JP2014109056A - 伸びフランジ性、曲げ加工性に優れた高強度鋼板およびその鋼板用の溶鋼の溶製方法 - Google Patents

Abstract

【課題】伸びフランジ性、曲げ加工性に優れた高強度鋼板を提供する。
【解決手段】Ｃ：0.03〜0.25％、Si：0.001〜0.07％、Mn：0.5〜3.0％、Ｓ：0.0001
〜0.008％、T.O：0.005％以下、酸可溶Al：0.01〜1.3％、酸可溶Ti：0.008〜0.20％、Ｃａ：0.0005〜0.0050％、Ce、La、Nd、Prの１種または２種以上を合計で0.001〜0.01％含有し、（Ce＋La＋Nd＋Pr）／T.O＞0.5、かつ、Ca／T.O＞0.6を満たす鋼板であり、該鋼板中には、Ce、La、Nd、Pr、Al、Ti、Caの１種または２種以上、かつ、O、Sの１種または２種を含有する介在物相と、Ce、La、Nd、Pr、Ti、Mnの１種または２種以上、かつ、Ca、Sを含有する介在物相と、Ti、Mn、Sの１種または２種以上を含有する介在物相があり、３つの介在物相のうち１種または２種以上の介在物相とからなる複合介在物を含み、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前記大きさの全介在物個数の30％以上であるようにする。
【選択図】なし

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、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。

また、これらの鋼片を加熱炉で加熱するときや圧延するときには、表面に酸化物スケールを形成する。この酸化物スケールを、熱間圧延や、加工前にデスケーリング（デスケ、酸化物スケール除去）する必要があるが、デスケーリング時に、スケールが十分に除去できずに鋼板の表面に残存した場合、熱間圧延や、加工でスケールを噛みこんだりして、製品に疵が発生したり、赤スケール等が発生する。
こうしたスケールを噛みこんだ疵や、赤スケール等は、製品鋼板の表面性状の劣化、めっき付着、めっき密着性の劣化を引き起こしたりして問題を起こしたり、問題を回避する目的で疵を除去する工程を増加するためにコストがかかったりしている。

高強度と、良加工性・良成形性を両立させる鋼板の中でも、こうしたスケールを噛みこんだ疵や、赤スケール等により生成された、製品鋼板の表面性状の劣化、めっき付着、めっき密着性の劣化等に厳格な材料は、これらの原因の一つであるスケール成分Ｆｅ_２ＳｉＯ₄を生成させないためＳｉを添加しない成分系としているが、それでも加熱炉の露点条件や、圧延条件によっては、疵等が発生することがある。

また、これらのＳｉを添加しない成分系は、溶鋼の重要な脱酸元素であるＳｉがないため、比較的酸素ポテンシャルが高くなり、Ａｌ_２Ｏ_３系酸化物介在物が多いため、こうした介在物系の表面疵や内質欠陥も引き起こされたり、酸素ポテンシャルが高いことから溶鋼脱Ｓしにくい等の溶製上の課題も存在したりする。
さらには、高強度化に必要なＳｉ元素を添加しないため、高強度化を図るためにＭｎを増量したり、その他の析出強化元素を増やしたりすることが必要であるが、Ｓｉ添加の成分系の材料よりも加工性・成形性が劣る。

まず、疵や表面性状の劣化、めっき付着性の劣化問題を克服するために、Ｓｉ濃度が０．１％超の場合には適用困難であるが、Ｓｉ濃度を０．１％以下に低下させた鋼をベースとして、加熱炉の雰囲気かつスラブ加熱温度を制御する方案が提案されている。例えば、特許文献１に、熱間圧延前のＳｉ濃度が０．１％以下の普通鋼スラブを加熱炉で加熱する際に、空気比で１．０〜１．２の雰囲気かつスラブ加熱温度が１０５０℃〜１２５０℃の範囲内で加熱することを特徴とする方法が開示されている。

また、熱間圧延後のスケールの密着性や、２次加工前のメカニカルデスケーリングにおけるスケールの剥離性といった観点からの技術として例えば、特許文献２には、熱間圧延後の鋼材を水蒸気やミスト水中を通過させることで表面を酸化処理するとともに、その酸化処理の温度を制御することで、スケールと地鉄の界面にファイヤライトを形成させる技術が開示されている。

