔炼方法，其特征在于：在所述第3工序中，在向所述第2钢水中添加Ce、La、Nd、Pr中的至少1种之前，在所述第2钢水中添加Cu、Ni、Cr、Mo、B中的至少1种，从而使所述第2钢水进一步含有0.1～2质量%的Cu、0.05～1质量%的Ni、0.01～1质量%的Cr、0.01～0.4质量%的Mo、0.0003～0.005质量%的B中的至少1种。
12.根据权利要求9所述的高强度钢板用钢水的熔炼方法，其特征在于：在所述第3工序中，在向所述第2钢水中添加Ce、La、Nd、Pr中的至少1种之前，在所述第2钢水中添加Zr，从而使所述第2钢水进一步含有0.001～0.01质量%的Zr。
13.一种高强度钢板，其特征在于，所述钢板含有：
C：0.03～0.25质量%、
Si：0.03～2.0质量%、
Mn：0.5～3.0质量%、
P：0.05质量%以下、
T．O：0.0050质量%以下、
S：0.0001～0.01质量%、
酸可溶性Ti：0.008～0.20质量%、
N：0.0005～0.01质量%、
酸可溶性Al：超过0.01质量%、
Ca：0.0005～0.005质量%、以及
Ce、La、Nd、Pr中的至少1种的合计：0.001～0.01质量%，
剩余部分由铁及不可避免的杂质构成；
并具有Ce的含量[Ce]、La的含量[La]、Nd的含量[Nd]、Pr的含量[Pr]、酸可溶性Al的含量[酸可溶性Al]及S的含量[S]以质量基准计，满足
0.7＜100×（[Ce]+[La]+[Nd]+[Pr]）/[酸可溶性Al]≤70、以及
0.2≤（[Ce]+[La]+[Nd]+[Pr]）/[S]≤10的化学成分；
所述钢板含有复合夹杂物，所述复合夹杂物具有：第1夹杂物相，其含有Ce、La、Nd、Pr中的至少1种，且含有Ca，并且含有O、S中的至少1种；以及第2夹杂物相，其为与所述第1夹杂物相不同的成分，含有Mn、Si、Al中的至少1种；
所述复合夹杂物形成具有0.5～5μm的当量圆直径的复合的球状夹杂物；
所述球状夹杂物的个数比例为具有0.5～5μm的当量圆直径的总夹杂物个数的50%以上，
且超过5μm的夹杂物的个数密度低于10个/mm2。
14.根据权利要求13所述的高强度钢板，其特征在于：所述球状夹杂物是当量圆直径为1μm以上的夹杂物，且长径/短径为3以下的延伸夹杂物的个数比例是当量圆直径为1μm以上的总夹杂物个数的50%以上。
15.根据权利要求13所述的高强度钢板，其特征在于：所述球状夹杂物中按平均组成计合计含有0.5～95质量%的Ce、La、Nd、Pr中的至少1种。
16.根据权利要求13所述的高强度钢板，其特征在于：所述钢板的组织中的晶体的平均粒径为10μm以下。
17.根据权利要求13～16中任一项所述的高强度钢板，其特征在于：其进一步含有Nb：0.005～0.10质量%以及V：0.01～0.10质量%中的至少1种。
18.根据权利要求13～16中任一项所述的高强度钢板，其特征在于：其进一步含有Cu：0.1～2质量%、Ni：0.05～1质量%、Cr：0.01～1.0质量%、Mo：0.01～0.4质量%以及B：0.0003～0.005质量%中的至少1种。
19.根据权利要求13～16中任一项所述的高强度钢板，其特征在于：其进一步含有Zr：0.001～0.01质量%。
20.根据权利要求13～16中任一项所述的高强度钢板，其特征在于：其进一步含有Nb：0.005～0.10质量%、V：0.01～0.10质量%、Cu：0.1～2质量%、Ni：0.05～1质量%、Cr：0.01～1.0质量%、Mo：0.01～0.4质量%、B：0.0003～0.005质量%以及Zr：0.001～0.01质量%中的至少1种。
21.一种权利要求13～16中任一项所述的高强度钢板用钢水的熔炼方法，其特征在于：
在炼钢中的精炼工序中，具有以下工序：
第1工序，将P处理至0.05质量%以下、将S处理至0.0001～0.01质量%，且进行添加或调整，以便使C为0.03～0.25质量%、Si为0.03～2.0质量%、Mn为0.5～3.0质量%、N为0.0005～0.01质量%，从而得到第1钢水；
第2工序，相对于所述第1钢水，添加以酸可溶性Al计超过0.01质量%的Al，以便使T．O达到0.0050质量%以下，从而得到第2钢水；
第3工序，相对于所述第2钢水，以酸可溶性Ti计添加0.008～0.20质量%的Ti，从而得到第3钢水；
第4工序，在所述第3钢水中添加Ce、La、Nd、Pr中的至少1种，以便使Ce的含量[Ce]、La的含量[La]、Nd的含量[Nd]、Pr的含量[Pr]、酸可溶性Al的含量[酸可溶性Al]以及S的含量[S]以质量基准计，满足
0.7＜100×（[Ce]+[La]+[Nd]+[Pr]）/[酸可溶性Al]≤70、
0.2≤（[Ce]+[La]+[Nd]+[Pr]）/[S]≤10、以及
0.001≤[Ce]+[La]+[Nd]+[Pr]≤0.01，
从而得到第4钢水；以及
第5工序，在所述第4钢水中添加或调整Ca，以便使Ca为0.0005～0.0050质量%，从而得到第5钢水。
22.根据权利要求21所述的高强度钢板用钢水的熔炼方法，其特征在于：在所述第3工序中，在向所述第2钢水中添加Ce、La、Nd、Pr中的至少1种之前，在所述第2钢水中添加Nb以及V中的至少1种，从而使所述第2钢水进一步含有0.005～0.10质量%的Nb以及0.01～0.10质量%的V中的至少1种。
23.根据权利要求21所述的高强度钢板用钢水的熔炼方法，其特征在于：在所述第3工序中，在向所述第2钢水中添加Ce、La、Nd、Pr中的至少1种之前，在所述第2钢水中添加Cu、Ni、Cr、Mo以及B中的至少1种，从而使所述第2钢水进一步含有0.1～2质量%的Cu、0.05～1质量%的Ni、0.01～1质量%的Cr、0.01～0.4质量%的Mo、0.0003～0.005质量%的B中的至少1种。
24.根据权利要求21所述的高强度钢板用钢水的熔炼方法，其特征在于：在所述第3工序中，在向所述第2钢水中添加Ce、La、Nd、Pr中的至少1种之前，在所述第2钢水中添加Zr，从而使所述第2钢水进一步含有0.001～0.01质量%的Zr。
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