JP2012188745A - 伸びフランジ性と曲げ加工性に優れた高強度鋼板およびその溶鋼の溶製方法 - Google Patents

Abstract

【課題】伸びフランジ性に優れた高曲げ加工性・低降伏比高強度鋼板を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２５％、Ｓｉ：０．１〜２．０％、Ｍｎ：０．５〜３．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｔ．Ｏ：０．００５０％以下、Ｓ：０．０００１〜０．０１％、Ｎ：０．０００５〜０．０１％、酸可溶Ａｌ：０．０１％超、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、Ｃｅ、Ｌａ、ＮｄもしくはＰｒの１種または２種以上：０．００１〜０．０１％、残部が鉄からなる鋼板であって、鋼板中にはＣｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒから１種、２種、３種、または４種を含有し、かつ、Ｃａを含有し、かつ、Ｏ、Ｓから１種または２種含有する介在物相と、さらにＭｎ、Ｓｉ、Ａｌから１種、２種、または３種を含有する介在物相との異なる成分を含む複合介在物を含み、円相当径０．５〜５μｍの複合介在物の個数割合が３０％以上であることを特徴とする。
【選択図】 図３

Description

本発明は、輸送機器の足回り部品などに用いるのに好適な高強度鋼板およびその溶鋼の溶製方法に関し、特に、伸びフランジ性と曲げ加工性に優れた高強度鋼板およびその溶鋼の溶製方法に関するものである。

自動車の安全性向上と環境保全につながる燃費向上の観点から自動車用熱延鋼板の高強度軽量化に対する要求が高まっている。自動車用部品の中でも特に足回り系と呼ばれるフレーム類やアーム類等の質量は、車体全体の質量に占める割合が高いため、こうした部位に用いられる素材を高強度化することによって薄肉化することにより、その軽量化を実現することが可能となる。また、この足回り系に使用される材料は、プレス成形が多用され、プレス成型時の割れを防止する観点から高い曲げ加工性が要求され、高強度鋼板が広く用いられている。中でも、価格の優位性などから、熱延鋼板が主に用いられている。また、補強材や床下部材、特に、シート用スライドレールなど小さな曲げ加工用部材には、高強度鋼板を用いることにより板厚を減少させて軽量化を図る目的から、冷延鋼板や亜鉛めっき鋼板が主に用いられている。

このうち、高強度と、良加工性・良成形性を両立させうるものとしては、フェライト相とマルテンサイト相を複合させた低降伏比ＤＰ鋼板や、フェライト相と（残留）オーステナイト相を複合させたＴＲＩＰ鋼板が知られている。しかし、これらの鋼板は、高強度と加工性・延性には優れるものの、穴拡げ性、即ち、伸びフランジ性や曲げ加工性に優れているとは言えず、足回り部品などのような伸びフランジ成形性が要求される構造用部品においては、延性ではやや劣るものの、ベイナイト系の鋼板が使用されるのが一般的である。

フェライト相とマルテンサイト相の複合組織鋼板（以降、「ＤＰ鋼板」と記載する場合がある）等の複合組織鋼板が、伸びフランジ性に劣る理由の一つとして、軟質なフェライト相と硬質なマルテンサイト相の複合体であるため、穴拡げ加工時に両相の境界部に応力集中し、変形に追随できず破断の起点になり易いからであると考えられている。

こうした問題点を克服するために、ＤＰ鋼板をベースとして、機械的強度特性と、曲げ加工性や穴拡げ性（加工性）を両立させることを目的とした幾つかの鋼板が提案されている。例えば、微細分散粒子による応力緩和を指向した技術として、特許文献１に、フェライト相とマルテンサイト相の複合組織鋼板（ＤＰ鋼板）中に微細なＣｕの析出または固溶体を分散させた鋼板が開示されている。この特許文献１に示す技術においては、固溶しているＣｕもしくはＣｕ単独で構成される粒子サイズが２ｎｍ以下のＣｕ析出物が曲げ加工性向上に非常に有効であり、かつ加工性も損なわないことを見出して、各種成分の組成比を限定している。

また、複合相の強度差を小さくすることによる応力緩和を指向した技術として例えば、特許文献２には、できるだけ低Ｃ化することにより主相をベイナイト組織とするとともに、固溶強化または析出強化したフェライト組織を適切な体積比率で含有させ、これらフェライトとベイナイトの硬度差を小さくし、更に粗大な炭化物の生成を回避する技術が開示されている。

特許文献３には、酸化物系介在物が、曲げ加工時の割れの原因であるとして、この酸化物系介在物のサイズと個数を規定することで、曲げ加工性に優れた高強度鋼板を得る技術が開示されている。

そして、更に、特許文献４および５には、鋼中に存在して、疲労特性と伸びフランジ性（穴拡げ加工性）を低下させる原因となる延伸したＭｎＳ系介在物を、割れ発生の起点となり難い微細球状介在物として鋼板中に分散させることで、伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板を得る技術が開示されている。

特開平１１−１９９９７３号公報 特開２００１−２００３３１号公報 特開２００２−３６３６９４号公報 特開２００８−２７４３３６号公報 特開２００９−２９９１３６号公報

ところで、上記特許文献１に開示されているような、ＤＰ鋼板中に微細なＣｕの析出または固溶体を分散させた鋼板は、確かに高い疲労強度を示すものの、顕著な伸びフランジ性の向上は確認できていない。また、上記特許文献２に開示されている様な、鋼板組織をベイナイト相主体とし、粗大な炭化物の生成を抑制した高強度熱延鋼板は、確かに優れた伸びフランジ性を示すものの、Ｃｕを含有したＤＰ鋼板に比べてその曲げ加工性は必ずしも優れているとは言えない。また、粗大な炭化物の生成を抑制しただけでは厳しい穴拡げ加工を行った場合に亀裂の発生を防止することができない。

そして、特許文献３に開示されているような、粗大な酸化物系介在物の生成量を削減した高強度冷延鋼板は、優れた曲げ加工性を示すものの、疲労特性の改善、伸びフランジ性の顕著な向上は確認できていない。また、ＭｎおよびＳが所定量含有されていることから、本発明者らの実験的知見によれば、粗大なＭｎＳ系介在物が生成されていると考えられるため、後述の通り、粗大な酸化物系介在物の生成の量を削減するのみでは、厳しい穴拡げ加工を行った場合、亀裂の発生を防止することが充分とは言えない。

また、特許文献４に開示されているＭｎＳ系介在物を微細球状介在物として鋼板中に分散させた高強度鋼板は、優れた伸びフランジ性と疲労特性を示すものの、製鋼での溶製段階で、実質的にＡｌを用いず、比較的高いフリー酸素が存在する条件下での脱硫処理を用いることとなるため、極低硫まで脱硫することは困難であり、また、実質的にＡｌを用いずに、Ｃｅ又はＬａ等で脱酸を行うために、より多くの添加が必要となるとともに、ＣｅまたはＬａ等の添加歩留まりが低いため、過剰に添加する必要があるという問題がある。

さらに、特許文献５に開示されているＭｎＳ系介在物を微細球状介在物として鋼板中に分散させた高強度鋼板は、製鋼での溶製段階で、Ａｌによる脱酸を行い、Ｃｅ又はＬａ等で脱酸を行うために、ＣｅまたはＬａ等の添加歩留まりが良好で、かつ極低硫まで脱硫することはもちろん比較的高いＳ濃度においても、優れた伸びフランジ性と疲労特性を示す。しかし、Ａｌ_２Ｏ_３−Ｃｅ_２Ｏ_３系の酸化物が多量に生成するため、製鋼段階の連続鋳造工程において取鍋ノズルの閉塞や、浸漬ノズルの閉塞を起こし、生産障害となり成品を連続的に生産することが不可能であるという課題と、これを回避するためにＣａを添加した場合、ＣａＯ−Ａｌ_２Ｏ_３系の低融点の酸化物や粗大なＣａＳを生成するため、ＭｎＳ系介在物と同様に延伸し伸びフランジ性を損なうという課題があった。

本発明者らの研究によれば、特許文献１、２、３、４および５に記載の課題の原因は、鋼板中のＭｎＳを主体とする延伸した硫化物系介在物、低融点のＣａＯ−Ａｌ_２Ｏ_３系介在物および粗大な延伸するＣａＳの存在にあることが分かった。即ち、繰返し変形を受けると、表層またはその近傍に存在する延伸した粗大なＭｎＳ系介在物の周辺に内部欠陥が発生し、亀裂として伝播することによって、疲労特性が劣化するとともに、穴拡げ加工、曲げ加工時の割れ発生の起点となり易いため、伸びフランジ性、曲げ加工性が低下する要因となる。

即ち、特許文献１、２、３、４および５に記載のＭｎＳを主体とする硫化物系介在物の存在について詳述すると、Ｍｎは、ＣやＳｉとともに材料の高強度化に有効に寄与する元素であるため、高強度鋼板では、強度確保のため、Ｍｎの濃度を高く設定するのが一般的であり、さらに、通常の製鋼工程の処理では、Ｓも５〜５０ｐｐｍ程度は含まれてしまうため、鋳塊（鋳片）中にはＭｎＳが存在するのが通常である。

そこで、特許文献４記載の発明では、ＭｎＳ系介在物を微細球状介在物として鋼板中に分散させることにより、伸びフランジ性（穴拡げ性）と疲労特性を良好にしている。しかし、実質的にＡｌ脱酸を行わないため、高酸素ポテンシャルとなり、このため脱硫反応が起こりにくい。このため、比較的高いＳ濃度のまま、介在物組成・形態の極値を求め、材質を向上させている。したがって、極低硫まで脱硫することには、対応できていない。即ち、酸可溶Ａｌは、一般的には、その酸化物がクラスター化して粗大になり易く、伸びフランジ性、曲げ加工性や疲労特性を劣化させるので、極力、抑制することが望ましい。それ故、酸可溶Ａｌ濃度が０．０１％超にならない程度での比較的高い酸素ポテンシャルにおいて、脱硫処理を行うことになり、結果として極低硫まで処理することが不可能であった。脱硫反応は還元反応であるので、低酸素ポテンシャル下では容易に進行するが、高酸素ポテンシャル下では、高硫黄ポテンシャルとなり、極低硫までの脱硫は非常に困難である。そこで、Ｃｅ、Ｌａを過剰に添加して、酸素ポテンシャルを極力下げているものの、酸素ポテンシャルは充分に低下しないだけでなく、コストも多くかかってしまう。即ち、Ｓ濃度が比較的高い状態で、Ｓを無害化するという発想で、Ｃｅ、Ｌａを過剰に添加して介在物組成・形態を制御し、伸びフランジ性と疲労特性を向上させている。

しかしながら、Ｓ濃度が比較的高い状態で、Ｓを無害化するためにＣｅ、Ｌａを過剰に添加して介在物組成・形態の制御を行ったとしても、Ｓ濃度が比較的高いために、Ｓの無害化には限度があり、より良好な伸びフランジ性（穴拡げ性）と疲労特性を有する高強度鋼板が望まれている。

一方、特許文献５においてＡｌ脱酸を行うことで酸素ポテンシャル、硫黄ポテンシャル、そして、材質を向上させるためにＡｌ脱酸を行うことで、操業性を上げようとすると、Ｃａ添加が必要となり、それに付随して低融点の酸化物を生成するため、それが材質を低下させることになっていた。Ｃａは溶融鉄中では、液体もしくは気化蒸発するほど蒸気圧であるため、最初に低融点の酸化物を生成する。こうした、溶融鉄中で液体である酸化物を先に生成させると、液体介在物が凝集合体して、粗大化したＣａＯ−Ａｌ_２Ｏ_３系の低融点の酸化物やＣａＳを生成するため、その後にＣｅもしくはＬａ等を添加して介在物形態を制御しようと試みても、不可能であった。

こうした低融点酸化物であるＣａＯ−Ａｌ_２Ｏ_３系酸化物や、ＣａＳ、そして、Ｍｎを添加することにより必ず生じるＭｎＳ系介在物は、鋳塊が熱間圧延および冷間圧延されると、変形し易いため、延伸したＣａＯ−Ａｌ_２Ｏ_３系酸化物、粗大なＣａＳやＭｎＳ系介在物となり、これが曲げ加工性と伸びフランジ性（穴拡げ加工性）を低下させる原因となる。しかし、これまで、こうしたＣａＯ−Ａｌ_２Ｏ_３系酸化物、粗大なＣａＳやＭｎＳ系介在物の析出・変形制御の視点にたって伸びフランジ性と曲げ加工性に優れた高強度鋼板およびその溶鋼の溶製方法を提案した例は見られない。

