JP5696359B2 - 高強度鋼板およびその溶鋼の溶製方法 - Google Patents

高強度鋼板およびその溶鋼の溶製方法 Download PDF

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Description

本発明は、輸送機器の足回り部品、構造部材、補強材や床下部材などに用いるのに好適な高強度鋼板に関するもので、伸びフランジ性、曲げ加工性および疲労特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、冷延鋼板や亜鉛めっき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る素材、補強材や床下部材を高強度化し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、足回り系に使用される材料には、走行中の振動に対する耐久性の観点から、高い疲労特性が要求され、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得るものとしては、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、伸びフランジ性や曲げ加工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、穴拡げ加工や曲げ加工時に、両相の境界部に応力が集中して、変形に追随できず、その結果、両相の境界部が、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、疲労特性、穴拡げ性（加工性）および曲げ加工性とを満足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を析出または固溶体を分散させた鋼板が開示されている。
特許文献１に示す技術においては、固溶しているＣｕまたはＣｕ単独で構成される粒子サイズが２ｎｍ以下のＣｕ析出物が、疲労特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
ところで、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、伸びフランジ性の顕著な向上は確認できていない。
また、特許文献２に開示されているような、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、その疲労特性は、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、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。
さらに、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。
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。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５〜５０ｐｐｍ程度は含まれてしまうため、鋳片中にはＭｎＳが存在するのが通常である。
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が析出するようになる。鋳片が熱間圧延および冷間圧延されると、こうしたＭｎＳ系介在物は変形し易いため、延伸したＭｎＳ系介在物となり、これが、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。
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、特許文献４の酸素ポテンシャル、硫黄ポテンシャル、そして、材質を向上させるための介在物組成・形態について詳述すると、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る。
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。
しかし、製鋼段階での操業性も含めて、酸素ポテンシャル、硫黄ポテンシャル、介在物組成・形態の３者を総合的に制御するとの視点にたち、伸びフランジ性、曲げ加工性と疲労特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ない。
そこで、本発明は、上述した問題点に鑑みてなされたものであり、その目的とするところは、鋳片中に微細なＭｎＳ、ＴｉＳ、および／または、（Ｍｎ，Ｔｉ）Ｓ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、Ａｌ脱酸を行いつつも、複合的な脱酸効果により、低酸素ポテンシャルと低硫黄ポテンシャルを実現して、酸可溶Ａｌ濃度に応じたＣｅおよび／またはＬａ濃度、および、Ｓ濃度に応じたＣｅおよび／またはＬａ濃度に制御することで、比較的コストを上げずにかつ高い易操業性を確保しながらも、伸びフランジ性、曲げ加工性と疲労特性を向上させた、伸びフランジ性、曲げ加工性と疲労特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、鋳片中に微細なＭｎＳ、ＴｉＳ、（Ｍｎ，Ｔｉ）Ｓ（以下、ＭｎＳ、ＴｉＳ、（Ｍｎ，Ｔｉ）Ｓの三つの介在物を、便宜上、ＭｎＳ系介在物ということがある）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、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の上に、ＭｎＳ、ＴｉＳ、（Ｍｎ，Ｔｉ）Ｓが析出し、圧延時にも、析出したＭｎＳ、ＴｉＳ、（Ｍｎ，Ｔｉ）Ｓ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、耐疲労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、極低硫まで脱硫処理するため、Ａｌで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、Ｔｉを添加してから、Ｃｅ、Ｌａの１種または２種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）／酸可溶Ａｌ、かつ、（Ｃｅ＋Ｌａ）／Ｓが得られている場合、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、曲げ加工性および疲労特性が向上することを見出した。
なお、ＴｉＮ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の上に、ＭｎＳ系介在物とともに複合析出する例も観察されたが、伸びフランジ性、曲げ加工性および疲労特性にはほとんど影響がないことが確認されたので、ＴｉＮは、本発明が対象とするＭｎＳ系介在物には該当しない。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またはＴｉの炭窒化物によりピン止め効果を発現して、結晶粒を微細化することもできることが分かった。
したがって、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ので、高い疲労特性と、優れた伸びフランジ性および曲げ加工性と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、曲げ加工性と疲労特性に優れた高強度鋼板の要旨は、以下の通りである。