特許文献３には、Ｓｉレスの成分系で、ＴｉやＮｂを高濃度として炭化物、窒化物、炭窒化物を形成させることで、高強度で穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき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には、ほとんどＡｌを添加せず、溶存酸素を多量に残すことにより、溶鋼中にほとんど介在物を生成させず、表面性状に優れた鋼板を作り、ＣｕやＮｂやＢを添加して高強度で、加工性、成形性に優れた鋼板を得る技術が開示されている。

特開２００４−１０９５４号公報 特開２００８−４９３９１号公報 特開２０１１−２４１４２９号公報 特開２００６−２５７５４２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、加熱炉の雰囲気かつスラブ加熱温度の制御による線状のスケール疵およびめっきムラの欠陥を防ぐ方法は、確かに表面品質の高い良好な製品を得ることができるものの、顕著な伸びフランジ性、曲げ加工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、スケール剥離性の観点からの製造方法でも同様で、顕著な伸びフランジ性、曲げ加工性の向上は確認できていない。

そして、特許文献３に開示されているような、Ｓｉレスの成分系で、ＴｉやＮｂを高濃度として炭化物、窒化物、炭窒化物を形成させることで、高強度で穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板を得る技術は、粗大なセメンタイト、Ｃ濃度の高いマルテンサイト等硬質組織の生成を抑制し、優れた穴拡げ性を示すものの、曲げ加工性の顕著な向上は確認できていない。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。
また、多量の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、粗大な炭化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、ほとんどＡｌを添加せず、溶存酸素を多量に残すことにより、溶鋼中にほとんど介在物を生成させず、表面性状に優れた鋼板を作り、ＣｕやＮｂやＢを鋼板中に分散させた高強度鋼板は、優れた表面性状を示すものの、伸びフランジ性、曲げ加工性の顕著な向上は確認できていない。
そして、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、ＭｎおよびＳが所定量含有されていることから、粗大なＭｎＳ系介在物が生成されていると考えられるため、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。

本発明者らの研究によれば、特許文献１、２、３および４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の存在にあることが分かった。また、同時に可溶性Ｔｉを高めていくと、粗大なＴｉＳやＭｎＳと一部化合して（Ｍｎ，Ｔｉ）Ｓとなり、ＭｎＳ同様に延伸する（Ｍｎ，Ｔｉ）Ｓの存在も悪影響を及ぼしていることが分かった。即ち、鋼板が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、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および４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５〜１５０ｐｐｍ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。

こうした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、延伸した粗大な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、高強度と、良加工性・良成形性を両立させる鋼板の中でも、スケールを噛みこんだ疵や、赤スケール等により生成された、製品鋼板の表面性状の劣化、めっき付着、めっき密着性の劣化等に厳格な材料に応用し、スケール疵の抑制や、めっき付着性向上を積極的に改良しながら、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、曲げ加工性に優れた高強度鋼板およびその鋼板用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、鋳塊中に粗大なＡｌ_２Ｏ_３系酸化物、ＭｎＳ系介在物を生成させず、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、さらに鋼片や鋼板表面の疵の発生、赤スケール等の発生を抑制しながら、伸びフランジ性、曲げ加工性を向上させた高強度鋼板およびその鋼板用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、Ａｌ、Ｔｉ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｃａの添加により、複合脱酸し、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、かつ、鋼片や鋼板表面の腐食に影響を及ぼす、界面の水素イオン濃度の上昇を抑制しつつ、疵の発生、赤スケール等の発生抑制に効果を得ることにより、伸びフランジ性、曲げ加工性を向上させる方法の解明を中心に、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、Ａｌ、Ｔｉ、Ｃａの１種または２種以上を含有し、かつ、Ｏ、Ｓから１種または２種を含有する介在物相と、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｔｉ、Ｍｎの１種または２種以上を含有し、かつ、Ｃａ、Ｓを含有する介在物相と、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｓの１種または２種以上を含有する介在物相があり、３つの介在物相のうち１種または２種以上の介在物相が、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系介在物の変形が起こり難いので、鋼板中には、延伸した粗大なＭｎＳ系介在物が著しく減少し、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、（Ｃｅ＋Ｌａ＋Ｎｄ＋Ｐｒ）／Ｔ．Ｏ＞０．５、かつ、Ｃａ／Ｔ．Ｏ＞０．６とすることで、Ｓｉを添加しなくても、溶鋼中の酸素ポテンシャルを低下させることができ、この低い酸素ポテンシャル下で、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た。さらには、この成分比を達成できれば、粗大なＡｌ_２Ｏ_３系酸化物がなくなり、Ａｌ_２Ｏ_３系酸化物に起因する表面疵を抑制でき、鋼片や鋼板表面の腐食に影響を及ぼす、界面の水素イオン濃度の上昇を抑制しつつ、伸びフランジ性、曲げ加工性が向上することに併せて、飛躍的に、スケール疵の発生、赤スケール等の発生抑制に効果を得られることを見出し、本発明を完成した。
なお、ＴｉＮやＴｉＣが微細で硬質な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上にＭｎＳ系介在物と共に複合析出してくる例も観察されたが、曲げ加工性や伸びフランジ性にはほとんど影響がないことが確認されたため、ＴｉＮやＴｉＣはＭｎＳ系介在物の対象としない。
また、Ｔｉを添加して鋼中の酸可溶Ｔｉを高めることで、固溶ＴｉもしくはＴｉの炭窒化物のピン止めの効果により結晶粒を微細化することもできることが分かった。従って、鋼中のＭｎＳ系介在物をできる限り延伸させず微細球状化でき、同時に結晶粒も微細化できるため、伸びフランジ性、曲げ加工性を両立させることができることが分かった。