そこで、本発明は、上述した問題点に鑑みて案出されたものであり、その目的とするところは、製鋼段階で溶鋼の複合的な脱酸を行い、鋳塊中にＣａＯ−Ａｌ_２Ｏ_３系酸化物、粗大なＣａＳを生成させず、ＭｎＳを微細な複合析出した酸化物またはオキシサルファイドである形態の介在物とし、さらに圧延時に変形を受けず、割れ発生の起点となり難い微細球状介在物として鋼板中に分散させることにより、伸びフランジ性と曲げ加工性を向上させた伸びフランジ性と曲げ加工性に優れた高強度鋼板およびその溶鋼の溶製方法を提供することにある。

上述の問題点を解決するため、本発明者らは、鋳塊（鋳片）中に微細なＭｎＳの介在物を析出させ、さらに、圧延時に変形を受けず、割れ発生の起点となり難い微細球状介在物として鋼板中に分散させ、伸びフランジ性、曲げ加工性を向上させる方法、および疲労特性を劣化させない添加元素の解明を中心に、鋭意研究を進めた。

その結果、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒの添加による脱酸により生成した微細で硬質なＣｅ酸化物、Ｌａ酸化物、Ｎｄ酸化物、Ｐｒ酸化物、セリュウムオキシサルファイド、ランタンオキシサルファイド、ネオジムオキシサルファイド、プラセジムオキサイドを形成し、なおかつさらに添加されたＣａと複合することで、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒから１種、２種、３種、または４種を含有し、かつ、Ｃａを含有し、かつ、Ｏ、Ｓから１種または２種含有する介在物相と、さらに、Ｍｎ、Ｓｉ、Ａｌから１種、２種、または３種を含有する介在物相との、異なる成分を含む介在物相の複合介在物から成り、該複合介在物が、円相当径０．５〜５μｍの大きさの複合した１つの球状介在物を形成すると、圧延時にも、析出したＭｎＳの変形が起こり難いので、鋼板中には、延伸した粗大なＭｎＳが著しく減少し、繰返し変形時や穴拡げ加工、曲げ加工時において、ＭｎＳ系介在物が、割れ発生の起点や、亀裂伝播の経路となり難くなり、これが、穴拡げ性等の向上につながることが判明した。

また、析出物を微細な酸化物、ＭｎＳ系介在物とすることに加え、低硫まで脱硫処理し、残存する硫黄分を確実に微細で硬質な介在物に固定するため、Ｓｉ、Ａｌ、（Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ）、Ｃａで逐次複合脱酸することも検討した。その結果、Ｓｉで脱酸を行った後、Ａｌで脱酸し、その後、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒの１種、または２種以上を添加して脱酸した溶鋼において、質量ベースで、所定の（Ｃｅ＋Ｌａ＋Ｎｄ＋Ｐｒ）／酸可溶Ａｌ、かつ、（Ｃｅ＋Ｌａ＋Ｎｄ＋Ｐｒ）／Ｓが得られて、かつ、最後にＣａを添加している場合、溶鋼中の酸素ポテンシャルが低下し、この低い酸素ポテンシャル下では、比較的容易に極低Ｓまで脱硫を進行させることができ、さらに、微細なＭｎＳ系介在物とすることができ、残存する硫黄分を確実に微細で硬質な介在物に固定できることを見出し、そして、この場合、飛躍的に、伸びフランジ性、および曲げ加工性が向上することを見出し、本発明を完成した。

本発明に係る伸びフランジ性と曲げ加工性に優れた高強度鋼板及びその溶鋼の溶製方法の要旨は、以下の通りである。

（１） 質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．２５％、
Ｓｉ：０．１〜２．０％、
Ｍｎ：０．５〜３．０％、
Ｐ：０．０５％以下、
Ｔ．Ｏ：０．００５０％以下、
Ｓ：０．０００１〜０．０１％、
Ｎ：０．０００５〜０．０１％、
酸可溶Ａｌ：０．０１％超、
Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、
Ｃｅ、Ｌａ、ＮｄもしくはＰｒの１種または２種以上の合計：０．００１〜０．０１％、
さらに、質量ベースで、７０≧１００×（Ｃｅ＋Ｌａ＋Ｎｄ＋Ｐｒ）／酸可溶Ａｌ＞０．７、かつ、（Ｃｅ＋Ｌａ＋Ｎｄ＋Ｐｒ）／Ｓが０．２〜１０で、
残部が鉄および不可避的不純物からなる化学成分の鋼板であり、
該鋼板中には
Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒから１種、２種、３種、または４種を含有し、
かつ、Ｃａを含有し、
かつ、Ｏ、Ｓから１種または２種含有する介在物相と、
さらに、Ｍｎ、Ｓｉ、Ａｌから１種、２種、または３種を含有する介在物相との、
異なる成分を含む介在物相の複合介在物から成り、
該複合介在物は、円相当径０．５〜５μｍの大きさの複合した１つの球状介在物を形成して、該球状介在物の個数割合が円相当径０．５〜５μｍの大きさの全介在物個数の３０％以上であることを特徴とする伸びフランジ性と曲げ加工性に優れた高強度鋼板。

（２） 前記球状介在物が円相当直径１μｍ以上の介在物で、かつ、長径／短径が３以下の延伸介在物の個数割合が円相当直径１μｍ以上の全介在物個数の５０％以上であることを特徴とする上記（１）に記載の伸びフランジ性と曲げ加工性に優れた高強度鋼板。

（３） 前記球状介在物中に平均組成でＣｅ、Ｌａ、ＮｄもしくはＰｒの１種または２種または３種または４種の合計を０．５〜９５質量％含有することを特徴とする上記（１）または（２）に記載の伸びフランジ性と曲げ加工性に優れた高強度鋼板。

（４） 前記鋼板の組織における結晶の平均粒径が１０μｍ以下であることを特徴とする上記（１）〜（３）のいずれか１項に記載の伸びフランジ性と曲げ加工性に優れた高強度鋼板。

（５） さらに、質量％で、
Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、
Ｖ：０．０１〜０．１０％、
のいずれか１種または２種含有していることを特徴とする上記（１）〜（４）のいずれか１項に記載の伸びフランジ性と曲げ加工性に優れた高強度鋼板。

（６） さらに、質量％で、
Ｃｕ：０．１〜２％、
Ｎｉ：０．０５〜１％、
Ｃｒ：０．０１〜１％、
Ｍｏ：０．０１〜０．４％、
Ｂ：０．０００３〜０．００５％、
のいずれか１種または２種以上含有していることを特徴とする上記（１）〜（５）のいずれか１項に記載の伸びフランジ性と曲げ加工性に優れた高強度鋼板。

（７） さらに、質量％で、
Ｚｒ：０．００１〜０．０１％
を含有していることを特徴とする上記（１）〜（６）のいずれか１項に記載の伸びフランジ性と曲げ加工性に優れた高強度鋼板。

（８） 製鋼における精錬工程において、質量％で、Ｐが０．０５％以下、Ｓが０．０００１％以上に処理された溶鋼に、Ｃが０．０３〜０．２５％、Ｓｉを０．１〜２．０％、Ｍｎを０．５〜３．０％、Ｎが０．０００５〜０．０１％となる様に添加もしくは調整し、その後、Ａｌを酸可溶Ａｌで０．０１％超、Ｔ．Ｏが０．００５０％以下となる様に添加し、さらにその後、Ｃｅ、Ｌａ、ＮｄもしくはＰｒの１種または２種以上を添加して、さらに、質量ベースで、７０≧１００×（Ｃｅ＋Ｌａ＋Ｎｄ＋Ｐｒ）／酸可溶Ａｌ＞０．７、かつ、（Ｃｅ＋Ｌａ＋Ｎｄ＋Ｐｒ）／Ｓが０．２〜１０、Ｃｅ、Ｌａ、ＮｄもしくはＰｒの１種または２種以上の合計を０．００１〜０．０１％とした後に、Ｃａが０．０００５〜０．００５０％となる様に添加もしくは調整することを特徴とする上記（１）〜（４）のいずれか１項に記載の伸びフランジ性と曲げ加工性に優れた高強度鋼板用の溶鋼の溶製方法。

（９） 前記精錬工程において、Ｃｅ、Ｌａ、ＮｄもしくはＰｒの１種または２種以上を添加する前に、さらに、質量％で、Ｎｂを０．０１〜０．１０％、Ｖを０．０１〜０．１０％のいずれか１種または２種となる様に添加することを特徴とする上記（８）に記載の伸びフランジ性と曲げ加工性に優れた高強度鋼板用の溶鋼の溶製方法。

（１０） 前記精錬工程において、Ｃｅ、Ｌａ、ＮｄもしくはＰｒの１種または２種以上を添加する前に、さらに、質量％で、Ｃｕを０．１〜２％、Ｎｉを０．０５〜１％、Ｃｒを０．０１〜１％、Ｍｏを０．０１〜０．４％、Ｂを０．０００３〜０．００５％のいずれか１種または２種以上となる様に添加することを特徴とする上記（８）または（９）に記載の伸びフランジ性と曲げ加工性に優
れた高強度鋼板用の溶鋼の溶製方法。

（１１） 前記精錬工程において、Ｃｅ、Ｌａ、ＮｄもしくはＰｒの１種または２種以上を添加する前に、さらに、質量％で、Ｚｒを０．００１〜０．０１％となる様に添加することを特徴とする上記（８）〜（１０）のいずれか１項に記載の伸びフランジ性と曲げ加工性に優れた高強度鋼板用の溶鋼の溶製方法。

ちなみに、本発明における高強度鋼板とは、通常の熱延・冷延鋼板でそのままの裸での使用や、めっき、塗装などの表面処理が施されて使用される場合を含むものである。

上述した構成からなる本発明に係る伸びフランジ性と曲げ加工性に優れた高強度鋼板では、Ａｌ脱酸により溶鋼の成分調整の安定化を図られており、粗大なアルミナ介在物の生成が抑制され、鋳塊中に微細な複合析出した酸化物またはオキシサルファイドである形態の介在物として析出されていることで、圧延時に変形を受けず、割れ発生の起点となり難い微細球状介在物として鋼板中に分散させることができ、また、組織の結晶粒径を微細なものとすることができ、伸びフランジ性と曲げ加工性を向上させることが可能となる。

また、本発明に係る伸びフランジ性と曲げ加工性に優れた高強度鋼板の溶鋼の溶製方法では、Ａｌ脱酸により溶鋼の成分調整の安定化を図りつつ、粗大なアルミナ介在物の生成を抑制でき、鋳塊中に微細な複合析出した酸化物またはオキシサルファイドである複合した介在物として析出させることで、圧延時に変形を受けず、割れ発生の起点となり難い微細球状介在物として鋼板中に分散させることができ、また、組織の結晶粒径を微細なものとすることができ、伸びフランジ性と曲げ加工性に優れた高強度熱延鋼板を得ることができる。

熱延鋼板中に存在する延伸した介在物であるＡｌ_２Ｏ_３およびＭｎＳの説明図で、（ａ）はＡｌ_２Ｏ_３、（ｂ）はＭｎＳの説明図である。 熱延鋼板中に存在する延伸したＣａＯＡｌ_２Ｏ_３系介在物よびＣａＳ系介在物の説明図で、（ａ）はＣａＯＡｌ_２Ｏ_３系介在物、（ｂ）はＣａＳ系介在物の説明図である。 本発明での複合介在物の説明図で、（ａ）および（ｂ）は異なる介在物の存在状態の例を示す図である。

以下、本発明を実施するための形態として、伸びフランジ性と曲げ加工性に優れた高強度鋼板について、詳細に説明をする。以下、組成における質量％は、単に％と記載する。

先ず、本発明を完成するに至った実験について説明する。

本発明者は、Ｃ：０．０６％、Ｓｉ：１．０％、Ｍｎ：１．４％、Ｐ：０．０１％以下、Ｓ：０．００５％、Ｎ：０．００３％を含有し残部がＦｅである溶鋼に対して様々な元素を用いて脱酸を行い、鋼塊を製造した。得られた鋼塊を熱間圧延して３ｍｍ厚の熱延鋼板とした。これら製造した熱延鋼板を引張試験、穴拡げ試験および曲げ試験に供すると共に、鋼板中の介在物個数密度、形態および平均組成を調査した。

まず、溶鋼にＳｉを添加して、その後にＡｌで脱酸して製造した熱間圧延鋼板では、鋼塊中に介在物として析出したＡｌ_２Ｏ_３系介在物は、その融点が２０４０℃と高く、図１（ａ）に示すように、圧延時に延伸されずに角張った形状のままで存在する。このため穴拡げ加工時に鋼板の割れの起点となり、曲げ加工性と伸びフランジ性（穴拡げ加工性）を低下させる原因となる。また、鋼塊中に介在物として粗大析出したＭｎＳ系介在物は融点が１６１０℃と低く、図１（ｂ）に示すように、圧延時に容易に延伸され、延伸したＭｎＳ系介在物となり、穴拡げ加工時に鋼板の割れの起点となる。

また、Ａｌで脱酸した後に、Ｃａを添加して製造した熱間圧延鋼板では、Ｃａが溶融して界面エネルギーにより大きくまとまり、鋳塊中にＣａＯＡｌ_２Ｏ_３系介在物やＣａＳ（Ｆｅ、Ｍｎ、Ａｌ_２Ｏ_３）系介在物として粗大析出する。これらの介在物は、融点が１３９０℃程度であるから、図２（ａ）、（ｂ）に示すように、圧延時に容易に延伸され５０〜１００μｍ程度の延伸した介在物として存在し、曲げ加工性と伸びフランジ性（穴拡げ加工性）を低下させる原因となる。

さらに、溶鋼にＳｉを添加して、その後にＡｌで脱酸して約２分程度撹拌した後、さらにその後にＣｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒの１種、２種、３種または４種を添加して脱酸して製造した鋼板について伸びフランジ性及び曲げ加工性を調査した。その結果、この様なＳｉ、次いでＡｌ並びにＣｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒの１種、２種、３種または４種の３段階により逐次脱酸した鋼板では、伸びフランジ性と曲げ加工性をより向上させることができることが確認できた。その理由は、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒの添加による脱酸により生成した微細で硬質なＣｅ酸化物、Ｌａ酸化物、Ｎｄ酸化物、Ｐｒ酸化物、セリュウムオキシサルファイド、ランタンオキシサルファイド、ネオジムオキシサルファイド、プラセジムオキシサルファイド上にＭｎＳが析出し、圧延時にもこの複合析出した酸化物またはオキシサルファイドである介在物の変形を抑制することが可能となることから、鋼板中には延伸した粗大なＭｎＳ系介在物を著しく減少させることができるためである。

なお、Ｃｅ酸化物、Ｌａ酸化物、Ｎｄ酸化物、Ｐｒ酸化物、セリュウムオキシサルファイド、ランタンオキシサルファイド、ネオジムオキシサルファイドおよびプラセジムオキシサルファイドが微細化する理由は、最初にＳｉ脱酸で生成したＳｉＯ２系介在物を後から添加したＡｌが還元分解して微細なＡｌ_２Ｏ_３系介在物を生成し、その後さらに、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒが還元分解して微細なＣｅ酸化物、Ｌａ酸化物、Ｎｄ酸化物、Ｐｒ酸化物、セリュウムオキシサルファイド、ランタンオキシサルファイド、ネオジムオキシサルファイド、プラセジムオキシサルファイドを形成すること、さらに生成したＣｅ酸化物、Ｌａ酸化物、Ｎｄ酸化物、Ｐｒ酸化物、セリュウムオキシサルファイド、ランタンオキシサルファイド、ネオジムオキシサルファイド、プラセジムオキシサルファイド自体と溶鋼との界面エネルギーが低いため生成後の凝集合体も抑制されるためである。

本発明者らは、引き続き、Ａｌ脱酸を行いながら、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒの組成を変化させつつ脱酸を行い、その後Ｃａを添加して鋼塊を製造した。得られた鋼塊を熱間圧延して３ｍｍ厚の熱延鋼板とした。これら製造した熱延鋼板を穴拡げ試験および曲げ試験に供すると共に、鋼板中の介在物個数密度、形態および平均組成を調査した。

このような実験を通じて、Ｓｉを添加した後、Ａｌで脱酸し、その後Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒの１種、２種、３種または４種を添加して脱酸した後、Ｃａを添加して複合脱酸した溶鋼において、質量ベースで、（Ｃｅ＋Ｌａ＋Ｎｄ＋Ｐｒ）／酸可溶Ａｌ比が０．７〜７０、かつ、（Ｃｅ＋Ｌａ＋Ｎｄ＋Ｐｒ）／Ｓ比が０．２〜１０が得られている場合、急激に溶鋼中の酸素ポテンシャルが低下する結果が得られた。すなわち、Ａｌ、Ｓｉ、（Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ）、Ｃａの複合的な脱酸の効果により、これまで種々の脱酸元素で脱酸を行ってきた系のうち、最も、酸素ポテンシャルが低下する効果が得られた。これらの複合脱酸の効果により、生成する酸化物についてもＡｌ_２Ｏ_３濃度が極めて低くできるため、Ａｌで殆ど脱酸することなく製造した鋼板と同様に、伸びフランジ性と曲げ加工性に優れる鋼板が得られることが分かった。

その理由は、以下の通りと考えられる。

すなわち、Ｓｉを添加した際にＳｉＯ_２介在物が生成するが、その後Ａｌを添加することによりＳｉＯ_２介在物はＳｉに還元される。また、ＡｌはＳｉＯ_２介在物を還元するとともに、溶鋼中の溶存酸素も脱酸して、Ａｌ_２Ｏ_３系介在物を生成し、一部のＡｌ_２Ｏ_３系介在物は浮上除去され、残りのＡｌ_２Ｏ_３系介在物は溶鋼中に残る。その後、添加した（Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ）により、Ａｌ_２Ｏ_３系介在物は還元分解され、微細で球状のＣｅ酸化物、Ｌａ酸化物、Ｎｄ酸化物、Ｐｒ酸化物、セリュウムオキシサルファイド、ランタンオキシサルファイド、ネオジムオキシサルファイド、プラセジムオキシサルファイド等のＲＥＭオキシサルファイドを形成する。更に、Ｃａを添加することにより、これらの酸化物および／またはオキシサルファイドに、Ａｌ_２Ｏ_３、ＭｎＳ、ＣａＳ、（ＭｎＣａ）Ｓ等が析出して、固溶した介在物相である、図３（ａ）に示すように、Ａｌ−Ｏ−Ｃｅ−Ｌａ−Ｎｄ−Ｐｒ−Ｏ−Ｓ−Ｃａ介在物相［例えば、Ａｌ_２Ｏ_３（Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ）２Ｏ_２ＳＣａ］や、Ｃａ−Ｍｎ−Ｓ−Ｃｅ−Ｌａ−Ｎｄ−Ｐｒ−Ａｌ−Ｏ介在物相［例えば、ＣａＭｎＳ（Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ）Ａｌ_２Ｏ_３］や、Ｃｅ−Ｌａ−Ｎｄ−Ｐｒ−Ｏ−Ｓ−Ｃａ介在物相［例えば、（Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ）２Ｏ_２ＳＣａ］が複合して１つの介在物となった球状複合介在物や、或いは図３（ｂ）に示すように、Ｃａ−Ｍｎ−Ｓ−Ｃｅ−Ｌａ−Ｎｄ−Ｐｒ介在物相［例えば、ＣａＭｎＳ（Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ）］や、Ｃｅ−Ｌａ−Ｎｄ−Ｐｒ−Ｏ−Ｓ−Ｃａ介在物相［例えば、（Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ）２Ｏ_２ＳＣａ］やＣｅ−Ｌａ−Ｎｄ−Ｐｒ−Ｏ−Ｓ−Ａｌ−Ｏ−Ｃａ介在物相［例えば、（Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ）２Ｏ_２ＳＡｌ_２Ｏ_３Ｃａ］が複合して１つの介在物となった球状複合介在物を形成する。これらの複合介在物は、（Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒの１種または２種以上）のオキシサルファイドが主体でほぼ球状化しているので、一度、添加したＣｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ等のメタルが溶融し、反応してオキシサルファイドを形成するときに非常に微細な核を多数形成した状態を経て、それらの中からその後、相分離してできたか、一部の低融点の相が高融点の相を融着したと考えられる。

これらの微細球状化した複合介在物は、融点が約２０００℃と高く、熱間圧延で延伸せず、微細球状化したままの形態を熱延鋼板中で示す。したがって、このように複合析出した酸化物またはオキシサルファイドである形態の球状複合介在物（ＲＥＭオキシサルファイド複合介在物）を形成することにより、曲げ加工性と伸びフランジ性（穴拡げ加工性）を低下させる原因を防止できる。

Ａｌ、Ｓｉ、（Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ）、Ｃａの添加による４段階の複合脱酸により、若干Ａｌ_２Ｏ_３が残るものの、大部分は微細で硬質な円相当径０．５〜５μｍの大きさのＣｅ、Ｌａ、ＮｄもしくはＰｒの１種または２種または３種または４種からなる酸化物またはオキシサルファイドが存在し、これにＳｉ、Ａｌ、Ｃａの１種、２種または３種を含有する酸化物が複合析出し、更にＭｎＳ、ＣａＳ、または（Ｍｎ、Ｃａ）Ｓの１種または２種以上が複合析出した酸化物またはオキシサルファイドである形態の球状複合介在物（ＲＥＭオキシサルファイド複合介在物）が生成するものと考えられる。

なお、（Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ）の添加前に、Ｃａを添加しても微細な球状複合化合物は得られない。

従って、Ａｌ、Ｓｉ、（Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ）、Ｃａ添加の順番による複合脱酸において、脱酸方法を適切に行わせることにより、上記に述べた微細球状化した硬質の複合介在物（ＲＥＭオキシサルファイド複合介在物）を析出させることができ、圧延時にもこの複合析出した介在物の変形を抑制することができるため、鋼板中には延伸した粗大なＭｎＳ系介在物を著しく減少させることにより曲げ加工性等を向上できるという効果が得られることに加えて、複合脱酸により溶鋼の酸素ポテンシャルを低下できることにより、成分組成のばらつきを小さくできることを新たに知見した
これら実験的検討から得られた知見に基づいて、本発明者は、以下に説明するように、鋼板の化学成分条件の検討を行い、鋼板の成分設計を行なうことにより本発明を完成させるに至った。

以下、本発明において伸びフランジ性と曲げ加工性に優れた高強度鋼板の化学成分を限定した理由について説明をする。

（Ｃ：０．０３〜０．２５％）
Ｃは、鋼の焼き入れ性と強度を制御する最も基本的な元素であり、焼入れ硬化層の硬さおよび深さを高めて疲労強度の向上に対して有効に寄与する。即ち、このＣは、鋼板の強度を確保するために必須の元素であり、高強度鋼板を得るためには少なくとも０．０３％が必要である。しかし、このＣが過剰に含まれ０．２５％を超えると、加工性ならびに溶接性が劣化する。必要な強度を達成し、加工性・溶接性を確保するために、本発明においては、Ｃの濃度を０．２５％以下とする。好ましくは０．１０〜０．２０％である。

（Ｓｉ：０．１〜２．０％）
Ｓｉは主要な脱酸元素の一つであり、焼入れ加熱時にオーステナイトの核生成サイト数を増加させ、オーステナイトの粒成長を抑制するとともに、焼入れ硬化層の粒径を微細化させる機能を担う。このＳｉは、炭化物生成を抑制し、炭化物による粒界強度の低下を抑制するとともに、ベイナイト組織の生成に対しても有効であるため、伸びを大きく損なうことなく強度を向上し、低降伏強度比で穴拡げ性を改善するために重要な元素である。溶鋼中の溶存酸素濃度を低下させ、一旦ＳｉＯ２系介在物を生成させ、複合脱酸により最終的な溶存酸素の極小値を得るためには（このＳｉＯ２系介在物を後から添加したＡｌが還元してアルミナ系介在物を生成し、その後さらに、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒが還元することによりアルミナ系介在物を還元させるため）、Ｓｉを０．１％以上添加する必要があるため、本発明においては、Ｓｉの下限を０．１％とした。これに対して、Ｓｉの濃度が高すぎると、靭延性が極端に悪くなり、表面脱炭や表面疵が増加するため曲げ加工性が却って悪くなる。これに加えて、Ｓｉを過剰に添加すると溶接性や延性に悪影響を及ぼす。このため、本発明においては、Ｓｉの上限を２．０％とした。好ましくは０．５〜１．８％である。

（Ｍｎ：０．５〜３．０％）
Ｍｎは、製綱段階での脱酸に有用な元素であり、Ｃ、Ｓｉとともに鋼板の高強度化に有効な元素である。このような効果を得るためには、このＭｎを０．５％以上は含有させる必要がある。しかしながら、Ｍｎを、３．０％を超えて含有させるとＭｎの偏析や固溶強化の増大により延性が低下する。また、溶接性や母材靭性も劣化するのでこのＭｎの上限を３．０％とする。好ましくは１．０〜２．６％である。