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鋼板用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：０．００１〜０．０７％、
Ｍｎ：０．５〜３．０％、
Ｐ：０．０５％以下、
Ｔ．Ｏ：０．００５０％以下、
Ｓ：０．０００１〜０．００８％、
Ｎ：０．０００５〜０．０１％、
酸可溶Ａｌ：０．０１〜１．３％、
酸可溶Ｔｉ：０．００８〜０．２０％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、
Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、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、（Ｃｅ＋Ｌａ＋Ｎｄ＋Ｐｒ）／Ｔ．Ｏ＞０．５、かつ、Ｃａ／Ｔ
．Ｏ＞０．６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、Ａｌ、Ｔｉ、Ｃａの１種または２種以上を含有し、かつ、Ｏ、Ｓの１種または２種を含有する介在物相と、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｔｉ、Ｍｎの１種または２種以上を含有し、かつ、Ｃａ、Ｓを含有する介在物相と、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｓの１種または２種以上を含有する介在物相があり、３つの介在物相のうち１種または２種以上の介在物相が、円相当径０．５〜５μｍの大きさの複合した１つの球状複合介在物を形成しており、該球状複合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、曲げ加工性に優れた高強度鋼板。

（２） 前記球状複合介在物が円相当直径１μｍ以上の介在物であり、かつ、長径／短径が３以下の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（１）に記載の伸びフランジ性、曲げ加工性に優れた高強度鋼板。

（３） 前記球状複合介在物中に含有する、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒの１種または２種以上の合計が平均組成で０．５〜９５質量％であることを特徴とする（１）または（２）に記載の伸びフランジ性、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（１）〜（３）のいずれかに記載の伸びフランジ性、曲げ加工性に優れた高強度鋼板。

（５） さらに、質量％で、
Ｎｂ：０．００１〜０．１０％、
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（１）〜（４）のいずれかに記載の伸びフランジ性、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（１）〜（５）のいずれかに記載の伸びフランジ性、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（１）〜（６）のいずれかに記載の伸びフランジ性、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を無添加、Ｍｎを１．０〜３．０％、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％以上、Ｔ．Ｏが０．００５０％以下となる様に添加し、その後、Ｔｉを酸可溶Ｔｉで０．００８％以上となる様に添加し、さらにその後、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、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、（Ｃｅ＋Ｌａ＋Ｎｄ＋Ｐｒ）／Ｔ．Ｏ＞０．５、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、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を添加して、さらに、質量ベースで、Ｃａ／Ｔ．Ｏ＞０．６、Ｃａ：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（１）〜（４）のいずれかに記載の伸びフランジ性、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、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０．００１〜０．１０％、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（８）に記載の伸びフランジ性、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、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（８）または（９）に記載の伸びフランジ性、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、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（８）〜（１０）のいずれかに記載の伸びフランジ性、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、通常の熱延鋼板または冷延鋼板であって、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の使用を含むものである。