（Ｐ：０．０５％以下）
Ｐは不可避的に含有される元素であり、Ｆｅ原子よりも小さな置換型固溶強化元素として作用する点において有効である。しかし、このＰ濃度が０．０５％を超えると、オーステナイトの粒界に偏析し、粒界強度を低下させることにより、ねじり疲労強度を低下させ、加工性の劣化を引き起こす原因にもなりえるため、上限を０．０５％とする。また固溶強化の必要がなければＰを添加する必要はなく、Ｐの下限値は０％を含むものとする。

（Ｔ．Ｏ：０．００５０％以下）
Ｔ．Ｏは、不純物として酸化物を形成する。Ｔ．Ｏが高すぎる場合、主としてＡｌ_２Ｏ_３系介在物が増大し、系の酸素ポテンシャルを極小にすることができなくなり、靭延性が極端に悪くなり、表面疵が増加するため曲げ加工性が却って悪くなる。このため、本発明においては、Ｔ．Ｏの上限を０．００５０％とした。

（Ｓ：０．０００１％〜０．０１％）
Ｓは、不純物として偏析し、ＳはＭｎと化合してＭｎＳ系の粗大な延伸介在物を形成して伸びフランジ性を劣化させるため、極力低濃度であることが望ましい。一方、０．０１％程度の比較的高いＳ濃度においても、本発明のＭｎＳ系の粗大な延伸介在物を形態制御により、二次精錬での脱硫負荷をかけず、脱硫コストをかけずに、コストに見合った以上の材質が得られる。従って、本発明におけるＳ濃度の範囲として、二次精錬での脱硫を前提とした極低Ｓ濃度から、比較的高Ｓ濃度までの０．０００１％〜０．０１％までの範囲とした。

また、本発明では微細で硬質なＣｅ酸化物、Ｌａ酸化物、Ｎｄ酸化物、Ｐｒ酸化物、セリュウムオキシサルファイド、ランタンオキシサルファイド、ネオジムオキシサルファイド、プラセオジムオキシサルファイドとＣａ酸化物等の複合介在物上に、ＭｎＳ系介在物を析出固溶させ、ＭｎＳ系介在物を形態制御することで、圧延時にも変形が起こり難く、介在物の延伸を防止しているため、Ｓの濃度の上限値は後述の通り、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒの１種、２種、３種または４種の合計量との関係で規定される。更には、０．０１％を超えるとセリュウムオキシサルファイド、ランタンオキシサルファイドが成長し、２μｍを超える大きさとなってきて、粗大化した場合には、靭延性が極端に悪くなり、表面疵が増加するため曲げ加工性が却って悪くなる。このため、本発明においては、Ｓの上限を０．０１％とした。

すなわち、本発明では上記の通り、ＭｎＳをＣｅ酸化物、Ｌａ酸化物、セリュウムオキシサルファイド、ランタンオキシサルファイド、ネオジムオキシサルファイド、プラセオジムオキシサルファイドやＣａ酸化物等の介在物で形態制御するため、Ｓの濃度０．０１％以下の範囲で、比較的高くても、それに応じた量のＣｅもしくはＬａの１種または２種を添加することで、材質に悪影響を及ぼすことを防止することができる。すなわち、Ｓの濃度がある程度高くても、これに応じたＣｅ又はＬａ等の添加量を調整することにより、実質的な脱硫効果が得られ、極低硫鋼と同様の材質が得られる。換言すれば、このＳ濃度は、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒとの合計量との間で適切に調整することにより、その上限についての自由度を高くすることが可能となる。したがって、本発明では、極低硫鋼を得るための二次精錬での溶鋼脱硫を行う必要がなく、省略することも可能となり、製造プロセスの簡略化、またこれに伴う脱硫処理コストの低減を実現することが可能となる。

（Ｎ：０．０００５〜０．０１％）
Ｎは、溶鋼処理中に空気中の窒素が取り込まれることから、鋼中に不可避的に混入する元素である。Ｎは、Ａｌ等と窒化物を形成して母材組織の細粒化を促進する。しかしながら、このＮは０．０１％を超えて含有すると、Ａｌ等と粗大な析出物を生成し、伸びフランジ性を劣化させる。このため、本発明においては、Ｎの濃度の上限を０．０１％とするが、好ましくは０．００５％である。一方、Ｎの濃度を０．０００５％未満とするにはコストが高くなるので、工業的に実現可能な観点から０．０００５％を下限とする。

（酸可溶Ａｌ：０．０１％超）
酸可溶Ａｌは一般的には、その酸化物がクラスター化して粗大になり易く、伸びフランジ性や曲げ加工性を劣化させるため極力抑制することが望ましい。しかしながら、本発明においては、Ａｌ脱酸を行いつつも、Ｓｉ、Ｔｉ、（Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒの１種または２種以上）の複合的、かつ逐次的な脱酸効果と、酸可溶Ａｌ濃度に応じた（Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ）濃度とすることにより、上述の通り、極低酸素ポテンシャルを達成しつつ、Ａｌ脱酸で生成したＡｌ_２Ｏ_３系介在物について、一部のＡｌ_２Ｏ_３系介在物は浮上除去され、溶鋼中の残りのＡｌ_２Ｏ_３系介在物は、後から添加したＣｅ、Ｌａが還元分解して、クラスターを分断し、微細な介在物を形成し、アルミナ系酸化物がクラスター化して粗大にならない領域を新たに見出した。

このため、本発明においては、従来のようにアルミナ系酸化物の粗大なクラスターを避けるために実質的にＡｌを添加しないという制限を設ける必要もなくなり、特にこの酸可溶Ａｌの濃度に関して自由度を高くすることが可能となる。酸可溶Ａｌを０．０１％超とすることにより、Ａｌ脱酸とＣｅ、Ｌａの添加による脱酸を併用させることが可能となり、従来のように脱酸に必要なＣｅ、Ｌａの添加量を必要以上に多くすることもなくなり、Ｃｅ、Ｌａ脱酸による鋼中の酸素ポテンシャルの上昇の問題を解消でき、各成分元素の組成のバラツキを抑制できるという効果も享受できる。

酸可溶Ａｌの濃度の上限値は、後述の通り、Ｃｅ、Ｌａ、ＮｄもしくはＰｒの１種または２種以上の合計量との関係である質量ベースで、７０≧１００×（Ｃｅ＋Ｌａ＋Ｎｄ＋Ｐｒ）／酸可溶Ａｌ＞０．７で規定されるが、Ａｌ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ合金の添加コストの面から１％以下とすることが好ましい。

また、ここでいう酸可溶Ａｌ濃度とは、酸に溶解したＡｌの濃度を測定したもので、溶存Ａｌは酸に溶解し、Ａｌ_２Ｏ_３は酸に溶解しないことを利用した分析方法である。ここで、酸とは、例えば塩酸１、硝酸１、水２の割合（質量比）で混合した混酸が例示できる。この様な酸を用いて、酸に可溶なＡｌと、酸に溶解しないＡｌ_２Ｏ_３とに分別でき、酸可溶Ａｌ濃度が測定できる。

（Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％）
Ｃａは、本発明においては重要な元素であり、硫化物を球状化させる等、脱硫の形態を制御させると共に、ＭｎＳ、ＣａＳ、または（Ｍｎ、Ｃａ）Ｓの１種または２種以上を、複合析出した酸化物またはオキシサルファイドと析出固溶させて複合介在物を形成させる効果があり、鋼の伸びフランジ性と曲げ加工性を向上することもできる。これらの効果を得るためにはＣａの添加量を０．００１％以上とすることが好ましい。しかし、Ｃａを多量に含有させても効果は飽和し、かえって鋼の清浄性を損ない、延性を劣化させる。そのため、０．００５０％を上限とする。好ましくは０．００１〜０．００４０％である。更に好ましくは０．００１５〜０．００３０％である。

（Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒの１種、２種、３種または４種の合計：０．００１〜０．０１％）
Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、ＰｒはＳｉ脱酸により生成したＳｉＯ_２、逐次的にＡｌ脱酸により生成したＡｌ_２Ｏ_３を還元し、かつ粗大化しようとするＡｌ_２Ｏ_３クラスターを分断し、ＭｎＳ系介在物の析出サイトとなり易く、且つ硬質、微細で圧延時に変形し難いＣｅ酸化物（例えば、Ｃｅ_２Ｏ_３、ＣｅＯ_２）、セリュウムオキシサルファイド（例えば、Ｃｅ_２Ｏ_２Ｓ）、Ｌａ酸化物（例えば、Ｌａ_２Ｏ_３、ＬａＯ_２）、ランタンオキシサルファイド（例えば、Ｌａ_２Ｏ_２Ｓ）、Ｎｄ酸化物（例えばＮｄ_２Ｏ_３）、Ｐｒ酸化物（例えばＰｒ_６Ｏ_１１）、Ｃｅ酸化物−Ｌａ酸化物−Ｎｄ酸化物−Ｐｒ酸化物、或いはセリュウムオキシサルファイド−ランタンオキシサルファイドを主相（５０％以上を目安とする。）とする介在物を形成する効果を有している。なお、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒの内Ｃｅ、Ｌａを用いることが好ましい。

ここで、上記介在物中には、脱酸条件によりＭｎＯ、ＳｉＯ_２、或いはＡｌ_２Ｏ_３を一部含有する場合もあるが、主相が上記酸化物であればＭｎＳ系介在物の析出サイトとして十分機能し、且つ介在物の微細・硬質化の効果も損なわれることはない。

このような介在物を得るためには、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒの１種、２種、３種または４種の合計濃度を０．００１％以上０．０１％以下にする必要があることを、実験的に知見した。

Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒの１種、２種、３種または４種の合計濃度が０．００１％未満ではＳｉＯ_２、Ａｌ_２Ｏ_３介在物を還元できず、０．０１％超ではセリュウムオキシサルファイド、ランタンオキシサルファイド、ネオジムオキシサルファイド、プラセジムオキシサルファイドの１種または２種以上が多量に生成し、粗大な介在物となり伸びフランジ性や曲げ加工性を劣化させる。

また、上記で述べた本発明の鋼板中における、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒの１種、２種、３種または４種からなる酸化物またはオキシサルファイドにＭｎＳが析出した形態の介在物の存在条件として、ＭｎＳがＣｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒの１種、２種、３種または４種からなる酸化物またはオキシサルファイドで如何に改質されているかを捉えることをＳの濃度を用いて規定できる点に着目し、鋼板の化学成分（Ｃｅ＋Ｌａ＋Ｎｄ＋Ｐｒ）／Ｓ質量比で規定し、整理することを着想した。具体的には、この質量比が小さいときには、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒの１種、２種、３種または４種からなる酸化物またはオキシサルファイドが少なく、ＭｎＳが単独で多数析出することになる。この質量比が大きくなってくると、ＭｎＳに比し、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒの１種、２種、３種または４種からなる酸化物またはオキシサルファイドが多くなってきて、これらＣｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒの１種、２種、３種または４種からなる酸化物またはオキシサルファイドにＭｎＳが析出した形態の介在物が多くなってくる。すなわち、ＭｎＳがＣｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒの１種、２種、３種または４種からなる酸化物またはオキシサルファイドで改質されてくる。こうして、伸びフランジ性と曲げ加工性を向上させるために、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒの１種、２種、３種または４種からなる酸化物またはオキシサルファイドにＭｎＳを析出させ、ＭｎＳの延伸を防止することに繋がる。このため、上記質量比は、これらの効果を奏するか否かを識別するためのパラメータとして整理することが可能となる。

そこで、ＭｎＳ系介在物の延伸抑制に有効な化学成分比を明らかにするため、鋼板の（Ｃｅ＋Ｌａ＋Ｎｄ＋Ｐｒ）／Ｓ質量比を変化させて、介在物の形態、伸びフランジ性と曲げ加工性を評価した。その結果、（Ｃｅ＋Ｌａ＋Ｎｄ＋Ｐｒ）／Ｓ質量比が０．２〜１０である場合に、伸びフランジ性と曲げ加工性が共に飛躍的に向上することが判明した。

（Ｃｅ＋Ｌａ＋Ｎｄ＋Ｐｒ）／Ｓ質量比が０．２未満になると、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒの１種、２種、３種または４種からなる酸化物またはオキシサルファイドにＭｎＳが析出した形態の介在物個数割合が少な過ぎるため、これに対応して、割れ発生の起点となり易いＭｎＳ系延伸介在物の個数割合が多くなり過ぎ、伸びフランジ性と曲げ加工性が低下する。