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、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、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。

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、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無添加、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Ａｌを添加して脱酸して、製造した熱間圧延鋼板では、鋼塊中にＡｌ_２Ｏ_３系介在物が存在し、その融点が２０４０℃と高く、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℃程度と低く、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、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。

そこで本発明者らは、溶鋼をＡｌで脱酸して約２分程度撹拌した後、Ｔｉを添加し、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、この様な鋼板では、伸びフランジ性と曲げ加工性を向上させることができることが確認できた。なお、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒの１種または２種以上を、以下では（Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ）と記載する場合がある。
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やＴｉＳ等ＭｎＳ系介在物が析出し、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、これら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、Ｔｉを添加し、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無添加溶鋼において、Ａｌで脱酸し、Ｔｉを添加し、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）／Ｔ．Ｏ＞０．５、かつ、Ｃａ／Ｔ．Ｏ＞０．６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。
Ｓｉ無添加溶鋼における以上の効果は、Ｓｉ添加鋼すなわち、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、（Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ）、Ｃａによる複合的な脱酸の効果にまでは至らないまでも、Ｓｉ無添加溶鋼における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、Ａｌ_２Ｏ_３活量を極めて低くできるため、Ｓｉ添加鋼
と同様に、伸びフランジ性、曲げ加工性に優れる鋼板が得られることが分かった。また、この成分比を達成できれば、粗大なＡｌ_２Ｏ_３系酸化物がなくなり、Ａｌ_２Ｏ_３系酸化物に起因する表面疵を抑制でき、飛躍的に、スケール疵の発生、赤スケール等の発生抑制に効果がある結果を得られた。

その理由は、以下の通りと考えられる。
溶鋼中にＡｌを添加することにより、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、Ｔｉを添加し、さらに添加した（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、（Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ）、ＭｎＣａサルファイド等を含有する介在物が複合析出した形態の微細で硬質な円相当径０．５〜５μｍの大きさの複合介在物を形成する。

すなわち、介在物相としては、[1]Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｃａの１種または２種以上を含有し、かつ、Ｏ、Ｓの１種または２種を含有する介在物相と、[2]Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｔｉ、Ｍｎの１種または２種以上を含有し、かつ、Ｃａ、Ｓを含有する介在物相と、[3]Ｔｉ、Ｍｎ、Ｓの１種または２種以上を含有する介在物相の３つの介在物相があり、これらのうち１種または２種以上の介在物相が複合した複合介在物、例えば、次のような複合介在物を形成する。

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］に、Ｃｅ−Ｌａ−Ｎｄ−Ｐｒ−Ｍｎ−Ｃａ介在物相［例えば、（Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ）ＣａＭｎＳ］が複合して１つの介在物となった球状複合介在物、
Ｃａ−Ｔｉ−Ｓ−Ｃｅ−Ｌａ−Ｎｄ−Ｐｒ介在物相［例えば、ＣａＴｉＳ（Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ）］や、Ｃｅ−Ｌａ−Ｎｄ−Ｐｒ−Ｏ−Ｓ−Ｔｉ−Ｃａ介在物相［例えば、（Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ）_２Ｏ_２ＳＴｉＣａ］の複合介在物、
Ｃｅ−Ｌａ−Ｎｄ−Ｐｒ−Ｏ−Ｓ−Ａｌ−Ｏ介在物相［例えば、（Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ）_２Ｏ_２ＳＡｌ_２Ｏ_３］に、Ｔｉ−Ｍｎ−Ｃａ−Ｓ介在物相［例えば、ＣａＴｉＭｎＳ］が複合して１つの介在物となった球状複合介在物。

これらの複合介在物は、（Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ）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、Ｃａを更に添加した時に、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。
なお、（Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ）の添加前に、Ｃａを添加しても、Ｃａは低融点金属であることと、Ｃａ（Ｏ）−Ａｌ_２Ｏ_３系の低融点酸化物を形成することから、硬質で微細な球状複合化合物は得られない。