一方、（Ｃｅ＋Ｌａ＋Ｎｄ＋Ｐｒ）／Ｓ質量比が１０超になると、セリュウムオキシサルファイド、ランタンオキシサルファイドにＭｎＳを析出させて、伸びフランジ性と曲げ加工性を良好にするという効果が飽和してしまい、コスト的に見合わなくなる。以上の結果から、（Ｃｅ＋Ｌａ＋Ｎｄ＋Ｐｒ）／Ｓ質量比は０．２〜１０と限定する。ちなみに、（Ｃｅ＋Ｌａ＋Ｎｄ＋Ｐｒ）／Ｓ質量比が過大となり、例えば７０を超えてしまうと、セリュウムオキシサルファイド、ランタンオキシサルファイド、ネオジムオキシサルファイド、プラセジムオキシサルファイドの１種または２種以上が多量に生成し、粗大な介在物となるため、逆に、伸びフランジ性や曲げ加工性を劣化させることからも、（Ｃｅ＋Ｌａ＋Ｎｄ＋Ｐｒ）／Ｓ質量比の上限は１０とする。

以下、本発明においての、選択元素について化学成分を限定した理由について説明をする。これらの元素は選択元素であることから、添加の有無は任意であり、１種だけ加えても良く、２種以上加えてもよい。

Ｎｂ、Ｖについて
Ｎｂ、Ｖは、ＣもしくはＮと炭化物、窒化物、炭窒化物を形成して母材組織の細粒化を促進し、靭性向上に寄与する。

（Ｎｂ：０．０１〜０．１０％）
上述した複合炭化物、複合窒化物等を得るためこのＮｂ濃度を０．０１％以上とするのが好ましい。しかし、このＮｂ濃度が０．１０％を超えて多量に含有してもかかる母材組織の細粒化の効果が飽和し、製造コストが高くなる。このため、Ｎｂ濃度は０．１０％を上限とする。

（Ｖ：０．０１〜０．１０％）
上述した複合炭化物、複合窒化物等を得るためにはこのＶ濃度を０．０１％以上とするのが好ましい。しかし、このＶ濃度が０．１０％を超えて多量に含有しても効果が飽和し、製造コストが高くなる。このため、Ｖ濃度は０．１０％を上限とする。

Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｂについて
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｂは、強度を向上し、鋼の焼き入れ性を向上する。

（Ｃｕ：０．１〜２％）
Ｃｕは、フェライトの析出強化や疲労強度向上に寄与し、さらに鋼板の強度を確保するために、必要に応じて含有することができ、この効果を得るためには０．１％以上添加することが好ましい。しかし、このＣｕの多量の含有はかえって強度−延性のバランスを劣化させる。そのため、２％を上限とする。

（Ｎｉ：０．０５〜１％）
Ｎｉは、フェライトの固溶強化することができるため、さらに鋼板の強度を確保するために、必要に応じて含有することができ、この効果を得るためには０．０５％以上添加することが好ましい。しかし、このＮｉの多量の含有はかえって強度−延性のバランスを劣化させる。そのため、１％を上限とする。

（Ｃｒ：０．０１〜１％）
Ｃｒは、さらに鋼板の強度を確保するために、必要に応じて含有することができ、この効果を得るためには０．０１％以上添加することが好ましい。しかし、このＣｒの多量の含有はかえって強度−延性のバランスを劣化させる。そのため、１％を上限とする。

（Ｍｏ：０．０１〜０．４％）
Ｍｏは、さらに鋼板の強度を確保するために、必要に応じて含有することができ、これらの効果を得るためには０．０１％以上添加することが好ましい。しかし、このＭｏの多量の含有はかえって強度−延性のバランスを劣化させる。そのため、０．４％を上限とする。

（Ｂ：０．０００３〜０．００５％）
Ｂは、さらに粒界を強化し、加工性を向上するために、必要に応じて含有することができ、これらの効果を得るためには０．０００３％以上添加することが好ましい。しかし、このＢを０．００５％を超えて多量に含有させてもその効果は飽和し、かえって鋼の清浄性を損ない、延性を劣化させる。そのため、０．００５％を上限とする。

Ｚｒについて
Ｚｒは、硫化物の形態制御により、粒界を強化し、加工性を向上するために、必要に応じて含有することができる。

（Ｚｒ：０．００１〜０．０１％）
Ｚｒは、上述した硫化物を球状化して母材の靭性を改善する効果を得るためには０．００１％以上添加することが好ましい。しかし、このＺｒの多量の含有はかえって鋼の清浄性を損ない、延性を劣化させる。そのため、０．０１％を上限とする。

次に、本発明の鋼板中における介在物の存在条件について説明する。ここでいう鋼鈑とは、熱間圧延、或いはさらに冷間圧延を経て得られた圧延後の板を意味している。また、本発明の鋼板中における介在物の存在条件を、種々の観点から規定している。

伸びフランジ性と曲げ加工性に優れた鋼板を得るためは、割れ発生の起点や割れ伝播の経路となり易い延伸した粗大なＭｎＳ系介在物を鋼板中でできるだけ低減することが重要である。

そこで、本発明者は、上述の通り、Ｓｉを添加した後、Ａｌで脱酸し、その後、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒの１種、２種、３種または４種を添加して、更にＣａ添加して脱酸した鋼板で、質量ベースで、前記の（Ｃｅ＋Ｌａ＋Ｎｄ＋Ｐｒ）／酸可溶Ａｌ比、かつ、（Ｃｅ＋Ｌａ＋Ｎｄ＋Ｐｒ）／Ｓ比が得られている場合、複合脱酸により急激に溶鋼中の酸素ポテンシャルが低下するとともに、Ａｌ脱酸により生成するＡｌ_２Ｏ_３を還元し、かつ粗大化しようとするＡｌ_２Ｏ_３クラスターを分断するため、Ａｌで殆ど脱酸することなく製造した鋼板と同様に、伸びフランジ性と曲げ加工性に優れることを知見した。

また、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒの添加による脱酸およびひき続くＣａ添加により、若干Ａｌ_２Ｏ_３を含むものの大部分を占める生成した微細で硬質なＣｅ酸化物、Ｌａ酸化物、Ｎｄ酸化物、Ｐｒ酸化物、セリュウムオキシサルファイド、ランタンオキシサルファイド、ネオジムオキシサルファイド、プラセオジムオキシサルファイドとＣａ酸化物もしくＣａオキシサルファイドが固溶し、更にＭｎＳが析出固溶し、異なった成分の介在物相を有する複合介在物を形成し、圧延時にもこの複合介在物の変形が起こり難いため、鋼板中には延伸した粗大なＭｎＳが著しく減少することも併せて知見した。

そこで、質量ベースで、前記の（Ｃｅ＋Ｌａ＋Ｎｄ＋Ｐｒ）／酸可溶Ａｌ比、かつ、（Ｃｅ＋Ｌａ＋Ｎｄ＋Ｐｒ）／Ｓ比が得られている場合、円相当直径２μｍ以下の微細な介在物個数密度が急増し、その微細な介在物が鋼中に分散することが分かった。

この微細な介在物は、凝集しづらいため、その形状は殆どが球状あるいは紡錘状のものである。また、長径／短径（以降、「延伸割合」と記載する場合がある。）で表記すると３以下、好ましくは２以下である。本発明ではこれらの介在物を球形介在物と称している。

実験的には、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）等による観察で同定が容易であり、円相当直径５μｍ以下の介在物の個数密度に着目した。ちなみに、円相当直径の下限値は特に規定するものではないが、数字でカウントできる大きさとして、０．５μｍ程度以上の介在物を対象とすることが好適である。ここで、円相当直径とは、断面観察した介在物の長径と短径から、（長径×短径）０．５として求めたものと定義する。

これら５μｍ以下の微細な介在物が分散しているのは、Ａｌ脱酸による溶鋼の酸素ポテンシャルの低下と、Ｃｅ、Ｌａ、ＮｄもしくはＰｒの１種または２種または３種または４種からなる酸化物またはオキシサルファイドが存在し、これにＳｉ、Ａｌ、Ｃａの１種、２種または３種を含有する酸化物が析出固溶し、更にＭｎＳ、ＣａＳ、または（Ｍｎ、Ｃａ）Ｓの１種または２種以上が析出固溶した酸化物および／またはオキシサルファイドの複合介在物の微細化との相乗効果によるものと考えられる。

生成する複合介在物は、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒから１種、２種、３種、または４種を含有し、かつ、Ｃａを含有し、かつ、Ｏ、Ｓから１種または２種含有する介在物相（以下［Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ］−Ｃａ−［Ｏ、Ｓ］の第１群と表記する場合がある。）と、さらに、Ｍｎ、Ｓｉ、Ａｌから１種、２種、または３種を含有する介在物相（以下［Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ］−Ｃａ−［Ｏ、Ｓ］−［Ｍｎ、Ｓｉ、Ａｌ］の第２群と表記する場合がある。）との異なる成分を含む介在物相の複合介在物から成り、この複合介在物は、円相当径０．５〜５μｍの大きさの複合した１つの球状介在物を多数形成して、割れ発生の起点や亀裂伝播の経路となり難くなり、かえって微細であるため応力集中の緩和に寄与し、伸びフランジ性、耐曲げ加工性等の向上につながっているものと考えられる。

一方、本発明者は、割れ発生の起点や割れ伝播の経路となり易い延伸した粗大なＭｎＳ系介在物を鋼板中で低減できているかを調査した。

本発明者は、円相当径１μｍ未満であれば、延伸したＭｎＳでも割れ発生起点としては無害であり、伸びフランジ性や曲げ加工性を劣化させないことを実験を介して知見しており、また、円相当直径１μｍ以上の介在物は走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）等による観察も容易であることから、鋼板における円相当直径が１μｍ以上の介在物を対象として、その形態および組成を調査し、延伸したＭｎＳの分布状態を評価した。

なお、ＭｎＳの円相当直径の上限は特に規定するものではないが、現実的には１ｍｍ程度のＭｎＳが観察される場合がある。

延伸介在物の個数割合は、ＳＥＭを用いてランダムに選んだ円相当直径１μｍ以上の複数個（例えば５０個）の介在物を組成分析すると共に、介在物の長径と短径をＳＥＭ像から測定する。ここで延伸介在物を、長径／短径（延伸割合）が３を超える介在物と定義して、検出した上記延伸介在物の個数を、調査した全介在物個数（上述の例でいうと５０個）で除すことにより、上記延伸介在物の個数割合を求めることができる。

この延伸割合を３以下とした理由は、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒを添加しない比較鋼板中の延伸割合３を超える介在物は、殆どＭｎＳやＣｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒを添加した場合のＣｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒから成る酸化物およびオキシサルファイドを核にしてＭｎＳがその周囲に析出した場合の介在物、および低融点のＣａＯ−Ａｌ_２Ｏ_３系介在物および粗大な延伸するＣａＳであったためである。尚、ＭｎＳの延伸割合の上限は特に規定するものではないが、現実的には延伸割合５０程度のＭｎＳが観察される場合もある。

その結果、延伸割合３以下の延伸介在物の個数割合が５０％以上ように形態制御された鋼板では、伸びフランジ性と曲げ加工性が向上することが判明した。即ち、延伸割合３以下の延伸介在物の個数割合が５０％以上になると、割れ発生の起点となり易いＭｎＳやＣｅ、Ｌａを添加した場合のＣｅ、Ｌａから成る酸化物およびオキシサルファイドを核にしてＭｎＳがその周囲に析出した場合の介在物、および低融点のＣａＯ−Ａｌ_２Ｏ_３系介在物および粗大な延伸するＣａＳの個数割合が多くなり過ぎ、伸びフランジ性と曲げ加工性が低下する。そこで、本発明においては、延伸割合３以下の延伸介在物の個数割合が５０％以上とする。

また、伸びフランジ性や曲げ加工性は延伸したＭｎＳ系介在物等が少ないほど良好であるため、その延伸割合３を超える延伸介在物の個数割合の下限値は０％を含む。ここで、円相当直径１μｍ以上の介在物で、かつ、延伸割合３を超える延伸介在物の個数割合の下限値が０％の意味するところは、円相当直径が１μｍ以上の介在物であるが延伸割合３を超えるものが存在しない場合、又は延伸割合３を超える延伸介在物であっても、円相当直径がすべて１μｍ未満という場合である。

また、延伸介在物の最大円相当直径も、組織の結晶の平均粒径に比し小さいことが確認され、これにより、伸びフランジ性と曲げ加工性が飛躍的に向上できた要因と考えられる。

また、（Ｃｅ＋Ｌａ＋Ｎｄ＋Ｐｒ）／Ｓ質量比が０．２〜１０で、延伸割合が３以下の延伸介在物の個数割合が５０％以上ように形態制御された鋼板では、これに対応して、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒから１種、２種、３種、または４種を含有し、かつ、Ｃａを含有し、かつ、Ｏ、Ｓから１種または２種含有する介在物相（［Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ］−Ｃａ−［Ｏ、Ｓ］の第１群）と、さらに、Ｍｎ、Ｓｉ、Ａｌから１種、２種、または３種を含有する介在物相（［Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ］−Ｃａ−［Ｏ、Ｓ］−［Ｍｎ、Ｓｉ、Ａｌ］の第２群）との異なる成分を含む介在物相の複合介在物から成り、該複合介在物は、円相当径０．５〜５μｍの大きさの複合した１つの球状介在物を多数形成している場合が多い。