従って、Ｓｉ無添加の成分系において、Ａｌ、Ｔｉ、（Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ）、Ｃａ添加の順番による複合脱酸において、質量ベースで、（Ｃｅ＋Ｌａ＋Ｎｄ＋Ｐｒ）／Ｔ．Ｏ＞０．５、かつ、Ｃａ／Ｔ．Ｏ＞０．６を得るよう適切に脱酸方法を行わせることにより、急激に溶鋼中の酸素ポテンシャルを低下させることができ、上記に述べた円相当径０．５〜５μｍの大きさの複合した球状介在物を形成させることができ、また、該複合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％以上とすることができることにより、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。

そのため、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伸
びフランジ性、曲げ加工性を向上できるという効果が得られることに加えて、Ａｌ_２Ｏ_３系酸化物をも、硬質複合介在物の一部に不均質核生成させることができることにより、Ａｌ_２Ｏ_３の活量を急激に低下させることができ、粗大なＡｌ_２Ｏ_３系酸化物がなくなることから、Ａｌ_２Ｏ_３系酸化物に起因する表面疵を抑制できる。
また、こうした低酸素ポテンシャル化した鋼片や鋼板表面の腐食に影響を及ぼす、界面の水素イオン濃度の上昇をも抑制することができ、飛躍的に、スケール疵の発生防止、赤スケール等の発生防止に効果を得られることを見出した。

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、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０．０３〜０．２０％である。

（Ｓｉ：０．００１〜０．０７％）
Ｓｉは含有量が０．０７％を超えると、熱間圧延工程でのスケール形成が顕著で疵の発生に繋がり、赤スケール等の発生から表面性状の劣化を引き起こすとともに、めっき付着性や密着性が著しく劣化し、耐食性が劣化する。このため、Ｓｉ濃度の上限を０．０７％とする。一方、Ｓｉを添加しなくても、種々の合金鉄の含有成分として入ってくることや、スラグ中のＳｉＯ_２の還元からＳｉがピックアップしてくるため、Ｓｉ含有量を０．００１％未満にするような極低Ｓｉ化は、製造コストの上昇を招くことになるため、それに対応して下限を０．００１％とする。

（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：０．０００１〜０．００８％）
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、０．００８％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％〜０．００８％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種または２種以上の合計量との関係で規定される。更には、０．００８％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、５μｍ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０．００８％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０．００８％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：０．０１〜１．３％）
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、粗大Ａｌ_２Ｏ_３が多数存在すると、靭延性が極端に悪くなり、表面疵が増加し、伸びフランジ性、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、（Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒの１種または２種以上）およびＣａの複合的、かつ逐次的な脱酸効果と、粗大Ａｌ_２Ｏ_３と関連するＴ．Ｏ濃度に応じた（Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ濃度）ならびに、Ｃａ濃度とすることにより、上述の通り、Ａｌ_２Ｏ_３活量を低く抑え、低酸素ポテンシャルを達成しつつ、溶鋼中のＡｌ_２Ｏ_３系介在物やクラスターを分断し、微細な介在物を形成し、材質劣化や、表面疵に繋が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。また、積極的に酸可溶Ａｌを０．０１％以上とすることにより、Ａｌ、（Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ）、Ｃａによる複合脱酸を用いることで、鋼中の酸素ポテンシャルを極めて低く抑える効果を享受できる。

さらに、こうしたＡｌ、（Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ）、Ｃａによる複合脱酸効果により、鋼板表面の腐食に影響を及ぼす、界面の水素イオン濃度の上昇をも抑制することができ、飛躍的に、スケール疵の発生防止、赤スケール等の発生防止に効果を得られる。高Ａｌ濃度により、耐食性も向上する。その効果の上昇代と添加コストの面から１．３％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。

（酸可溶Ｔｉ：０．００８〜０．２０％）
Ｔｉは主要な脱酸元素の一つであるとともに、炭化物、窒化物、炭窒化物を形成し、熱間圧延前で充分な加熱を行うことにより、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ため微細化・高強度化に寄与し、熱間圧延時の動的再結晶に有効に作用し、伸びフランジ性を著しく向上させる機能を担う。これには、酸可溶Ｔｉが０．００８％以上となるように添加する必要があることを実験的に知見した。このため、本発明においては、酸可溶Ｔｉの下限を０．００８％とした。
ちなみに、熱間圧延前における充分な加熱温度は、鋳造時に生成した炭化物、窒化物、炭窒化物を、一旦、固溶するために充分な温度であることが要求され、１２００℃超は必要である。一方、１２５０℃を超えて高い温度とすることは、コストやスケール生成の観点から、好ましくない。従って、１２５０℃程度が好適である。
一方、０．２％を超えて含有すると、脱酸における効果が飽和するのみならず、熱延前で充分な加熱を行っても、粗大な炭化物、窒化物、炭窒化物を形成してしまい、かえって材質の劣化を招き、含有量に見合う効果が期待できない。このため、本発明においては、酸可溶Ｔｉの濃度の上限を０．２％とする。
ちなみに、酸可溶Ｔｉ濃度とは、酸に溶解したＴｉの濃度を測定したもので、溶存Ｔｉは酸に溶解し、Ｔｉ酸化物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Ｔｉと、酸に溶解しないＴｉ酸化物とに分別でき、酸可溶Ｔｉ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、複合脱酸に用いる元素の一つで、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、ＴｉＭｎＳ、ＣａＳ、または（Ｍｎ、Ｔｉ、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ができる。これらの効果を得るためにはＣａの添加量を０．０００５％以上とすることが好ましい。しかし、Ｃａを多量に含有させると、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し、これらの融点が低く１３９０℃程度であるから、圧延時に容易に延伸され５０〜１００μｍ程度の延伸した介在物となり、かえって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。

次に記載する（Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ）の添加後にＣａを添加することで、微細な（Ｍｎ、Ｃａ）Ｓとして不均質核生成させることができ、その効果の上限で０．００５０％以下のＣａ濃度とする。好ましくは０．００１〜０．００４０％である。更に好ましくは０．００１２〜０．００３０％である。
さらには、Ｃａ／Ｔ．Ｏ＞０．６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ており、複合脱酸の効果を最大限享受でき、Ａｌ_２Ｏ_３活量を極めて低くできるため、この成分比を達成できれば、粗大なＡｌ_２Ｏ_３系酸化物がなくなり、Ａｌ_２Ｏ_３系酸化物に起因する表面疵を抑制でき、飛躍的に、スケール疵の発生、赤スケール等の発生抑制に効果がある。

（Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒの１種または２種以上の合計：０．００１〜０．０１％）
Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒは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、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。

Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒの１種または２種以上の合計濃度［以下、（Ｃｅ＋Ｌａ＋Ｎｄ＋Ｐｒ）と記載する場合がある］が０．００１％未満ではＳｉＯ_２、Ａｌ_２Ｏ_３介在物を還元できず、このような介在物を得るためには、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒの１種または２種以上の合計濃度を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。

具体的には、この組成範囲では、ＭｎＳに比し、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒの１種または２種以上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種または２種以上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種または２種以上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種または２種以上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。

一方、（Ｃｅ＋Ｌａ＋Ｎｄ＋Ｐｒ）濃度が、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。このことから、（Ｃｅ＋Ｌａ＋Ｎｄ＋Ｐｒ）濃度の上限を０．０１％とする。

Ａｌ、Ｔｉ、（Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ）、Ｃａ添加の順番による複合脱酸において、質量ベースで、（Ｃｅ＋Ｌａ＋Ｎｄ＋Ｐｒ）／Ｔ．Ｏ＞０．５を得るよう適切に脱酸方法を行わせることにより、急激に溶鋼中の酸素ポテンシャルを低下させることができ、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伸びフランジ性、曲げ加工性を向上できるという効果が得られる。
さらには、Ａｌ_２Ｏ_３系酸化物をも、硬質複合介在物の一部に不均質核生成させることができることにより、Ａｌ_２Ｏ_３の活量を急激に低下させることができ、粗大なＡｌ_２Ｏ_３系酸化物がなくなることから、Ａｌ_２Ｏ_３系酸化物に起因する表面疵を抑制でき、こうした低酸素ポテンシャル化した鋼片や鋼板表面の腐食に影響を及ぼす、界面の水素イオン濃度の上昇をも抑制することができ、飛躍的に、スケール疵の発生、赤スケール等の発生に効果がある。

以上が、基本成分であるが、続いて、選択成分について説明する。
選択成分については、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。

本発明では、さらに、Ｎｂ、Ｖのいずれか１種または２種を添加してもよい。これらの元素は、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。以下、化学成分を限定した理由について説明する。
（Ｎｂ：０．００１〜０．１０％）
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０．００１％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。