また、前記円相当径０．５〜５μｍの大きさの複合した１つの球状介在物は、融点が高く硬質な介在物であるため、圧延時にも変形が起こり難く、鋼板中でも延伸していない形状、すなわち、球状または紡錘状の介在物（本発明では球状と総称することがある）となっている。

ここで、延伸していないと判断される球状介在物とは、特に規定するものではないが、鋼鈑中の延伸割合３以下の介在物、好ましくは２以下の介在物である。これは、圧延前の鋳塊段階において、介在物が、前記第１群の［Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ］−Ｃａ−［Ｏ、Ｓ］の介在物相と、前記第２群の［Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ］−Ｃａ−［Ｏ、Ｓ］−［Ｍｎ、Ｓｉ、Ａｌ］の介在物相の異なる成分を含む複合介在物から成っていて、円相当径０．５〜５μｍの大きさの複合した１つの球状介在物を形成し、延伸割合が３以下であったためである。また、延伸していないと判断される球状介在物は、完全に球状であれば、延伸割合が１になるため、延伸割合の下限は１である。

この介在物の個数割合の調査を延伸介在物の個数割合調査と同様の方法で実施した。その結果、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒから１種、２種、３種、または４種を含有し、かつ、Ｃａを含有し、かつ、Ｏ、Ｓから１種または２種含有する第１群の介在物相（［Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ］−Ｃａ−［Ｏ、Ｓ］）と、さらに、Ｍｎ、Ｓｉ、Ａｌから１種、２種、または３種を含有する第２群の介在物相（［Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ］−Ｃａ−［Ｏ、Ｓ］−［Ｍｎ、Ｓｉ、Ａｌ］）との異なる成分を含む介在物相の複合介在物から成り、この複合介在は、円相当径０．５〜５μｍの大きさの複合した１つの球状介在物を形成し、その個数割合が円相当径０．５〜５μｍの大きさの全介在物個数の３０％以上に析出制御された鋼板では、伸びフランジ性と曲げ加工性が向上することが判明した。

そして、その個数割合が３０％未満になると、これに対応して、ＭｎＳの延伸介在物の個数割合が多くなり過ぎ、伸びフランジ性と曲げ加工性が低下するので好ましくない。

このため、円相当径０．５〜５μｍの大きさの複合した１つの球状介在物の個数割合は３０％以上とする。ここで、個数割合は、ＳＥＭを用いてランダムに選んだ５０個の延伸介在物の長径と短径をＳＥＭ像から測定する。そして、長径／短径（延伸割合）３以下の延伸介在物の個数を、調査した全介在物個数（５０個）で除すことにより、上記延伸介在物の個数割合を求めることができる。

また、伸びフランジ性や曲げ加工性は、円相当径０．５〜５μｍの大きさの複合した１つの球状介在物を多数析出させた方が良好であるため、その個数割合の上限値は１００％を含む。

なお、円相当径０．５〜５μｍの大きさの複合した１つの球状介在物は、圧延時にも変形が起こり難いため、その円相当直径は特に規定するものではなく、１μｍ以上でも良い。但し、あまり大きすぎると割れ発生起点となることが懸念されるため、上限は５μｍ程度が好ましい。

一方、この複合介在物は、圧延時にも変形が起こり難い上に、円相当直径が０．５μｍ未満の場合は、割れ発生起点とならないことから、円相当直径の下限は特に規定するものではない。

次に、上記で述べた本発明の鋼板中における複合介在物の存在条件として、介在物の単位体積当たりの個数密度で規定することとした。

介在物の粒径分布は、スピード法による電解面のＳＥＭ評価で実施した。スピード法による電解面のＳＥＭ評価とは、試料片の表面を研磨後、スピード法による電解を行い、試料面を直接ＳＥＭ観察することにより介在物の大きさや個数密度を評価するものである。なお、スピード法とは、１０％アセチルアセトン−１％テトラメチルアンモニュウムクロライド−メタノールを用いて試料表面を電解し、介在物を抽出する方法であるが、電解量としては試料表面の面積１ｃｍ２当たり電解量が１Ｃになるまで電解した。このようにして電解した表面のＳＥＭ像を画像処理して、円相当直径に対する頻度（個数）分布を求めた。この粒径の頻度分布から平均円相当直径を算出すると共に、観察した視野の面積と、電解量から求めた深さで頻度を除すことにより介在物の体積当たりの個数密度も算出した。

一方で、上記で述べた本発明の鋼板中における、前記第１群の［Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ］−Ｃａ−［Ｏ、Ｓ］の介在物相と、前記第２群の［Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ］−Ｃａ−［Ｏ、Ｓ］−［Ｍｎ、Ｓｉ、Ａｌ］の介在物相の異なる成分を含む複合介在物から成り、円相当径０．５〜５μｍの大きさの複合した１つの球状介在物の存在条件として、介在物中のＣｅ、Ｌａ、ＮｄもしくはＰｒの平均組成の含有量で規定した。

具体的には、上述したように、伸びフランジ性と曲げ加工性を向上させる上で、前記複合介在物は、円相当径０．５〜５μｍの大きさの複合した球状介在物として存在し、ＭｎＳ系介在物等の延伸を防止することが重要である。

この複合介在物の形態としては、円相当径０．５〜５μｍの大きさの複合した球状介在物または紡錘状の介在物となっている。

また、紡錘状の介在物とは、特に規定するものではないが、鋼鈑中の延伸割合３以下の介在物、好ましくは２以下の介在物とする。ここで、完全に球状であれば、延伸割合が１であるため、延伸割合の下限は１である。

そこで、延伸抑制と伸びフランジ性と曲げ加工性向上に有効な組成を明らかにするため、複合介在物の組成分析を実施した。

但し、この介在物の円相当直径が１μｍ以上であれば観察が容易なことから、便宜的に、円相当直径１μｍ以上を対象とした。但し、観察が可能であれば、円相当直径が１μｍ未満の介在物も含めても良い。

また、前記複合介在物の形態は延伸していないため、延伸割合はすべて３以下の介在物となっていることが確認された。従って、円相当直径１μｍ以上、かつ、延伸割合３以下の介在物を対象に組成分析を実施した。

その結果、円相当直径１μｍ以上、かつ、延伸割合３以下の介在物中に図３に示すように、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒから１種、２種、３種、または４種を含有し、かつ、Ｃａを含有し、かつ、Ｏ、Ｓから１種または２種含有する成分の第１群の介在物相と、さらに、Ｍｎ、Ｓｉ、Ａｌから１種、２種、または３種を含有する成分の第２群の介在物相の異なる成分を含む介在物相を２以上含む形態の複合介在物の成分組成からなっていることが分かった。そして、複合介在物中に、平均組成でＣｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒの１種、２種、３種または４種の合計を０．５〜９５％含有させると、伸びフランジ性と曲げ加工性が向上することが判明した。

上記の円相当直径１μｍ以上、かつ、延伸割合３以下の介在物中におけるＣｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒの１種、２種、３種または４種の合計の平均含有率が０．５質量％未満になると、上記の形態の介在物の個数割合が大きく減少するため、これに対応して、割れ発生の起点となり易いＭｎＳ系延伸介在物の個数割合が多くなり過ぎ、伸びフランジ性と曲げ加工性が低下する。

一方、円相当直径１μｍ以上、かつ、延伸割合３以下の介在物中におけるＣｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒの１種、２種、３種または４種の合計の平均含有率が９５％超になると、セリュウムオキシサルファイド、ランタンオキシサルファイドが多量に生成し、円相当直径が５０μｍ程度以上の粗大な介在物となるため、伸びフランジ性や曲げ加工性を劣化させる。

次に、鋼板の組織について説明する。

本発明では、鋳塊中に微細なＭｎＳ系介在物を析出させ、さらに圧延時に変形を受けず、割れ発生の起点となり難い微細球状介在物として鋼板中に分散させることにより、伸びフランジ性と曲げ加工性を向上させるものであり、鋼板のミクロ組織は特に限定するものではない。

鋼板のミクロ組織は特に限定するものではないが、ベイニティック・フェライトを主相とする組織にした鋼板、フェライト相を主相とし、マルテンサイト相、ベイナイト相を第２相とする複合組織鋼板、そしてフェライト、残留オーステナイトおよび低温変態相（マルテンサイトもしくはベイナイト）からなる複合組織鋼板の、いずれの組織でも良い。

従って、いずれの組織であっても、結晶粒径を１０μｍ以下に微細化することができるため、穴拡げ性と曲げ加工性を向上させることができるため好ましい。平均粒径が１０μｍを超えると、延性・曲げ加工性の向上が小さくなる。穴拡げ性と曲げ加工性の向上のためには、より好ましくは８μｍ以下である。ただし一般的には、足回り部品などのように優れた伸びフランジ性を得る必要がある場合には、延性ではやや劣るものの望ましくは、フェライトもしくはベイナイト相が面積比で最大の相であることが好ましい。

次に製造条件を説明する。

本発明では転炉で吹錬して脱炭し、或いは更に真空脱ガス装置を用いて脱炭した溶鋼中に、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ等の合金を添加し撹拌して、脱酸と成分調整を行う。

また、Ｓについては、前述の通り、精錬工程で脱硫を行わなくても良いため、脱硫工程を省略できる。但し、Ｓ≦２０ｐｐｍ程度の極低硫鋼を溶製するために二次精錬で溶鋼脱硫が必要な場合は、脱硫を行って、成分調整を実施することでも良い。

上記のＳｉ添加後、３分程度してから、Ａｌを添加してＡｌ脱酸を行い、Ａｌ_２Ｏ_３を浮上分離するために、約３分程度の浮上時間を確保することが好ましい。

その後、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒの１種、２種、３種または４種を添加して、質量ベー
スで、７０≧１００×（Ｃｅ＋Ｌａ＋Ｎｄ＋Ｐｒ）／酸可溶Ａｌ≧２、かつ、（Ｃｅ＋Ｌ
ａ＋Ｎｄ＋Ｐｒ）／Ｓが０．２〜１０となるように成分調整を行う。

ちなみに、選択元素を添加する場合は、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒの１種、２種、３種または４種を添加する前までに行い、十分撹拌し、必要に応じて選択元素の成分調整が行われた後に、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒの１種、２種、３種または４種の添加を行う。その後、十分撹拌し、Ｃａ添加を行う。このようにして溶製された溶鋼を連続鋳造して鋳塊を製造する。

連続鋳造については、通常の２５０ｍｍ厚み程度のスラブ連続鋳造に適用されるだけでなく、ブルームやビレット、さらにはスラブ連続鋳造機の鋳型厚みが通常より薄い、例えば１５０ｍｍ以下の薄スラブ連続鋳造に対して十分に適用可能である。

高強度熱延鋼板を製造するための熱延条件について述べる。

熱延前のスラブの加熱温度は鋼中の炭窒化物などを、一旦、固溶させることが必要であり、そのためには１２００℃超とすることが重要である。

これら炭窒化物を固溶させておくことにより、圧延後の冷却過程で延性の向上にとって好ましいフェライト相が得られる。一方、熱延前のスラブの加熱温度が１２５０℃を超えるとスラブ表面の酸化が著しくなり、特に粒界が選択的に酸化されることに起因する楔状の表面欠陥がデスケーリング後に残り、それが圧延後の表面品位を損ねるので上限を１２５０℃とすることが好ましい。

上記の温度範囲に加熱された後に、通常の熱間圧延を行うが、その工程の中で仕上げ圧延完了温度は鋼板の組織制御を行う場合に重要である。仕上げ圧延完了温度が、Ａｒ３点＋３０℃未満では表層部の結晶粒径が粗大になり易く、曲げ加工性上好ましくない。一方、Ａｒ３点＋２００℃超では圧延終了後のオーステナイト粒径が粗大になり、冷却中に生成する相の構成および分率が制御しづらくなるので、上限をＡｒ３点＋２００℃とすることが好ましい。