本発明では、さらに、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｂの１種または２種以上を含有してもよい。これらの元素は、強度を向上し、鋼の焼き入れ性を向上する。以下、化学成分を限定した理由について説明する。
（Ｃｕ：０．１〜２％）
Ｃｕは、フェライトの析出強化や強度向上に寄与し、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。

本発明では、さらに、Ｚｒを含有してもよい。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。以下、化学成分を限定した理由について説明する。
（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０．０
０１％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。ここでいう鋼板とは、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。
本発明者は、上述の通り、Ａｌで脱酸し、Ｔｉを添加し、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）／Ｔ．Ｏ＞０．５、かつ、Ｃａ／Ｔ．Ｏ＞０．６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を得た。

これらの複合脱酸の効果により、Ａｌ_２Ｏ_３活量を極めて低くできるため、介在物形態としては、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することを知見した。また、これら円相当直径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。

さらに、この微細な複合介在物は圧延時にも変形が起こり難いため、鋼板中には延伸した粗大なＭｎＳ系介在物が著しく減少し、伸びフランジ性、曲げ加工性に優れることを知見した。また、この成分比を達成できれば、粗大なＡｌ_２Ｏ_３系酸化物がなくなり、Ａｌ_２Ｏ_３系酸化物に起因する表面疵を抑制でき、飛躍的に、スケール疵の発生、赤スケール等の発生抑制に効果があることも知見した。

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体あるいは紡錘状の球形体のものである。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。本発明における球状介在物とは、完全な球体を意味するものではなく、少し歪んだ紡錘状の球形体も含まれる。これらの介在物を球状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。
上述したこれらの複合介在物は、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、曲げ加工性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系介在物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、円相当直径１μｍ以上の全介在物において、延伸割合３以下の介在物の個数割合が５０％以上となる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以下の介在物の個数割合が５０％未満になると、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以下の介在物の個数割合が５０％以上とするのが望ましい。

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、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、球体または紡錘状の介在物（本発明では球状と総称する）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。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成分を含む複合介在物は、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、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、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、この範囲であれば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した。

一方で、上記で述べた本発明の鋼板中における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つの球体または紡錘状の介在物の存在条件として、介在物中のＣｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒの平均組成の含有量で規定した。

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、球体であれば、延伸割合が１であるため、延伸割合の下限は１である。

こうした延伸していない複合介在物、すなわち、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、複合介在物中に、平均組成でＣｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒの１種または２種以上の合計を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種または２種以上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ので好ましくない。

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種または２種以上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ので好ましくない。

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、鋼板における特定のミクロ組織に基づくものではない。

そのため鋼板のミクロ組織は特に限定するものではなく、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。

これらの組織は、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、穴拡げ性、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・穴拡げ性、曲げ加工性の向上が小さくなりやすい。穴拡げ性、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、以上で説明した鋼板を製造するための条件を説明する。
原料となる溶銑を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、Ｍｎ等の合金を添加し撹拌して、脱酸と成分調整を行い、所定の組成の溶鋼とする。具体的には、製鋼における精錬工程において、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％、Ｍｎを１．０〜３．０％、Ｎが０．０００５〜０．０１％となる様にこれらの元素を添加もしくは調整する。なお、Ｓｉは無添加とする。

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。また、上記の真空脱ガス装置における処理において、Ａｌを酸可溶Ａｌで０．０１％以上、Ｔ．Ｏが０．００５０％以下となる様に添加して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、Ｔｉを酸可溶Ｔｉで０．００８％以上となる様に添加し、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒの１種または２種以上を添加して、質量ベースで、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒの１種または２種以上の合計：０．００１〜０．０１％、（Ｃｅ＋Ｌａ＋Ｎｄ＋Ｐｒ）／Ｔ．Ｏ＞０．５となるように成分調整を行う。

ちなみに、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉなどの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。質量ベースで、Ｃａ／Ｔ．Ｏ＞０．６となるように成分調整を行い、溶鋼を連続鋳造して鋳塊を製造する。

本発明では、連続鋳造以降は、常法に従った工程を経ることにより本発明の鋼板とすることができるが、常法の中で、本発明の鋼板を得るために必要な条件や好ましい条件について説明する。
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。

本発明の鋼板として、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、固溶させるために、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、歩留低下をもたらすので、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。

本発明の鋼板として高強度冷延鋼板とする場合は、上記のように製造された連続鋳造後のスラブを加熱し、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、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。

以上説明した本発明による高強度鋼板は、電気めっき用、あるいは溶融亜鉛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、あるいは溶融亜鉛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０．００２〜０．００８質量％とした。また、溶鋼脱硫を行う際には、Ｓ≦２０ｐｐｍとした。合金等を添加して、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、Ｔｉを添加し、実験のチャージによってはＣｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒを０．００１〜０．０１％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に示す条件で熱間圧延した。即ち、鋳塊を１２５０℃で加熱し、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℃以下の範囲とした。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３０〜７５℃／秒の範囲内とした。また、実験のチャージによっては、４５０℃の巻き取り温度とし、その場合には、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℃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得た熱延鋼板を、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１−１、表１−２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１−１、２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、３９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、４０については、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、鋼番３９と鋼番４０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℃、仕上げ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。条件Ｄ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３０℃／秒、巻き取り温度を４００℃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、鋼番３５と鋼番３６に対しては、条件Ｄ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、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、Ａｌ、Ｔｉ、Ｃａの１種または２種以上を含有し、かつ、Ｏ、Ｓから１種または２種を含有する介在物相と、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｔｉ、Ｍｎの１種または２種以上を含有し、かつ、Ｃａ、Ｓを含有する介在物相と、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｓの１種または２種以上を含有する介在物相があり、３つの介在物相のうち１種または２種以上の介在物相からなる複合介在物の個数割合と、延伸割合３以下の介在物中におけるＣｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒの１種または２種以上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種または２種以上の合計の平均値を求めた。

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種または２種以上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。

Claims (11)

1. 質量％で、
   Ｃ：０．０３〜０．２５％、
   Ｓｉ：０．００１〜０．０７％、
   Ｍｎ：０．５〜３．０％、
   Ｐ：０．０５％以下、
   Ｔ．Ｏ：０．００５０％以下、
   Ｓ：０．０００１〜０．００８％、
   Ｎ：０．０００５〜０．０１％、
   酸可溶Ａｌ：０．０１〜１．３％、
   酸可溶Ｔｉ：０．００８〜０．２０％、
   Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、
   Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、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、（Ｃｅ＋Ｌａ＋Ｎｄ＋Ｐｒ）／Ｔ．Ｏ＞０．５、かつ、Ｃａ／Ｔ．Ｏ＞０．６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、Ａｌ、Ｔｉ、Ｃａの１種または２種以上を含有し、かつ、Ｏ、Ｓの１種または２種を含有する介在物相と、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｔｉ、Ｍｎの１種または２種以上を含有し、かつ、Ｃａ、Ｓを含有する介在物相と、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｓの１種または２種以上を含有する介在物相があり、３つの介在物相のうち１種または２種以上の介在物相が、円相当径０．５〜５μｍの大きさの複合した１つの球状複合介在物を形成しており、該球状複合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、曲げ加工性に優れた高強度鋼板。
2. 前記球状複合介在物が円相当直径１μｍ以上の介在物であり、かつ、長径／短径が３以下の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、曲げ加工性に優れた高強度鋼板。
3. 前記球状複合介在物中に含有する、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒの１種または２種以上の合計が平均組成で０．５〜９５質量％であ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、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、曲げ加工性に優れた高強度鋼板。
5. さらに、質量％で、
   Ｎｂ：０．００１〜０．１０％、
   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、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、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、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を無添加、Ｍｎを１．０〜３．０％、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％以上、Ｔ．Ｏが０．００５０％以下となるように添加し、その後、Ｔｉを酸可溶Ｔｉで０．００８％以上となる様に添加し、さらにその後、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、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、（Ｃｅ＋Ｌａ＋Ｎｄ＋Ｐｒ）／Ｔ．Ｏ＞０．５、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、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を添加して、さらに、質量ベースで、Ｃａ／Ｔ．Ｏ＞０．６、Ｃａ：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、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、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０．００１〜０．１０％、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、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、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、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、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、曲げ加工性に優れた高強度鋼板用の溶鋼の溶製方法。