また、仕上げ圧延後の鋼板の平均の冷却速度を１０〜１００℃／秒とし、４５０〜６５０℃の範囲で巻き取り温度とする場合、仕上げ圧延後６８０℃まで約５℃／秒で空冷保持し、その後３０℃／秒以上の冷却速度で冷却し、４００℃以下で巻き取り温度とする場合とで、目的とする組織構成に応じて選択する。圧延後の冷却速度と巻き取り温度をコントロールすることによって、前者の圧延条件では、ポリゴナル・フェライト、ベイニティック・フェライト、およびベイナイト相から一つまたは二つ以上の組織とその分率を持った鋼板を、後者の圧延条件では、延性に優れる多量のポリゴナル・フェライト相とマルテンサイト相の複合組織をもつＤＰ鋼板を得ることができる。

上記の平均の冷却速度が１０℃／秒未満では伸びフランジ性に好ましくないパーライトが生成しやすくなり好ましくない。一方、組織制御の上では冷却速度に上限を設ける必要はないが、余りに速い冷却速度は鋼板の冷却を不均一にするおそれがあり、またそうした冷却を可能にするような設備の製造には多額の費用が必要となり、そのことで鋼板の価格上昇を招くと考えられる。このような観点から、冷却速度の上限は１００℃／秒とするのが好ましい。

本発明による高強度冷延鋼板は、熱延、巻き取り後、酸洗、スキンパス等の工程を経た鋼板を、冷間圧延し、焼鈍を行うことにより製造される。バッチ焼鈍、連続焼鈍などの焼鈍工程で焼鈍して、最終的な冷延鋼板とする。

また、本発明による高強度鋼板は電気めっき用鋼板として適用してもよいことは言うまでもない。電気めっきを施しても本発明高強度鋼板の機械特性には何ら変化が無い。

以下、本発明の実施例を比較例とともに説明する。

表１に示す化学成分の溶鋼を、転炉、ＲＨ工程を経由して、溶製した。その際、二次精錬における溶鋼脱硫工程を通さない時にはＳは０．００３〜０．０１１質量％とした。
また、溶鋼脱硫を行う際には、Ｓ≦２０ｐｐｍとした。

Ｓｉを添加して、表１に示すように成分調整をした後に、３分〜５分程度してから、Ａｌを添加してＡｌ脱酸を行い、Ａｌ_２Ｏ_３を浮上分離するために、３分〜６分程度の浮上時間を確保した。

その後、実験のチャージによってはＣｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒの１種、２種、３種または４種を添加して、質量ベースで、７０≧１００×（Ｃｅ＋Ｌａ＋Ｎｄ＋Ｐｒ）／酸可溶Ａｌ≧２、かつ、（Ｃｅ＋Ｌａ＋Ｎｄ＋Ｐｒ）／Ｓが０．２〜１０となるように成分調整を行った。

選択元素を添加する実験のチャージによっては、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒの１種、２種、３種または４種を添加する前までに行い、十分撹拌し、必要に応じて選択元素の成分調整が行われた後に、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒの１種、２種、３種または４種の添加を行なった。その後、十分撹拌し、Ｃａ添加を行なった。このようにして溶製された溶鋼を連続鋳造して鋳塊を製造した。

連続鋳造は、通常の２５０ｍｍ厚み程度のスラブ連続鋳造機を用いた。

連続鋳造した鋳塊は、表２に示す熱延条件で１２００℃超〜１２５０℃の範囲で加熱した。

その後、粗圧延を経て、仕上げ圧延を行なった。仕上げ圧延の完了温度は、Ａｒ３点＋３０℃以上、Ａｒ３点＋２００℃以下とした。ここで、Ａｒ３点の算出は通常の成分から導かれる式を用いた。

仕上げ圧延後の鋼板の平均の冷却速度は１０〜１００℃／秒とした。また、実験のチャージによっては、４５０〜６５０℃の範囲で巻き取り温度とする場合には、仕上げ圧延後６８０℃まで約５℃／秒で空冷保持し、その後３０℃／秒以上の冷却速度で冷却した。

この冷却で、ポリゴナル・フェライト、ベイニティック・フェライト、およびベイナイト相から一つまたは二つ以上の組織を有する鋼板を得ることが出来た。

一方、実験のチャージによっては、４００℃以下で巻き取り、ポリゴナル・フェライト相とマルテンサイト相の複合組織をもつＤＰ鋼板を得ることが出来た。

高強度冷延鋼板を得る場合、熱延、巻き取り後、酸洗、スキンパス等の工程を経て熱延鋼板を、冷間圧延し、連続焼鈍を行い冷延鋼板とした。さらに、めっき用鋼板を得る場合、電気めっきや溶融亜鉛めっきラインでめっき用鋼板とした。

スラブの化学成分を表１に示す。

また、熱間圧延の条件を表２に示す。これにより、厚さ３．２ｍｍの熱延板を得た。

この表１においては、鋼番号（以下、鋼番という。）１、３、５、７、９、１１、１３、１５、１７、１９、２１、２３、２５、２７、２９、３１、３３、３５、３７については、本発明に係る高強度鋼板の範囲内の組成で構成し、鋼番２、４、６、８、１０、１２、１４、１６、１８、２０、２２、２４、２６、２８、３０、３２、３４、３６、３８については、質量ベースで（Ｃｅ＋Ｌａ＋Ｎｄ＋Ｐｒ）／酸可溶Ａｌ比、（Ｃｅ＋Ｌａ＋Ｎｄ＋Ｐｒ）／Ｓ比、Ｓ、Ｔ．Ｏ、Ｃａ、Ｃｅ＋Ｌａ＋Ｎｄ＋Ｐｒ濃度を本発明に係わる高強度鋼板の範囲から逸脱させたスラブとして構成したものである。

ちなみに、この表１において、鋼番１と鋼番２、鋼板３と鋼番４、鋼番５と鋼番６、鋼番７と鋼番８、鋼番９と鋼番１０、鋼番１１と鋼番１２、鋼番１３と鋼番１４、鋼番１５と鋼番１６、鋼番１７と鋼番１８、鋼番１９と鋼番２０、鋼番２１と鋼番２２、鋼番２３と鋼番２４、鋼番２５と鋼番２６、鋼番２７と鋼番２８、鋼番２９と鋼番３０、鋼番３１と鋼番３２、鋼番３３と鋼番３４、鋼番３５と鋼番３６、鋼番３７と鋼番３８との間でそれぞれ比較をすることができるように、互いにほぼ同一組成で構成した上で、Ｃｅ＋Ｌａ等を互いに異ならせている。

また、この表２においては、条件Ａとして、加熱温度を１２５０℃、仕上圧延完了温度を８４５℃、仕上圧延後の冷却速度を７５℃／秒、巻き取り温度を４５０℃としている。条件Ｂとして、加熱温度を１２５０℃、仕上圧延完了温度を８６０℃、仕上げ圧延後６８０℃まで約５℃／秒で空冷保持し、その後３０℃／秒以上の冷却速度、巻き取り温度を４００℃としている。条件Ｃとして、加熱温度を１２５０℃、仕上圧延完了温度を８２５℃、仕上げ圧延後の冷却速度を４５℃／秒、巻き取り温度を４５０℃としている。

鋼番１と鋼番２に対しては、条件Ｂを、また、鋼番３と鋼番４に対しては、条件Ｂを、鋼番５と鋼番６に対しては、条件Ａを、更に鋼番７と鋼番８に対しては、条件Ａを、鋼番９と鋼番１０に対しては、条件Ａを、また、鋼番１１と鋼番１２に対しては、条件Ｃを、鋼番１３と鋼番１４に対しては、条件Ｂを適用するようにすることで、同一製造条件下で化学組成の影響を比較できるようにしている。

このようにして得られた鋼板の基本特性の強度（ＭＰａ）、延性（％）、伸びフランジ性（λ％）、および、曲げ加工性として限界曲げ半径（ｍｍ）を調査した。

また、鋼板中の延伸介在物の存在状態として、光学顕微鏡による観察もしくはＳＥＭによる観察で、すべて１μｍ程度以上の介在物を対象として、２μｍ以下の介在物の面積個数密度、延伸割合３以下の介在物については個数割合、体積個数密度、平均円相当直径（ここで、平均は相加平均であり、以下同様である）を調べた。

さらに、鋼板中の延伸していない介在物の存在状態として、すべて１μｍ程度以上の介在物を対象として、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒから１種、２種、３種、または４種を含有し、かつ、Ｃａを含有し、かつ、Ｏ、Ｓから１種または２種含有する第１群の介在物相と、さらに、Ｍｎ、Ｓｉ、Ａｌから１種、２種、または３種を含有する第２群の介在物相の異なる成分を含む介在物相を２以上含む介在物相から成る形態の複合介在物の個数割合および体積個数密度と、延伸割合３以下の介在物中におけるＣｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒの１種、２種、３種または４種の合計の含有量の平均値を調べた。

なお、１μｍ程度以上の介在物を対象としたのは、観察が容易であることに加えて、１μｍ程度未満の介在物は伸びフランジ性や曲げ加工性の劣化に影響しないためである。

その結果を鋼と圧延条件の組み合わせ毎に表３に示す。

強度と延性は、鋼板から圧延方向と平行に採取したＪＩＳ５号試験片の引張試験で求めた。伸びフランジ性は、１５０ｍｍ×１５０ｍｍの鋼板の中央に開けた直径１０ｍｍの打抜き穴を、６０°の円錐パンチで押し拡げ、板厚貫通亀裂が生じた時点での穴径Ｄ（ｍｍ）を測定し、穴拡げ値λ＝（Ｄ−１０）／１０で求めたλで評価した。曲げ加工性を表す指標として用いた限界曲げ半径（ｍｍ）は、曲げ試験片を採取し、ダイとパンチを備えた型を用いたＶ曲げ試験で求めた。ダイとして、断面Ｖ字形の凹み部、開き角度６０°のものを用いた。パンチとして、ダイの凹み部に適合する凸部を有するものを用いた。パンチの先端部の尖り部の曲げ半径を、０．５ｍｍ単位で変化させたパンチを用意して、曲げ試験を行い、被試験片の曲げ部に割れが発生する限界小のパンチ先端部の尖りの曲率半径を求め、これを限界曲げ半径として評価した。

なお、試験片は同規格に規定の１号試験片であり、平行部が２５ｍｍ、曲率半径Ｒが１００ｍｍ、原板（熱延板）の両面を等しく研削した厚さ３．０ｍｍのものを用いた。

さらに、介在物はＳＥＭ観察を行い、ランダムに選んだ円相当直径１μｍ以上の介在物５０個について長径と短径を測定した。さらに、ＳＥＭの定量分析機能を用いて、ランダムに選んだ円相当直径１μｍ以上の介在物５０個について組成分析を実施した。それらの結果を用いて、延伸割合３以下の介在物の個数割合、延伸割合３以下の介在物の平均円相当直径、複合介在物の個数割合、さらに延伸割合３以下の介在物中におけるＣｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒの１種、２種、３種または４種の合計の平均値を求めた。また、介在物の形態別体積個数密度は、スピード法により電解面のＳＥＭ評価により算出した。

表３から明らかなように、本発明の方法を適用した鋼番１、３、５、７、９、１１、１３等の奇数鋼番では、本発明で規定する複合介在物を生成することで、延伸したＭｎＳ系介在物を鋼板中で低減することができた。即ち、鋼鈑中に存在する円相当直径０．５〜５μｍの大きさの微細球状複合介在物が存在し、この複合介在物の成分組成は、本発明で規定する第１群の［Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ］−Ｃａ−［Ｏ、Ｓ］の介在物相と、前記第２群の［Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ］−Ｃａ−［Ｏ、Ｓ］−［Ｍｎ、Ｓｉ、Ａｌ］の介在物相の内の、異なる成分を含む介在物相を２以上含む介在物相からなっていた。そして、これら円相当径０．５〜５μｍの大きさの複合した１つの球状介在物の個数割合が円相当径０．５〜５μｍの大きさの全介在物個数の３０％以上、鋼鈑中に存在する円相当直径１μｍ以上の介在物で、かつ、長径／短径が３以下の延伸介在物の個数割合が円相当直径１μｍ以上の全介在物個数の５０％以上、介在物中のＣｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒの１種、２種、３種または４種の合計の平均含有率を０．５％〜９５％とすることができた。なお、いずれの鋼板の組織においても、平均結晶粒径は、いずれも１〜８μｍであり、本発明と比較例とはほぼ同一の平均結晶粒径であった。

その結果、比較鋼と比べて、本発明鋼としての鋼番１、３、５、７、９、１１、１３等の奇数鋼番では、伸びフランジ性と曲げ加工性に優れた鋼板を得ることができた。しかし、比較鋼（鋼番２、４、６、８、１０、１２、１４等の偶数鋼番）では、平均結晶粒径は、いずれも１０μｍ超で、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒをほとんど含まない長径／短径が３以上の延伸介在物、すなわち延伸したＭｎＳ系介在物であり、介在物の分布状態が本発明で規定する分布状態と異なるため、鋼板加工時に延伸したＭｎＳ系介在物が割れ発生の起点となり、伸びフランジ性と曲げ加工性が低下していた。

表４と表５には、ＣａとＣｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒの１種、２種、３種または４種との添加順序を変更した場合の介在物組成と穴広げ率について、本発明２０と比較例２０とを比較した結果を示す。本発明２０ではＣｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒの内のＣｅの添加の後にＣａを添加するが、比較例２０はこれとは逆に、Ｃａを添加した後にＣｅを添加した場合には、介在物はＣａＳにＣｅからなる酸化物またはオキシサルファイドとＭｎＳが析出した介在物となり、介在物の組成が本発明で規定する異なる成分を含む介在物相を２以上含む介在物相から成る介在物とは異なり、介在物の伸延割合も大きく、穴広げ率も本願の発明例に比べて低下した。

表６と表７には、Ｃｅ、Ｌａ２種の添加の後にＣａを添加しなかった場合の比較例２１の介在物組成と穴広げ率について、本発明２１（Ｃｅ、Ｌａの２種の添加の後にＣａを添加）と比較した結果を示す。Ｃｅ、Ｌａの２種の添加の後にＣａを添加しなかった場合には、連続鋳造設備での鋳造中に浸漬ノズルが閉塞し、全ての取鍋内溶鋼を完全に鋳造することができずに、後鍋も鋳造することができずに生産障害を発生した。また、その中でも途中まで鋳造することができたスラブを熱延以降の処理をして製品を得たが、その製品における介在物はＣｅ、Ｌａの２種からなる酸化物またはオキシサルファイドにＭｎＳが析出した介在物となり、介在物の組成が本願の異なる成分を含む介在物相を２以上含む介在物相から成る介在物とは異なり、介在物の伸延割合も大きく、穴広げ率も本発明２１に比べて低下した。

その結果、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒの添加による脱酸により生成した微細で硬質なＣｅ酸化物、Ｌａ酸化物、Ｎｄ酸化物、Ｐｒ酸化物、セリュウムオキシサルファイド、ランタンオキシサルファイド、ネオジムオキシサルファイド、プラセジムオキサイドを形成し、なおかつさらに添加されたＣａと複合することで、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒから１種、２種、３種、または４種と、かつ、Ｃａと、かつ、Ｏ、Ｓから１種または２種からなる介在物相と、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒから１種、２種、３種、または４種と、かつ、Ｃａと、かつ、Ｏ、Ｓから１種または２種と、さらに、Ｍｎ、Ｓｉ、Ａｌから１種、２種、または３種とからなる介在物相との、異なる成分を含む介在物相の複合介在物から成り、該複合介在物が、円相当径０．５〜５μｍの大きさの複合した１つの球状介在物を形成すると、圧延時にも、析出したＭｎＳの変形が起こり難いので、鋼板中には、延伸した粗大なＭｎＳが著しく減少し、繰返し変形時や穴拡げ加工、曲げ加工時において、ＭｎＳ系介在物が、割れ発生の起点や、亀裂伝播の経路となり難くなり、これが、穴拡げ性等の向上につながることが判明した。

（１） 質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．２５％、
Ｓｉ：０．１〜２．０％、
Ｍｎ：０．５〜３．０％、
Ｐ：０．０５％以下、
Ｔ．Ｏ：０．００５０％以下、
Ｓ：０．０００１〜０．０１％、
Ｎ：０．０００５〜０．０１％、
酸可溶Ａｌ：０．０１％超、
Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、
Ｃｅ、Ｌａ、ＮｄもしくはＰｒの１種または２種以上の合計：０．００１〜０．０１％、さらに、質量ベースで、７０≧１００×（Ｃｅ＋Ｌａ＋Ｎｄ＋Ｐｒ）／酸可溶Ａｌ＞０．７、かつ、（Ｃｅ＋Ｌａ＋Ｎｄ＋Ｐｒ）／Ｓが０．２〜１０で、
残部が鉄および不可避的不純物からなる化学成分の鋼板であり、
該鋼板中には、
Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒから１種、２種、３種、または４種と、
かつ、Ｃａと、
かつ、Ｏ、Ｓから１種または２種とからなる化学成分の介在物相と、
Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒから１種、２種、３種、または４種と、
かつ、Ｃａと、
かつ、Ｏ、Ｓから１種または２種と、さらにＭｎ、Ｓｉ、Ａｌから１種、２種、または３種とからなる化学成分の介在物相との、異なる成分を含む介在物相の複合介在物から成り、該複合介在物は、円相当径０．５〜５μｍの大きさの複合した１つの球状介在物を形成して、該球状介在物の個数割合が円相当径０．５〜５μｍの大きさの全介在物個数の３０％以上であることを特徴とする伸びフランジ性と曲げ加工性に優れた高強度鋼板。

（５） 鋼板の化学成分が、さらに、質量％で、
Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、
Ｖ：０．０１〜０．１０％、
のいずれか１種または２種含有していることを特徴とする上記（１）〜（４）のいずれか１項に記載の伸びフランジ性と曲げ加工性に優れた高強度鋼板。

（６） 鋼板の化学成分が、さらに、質量％で、
Ｃｕ：０．１〜２％、
Ｎｉ：０．０５〜１％、
Ｃｒ：０．０１〜１％、
Ｍｏ：０．０１〜０．４％、
Ｂ：０．０００３〜０．００５％、
のいずれか１種または２種以上含有していることを特徴とする上記（１）〜（５）のいずれか１項に記載の伸びフランジ性と曲げ加工性に優れた高強度鋼板。

（７） 鋼板の化学成分が、さらに、質量％で、
Ｚｒ：０．００１〜０．０１％、
を含有していることを特徴とする上記（１）〜（６）のいずれか１項に記載の伸びフランジ性と曲げ加工性に優れた高強度鋼板。

生成する複合介在物は、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒから１種、２種、３種、または４種をと、かつ、Ｃａと、かつ、Ｏ、Ｓから１種または２種とからなる介在物相（以下［Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ］−Ｃａ−［Ｏ、Ｓ］の第１群と表記する場合がある。）と、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒから１種、２種、３種、または４種をと、かつ、Ｃａと、かつ、Ｏ、Ｓから１種または２種と、さらに、Ｍｎ、Ｓｉ、Ａｌから１種、２種、または３種とからなる介在物相（以下［Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ］−Ｃａ−［Ｏ、Ｓ］−［Ｍｎ、Ｓｉ、Ａｌ］の第２群と表記する場合がある。）との異なる成分を含む介在物相の複合介在物から成り、この複合介在物は、円相当径０．５〜５μｍの大きさの複合した１つの球状介在物を多数形成して、割れ発生の起点や亀裂伝播の経路となり難くなり、かえって微細であるため応力集中の緩和に寄与し、伸びフランジ性、耐曲げ加工性等の向上につながっているものと考えられる。

Claims (11)

1. 質量％で、
   Ｃ：０．０３〜０．２５％、
   Ｓｉ：０．１〜２．０％、
   Ｍｎ：０．５〜３．０％、
   Ｐ：０．０５％以下、
   Ｔ．Ｏ：０．００５０％以下、
   Ｓ：０．０００１〜０．０１％、
   Ｎ：０．０００５〜０．０１％、
   酸可溶Ａｌ：０．０１％超、
   Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、
   Ｃｅ、Ｌａ、ＮｄもしくはＰｒの１種または２種以上の合計：０．００１〜０．０１％、さらに、質量ベースで、７０≧１００×（Ｃｅ＋Ｌａ＋Ｎｄ＋Ｐｒ）／酸可溶Ａｌ＞０．７、かつ、（Ｃｅ＋Ｌａ＋Ｎｄ＋Ｐｒ）／Ｓが０．２〜１０で、
   残部が鉄および不可避的不純物からなる化学成分の鋼板であり、
   該鋼板中には、
   Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒから１種、２種、３種、または４種を含有し、
   かつ、Ｃａを含有し、
   かつ、Ｏ、Ｓから１種または２種を含有する介在物相と、
   さらに、Ｍｎ、Ｓｉ、Ａｌから１種、２種、または３種を含有する介在物相との、異なる成分を含む介在物相の複合介在物から成り、該複合介在物は、円相当径０．５〜５μｍの大きさの複合した１つの球状介在物を形成して、該球状介在物の個数割合が円相当径０．５〜５μｍの大きさの全介在物個数の３０％以上であることを特徴とする伸びフランジ性と曲げ加工性に優れた高強度鋼板。
2. 前記球状介在物が円相当直径１μｍ以上の介在物で、かつ、長径／短径が３以下の延伸介在物の個数割合が円相当直径１μｍ以上の全介在物個数の５０％以上であることを特徴とする請求項１に記載の伸びフランジ性と曲げ加工性に優れた高強度鋼板。
3. 前記球状介在物中に平均組成でＣｅ、Ｌａ、ＮｄもしくはＰｒの１種または２種または３種または４種の合計を０．５〜９５質量％含有することを特徴とする請求項１または２に記載の伸びフランジ性と曲げ加工性に優れた高強度鋼板。
4. 前記鋼板の組織における結晶の平均粒径が１０μｍ以下であることを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の伸びフランジ性と曲げ加工性に優れた高強度鋼板。
5. さらに、質量％で、
   Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、
   Ｖ：０．０１〜０．１０％、
   のいずれか１種または２種含有していることを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の伸びフランジ性と曲げ加工性に優れた高強度鋼板。
6. さらに、質量％で、
   Ｃｕ：０．１〜２％、
   Ｎｉ：０．０５〜１％、
   Ｃｒ：０．０１〜１％、
   Ｍｏ：０．０１〜０．４％、
   Ｂ：０．０００３〜０．００５％、
   のいずれか１種または２種以上含有していることを特徴とする請求項１〜５のいずれか１項に記載の伸びフランジ性と曲げ加工性に優れた高強度鋼板。
7. さらに、質量％で、
   Ｚｒ：０．００１〜０．０１％、
   を含有していることを特徴とする請求項１〜６のいずれか１項に記載の伸びフランジ性と曲げ加工性に優れた高強度鋼板。
8. 製鋼における精錬工程において、質量％で、Ｐが０．０５％以下、Ｓが０．０００１％以上に処理された溶鋼に、Ｃが０．０３〜０．２５％、Ｓｉを０．１〜２．０％、Ｍｎを０．５〜３．０％、Ｎが０．０００５〜０．０１％となる様に添加もしくは調整し、その後、Ａｌを酸可溶Ａｌで０．０１％超、Ｔ．Ｏが０．００５０％以下となる様に添加し、さらにその後、Ｃｅ、Ｌａ、ＮｄもしくはＰｒの１種または２種以上を添加して、さらに、質量ベースで、７０≧１００×（Ｃｅ＋Ｌａ＋Ｎｄ＋Ｐｒ）／酸可溶Ａｌ＞０．７、かつ、（Ｃｅ＋Ｌａ＋Ｎｄ＋Ｐｒ）／Ｓが０．２〜１０、Ｃｅ、Ｌａ、ＮｄもしくはＰｒの１種または２種以上の合計を０．００１〜０．０１％とした後に、Ｃａが０．０００５〜０．００５０％となる様に添加もしくは調整することを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の伸びフランジ性と曲げ加工性に優れた高強度鋼板用の溶鋼の溶製方法。
9. 前記精錬工程において、Ｃｅ、Ｌａ、ＮｄもしくはＰｒの１種または２種以上を添加する前に、さらに、質量％で、Ｎｂを０．０１〜０．１０％、Ｖを０．０１〜０．１０％のいずれか１種または２種となる様に添加することを特徴とする請求項８に記載の伸びフランジ性と曲げ加工性に優れた高強度鋼板用の溶鋼の溶製方法。
10. 前記精錬工程において、Ｃｅ、Ｌａ、ＮｄもしくはＰｒの１種または２種以上を添加する前に、さらに、質量％で、Ｃｕを０．１〜２％、Ｎｉを０．０５〜１％、Ｃｒを０．０１〜１％、Ｍｏを０．０１〜０．４％、Ｂを０．０００３〜０．００５％のいずれか１種または２種以上となる様に添加することを特徴とする請求項８または９に記載の伸びフランジ性と曲げ加工性に優れた高強度鋼板用の溶鋼の溶製方法。
11. 前記精錬工程において、Ｃｅ、Ｌａ、ＮｄもしくはＰｒの１種または２種以上を添加する前に、さらに、質量％で、Ｚｒを０．００１〜０．０１％となる様に添加することを特徴とする請求項８〜１０のいずれか１項に記載の伸びフランジ性と曲げ加工性に優れた高強度鋼板用の溶鋼の溶製方法。

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