（１）質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２０％、Ｓｉ：０．０８〜２．０％、Ｍｎ：０．５〜３．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０００１〜０．０００４％、酸可溶Ｔｉ：０．００８〜０．２０％、Ｎ：０．０００５〜０．０１％、酸可溶Ａｌ：０．０１％超、ＣｅおよびＬａの１種または２種の合計：０．００１〜０．０１％、さらに、質量ベースで、（Ｃｅ＋Ｌａ）／酸可溶Ａｌ：０．１以上で、かつ、（Ｃｅ＋Ｌａ）／Ｓ：５〜２５で、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼板であって、該鋼板中に、円相当直径２μｍ以下の介在物が１５個／ｍｍ 2 以上存在し、さらに、鋼板中に、ＣｅおよびＬａの１種または２種からなる酸化物、または、これに、ＳｉおよびＴｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドの上に、ＭｎＳ、ＴｉＳ、および、（Ｍｎ、Ｔｉ）Ｓの１種または２種以上が複合析出した介在物が存在することを特徴とする高強度鋼板。
（２）質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２０％、Ｓｉ：０．０８〜２．０％、Ｍｎ：０．５〜３．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０００１〜０．０００４％、酸可溶Ｔｉ：０．００８〜０．２０％、Ｎ：０．０００５〜０．０１％、酸可溶Ａｌ：０．０１％超、ＣｅまたはＬａの１種または２種の合計：０．００１〜０．０１％、さらに、質量ベースで、（Ｃｅ＋Ｌａ）／酸可溶Ａｌ：０．１以上で、かつ、（Ｃｅ＋Ｌａ）／Ｓ：５〜２５で、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼板であって、該鋼板中に、円相当直径が１μｍ以上で、かつ、長径／短径が５以上の延伸介在物が個数割合で２０％以下存在し、さらに、鋼板中に、ＣｅおよびＬａの１種または２種からなる酸化物、または、これに、ＳｉおよびＴｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドの上に、ＭｎＳ、ＴｉＳ、および、（Ｍｎ、Ｔｉ）Ｓの１種または２種以上が複合析出した介在物が存在することを特徴とする高強度鋼板。
（３）質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２０％、Ｓｉ：０．０８〜２．０％、Ｍｎ：０．５〜３．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０００１〜０．０００４％、酸可溶Ｔｉ：０．００８〜０．２０％、Ｎ：０．０００５〜０．０１％、酸可溶Ａｌ：０．０１％超、ＣｅおよびＬａの１種または２種の合計：０．００１〜０．０１％、さらに、質量ベースで、（Ｃｅ＋Ｌａ）／酸可溶Ａｌ：０．１以上で、かつ、（Ｃｅ＋Ｌａ）／Ｓ：５〜２５で、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼板であって、該鋼板中に、ＣｅおよびＬａの１種または２種からなる酸化物、または、これに、ＳｉおよびＴｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドの上に、ＭｎＳ、ＴｉＳ、および、（Ｍｎ，Ｔｉ）Ｓの１種または２種以上が複合析出した介在物が、個数割合で１０％以上存在することを特徴とする高強度鋼板。
（４）質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２０％、Ｓｉ：０．０８〜２．０％、Ｍｎ：０．５〜３．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０００１〜０．０００４％、酸可溶Ｔｉ：０．００８〜０．２０％、Ｎ：０．０００５〜０．０１％、酸可溶Ａｌ：０．０１％超、ＣｅおよびＬａの１種または２種の合計：０．００１〜０．０１％、さらに、質量ベースで、（Ｃｅ＋Ｌａ）／酸可溶Ａｌ：０．１以上で、かつ、（Ｃｅ＋Ｌａ）／Ｓ：５〜２５で、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼板であって、該鋼板中に、円相当直径が１μｍ以上で、かつ、長径／短径が５以上の延伸介在物が１．０×１０ 4 個／ｍｍ 3 以下存在し、さらに、鋼板中に、ＣｅおよびＬａの１種または２種からなる酸化物、または、これに、ＳｉおよびＴｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドの上に、ＭｎＳ、ＴｉＳ、および、（Ｍｎ、Ｔｉ）Ｓの１種または２種以上が複合析出した介在物が存在することを特徴とする高強度鋼板。
（５）質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２０％、Ｓｉ：０．０８〜２．０％、Ｍｎ：０．５〜３．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０００１〜０．０００４％、酸可溶Ｔｉ：０．００８〜０．２０％、Ｎ：０．０００５〜０．０１％、酸可溶Ａｌ：０．０１％超、ＣｅおよびＬａの１種または２種の合計：０．００１〜０．０１％、さらに、質量ベースで、（Ｃｅ＋Ｌａ）／酸可溶Ａｌ：０．１以上で、かつ、（Ｃｅ＋Ｌａ）／Ｓ：５〜２５で、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼板であって、該鋼板中に、ＣｅおよびＬａの１種または２種からなる酸化物、または、これに、ＳｉおよびＴｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドの上に、ＭｎＳ、ＴｉＳ、および、（Ｍｎ，Ｔｉ）Ｓの１種または２種以上が複合析出した介在物が１．０×１０3個／ｍｍ3以上存在することを特徴とする高強度鋼板。
（６）質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２０％、Ｓｉ：０．０８〜２．０％、Ｍｎ：０．５〜３．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０００１〜０．０００４％、酸可溶Ｔｉ：０．００８〜０．２０％、Ｎ：０．０００５〜０．０１％、酸可溶Ａｌ：０．０１％超、ＣｅおよびＬａの１種または２種の合計：０．００１〜０．０１％、さらに、質量ベースで、（Ｃｅ＋Ｌａ）／酸可溶Ａｌ：０．１以上で、かつ、（Ｃｅ＋Ｌａ）／Ｓ：５〜２５で、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼板であって、該鋼板中に、円相当直径が１μｍ以上で、長径／短径が５以上で、かつ、平均円相当直径が１０μｍ以下の延伸介在物が存在し、さらに、鋼板中に、ＣｅおよびＬａの１種または２種からなる酸化物、または、これに、ＳｉおよびＴｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドの上に、ＭｎＳ、ＴｉＳ、および、（Ｍｎ、Ｔｉ）Ｓの１種または２種以上が複合析出した介在物が存在することを特徴とする高強度鋼板。
（７）質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２０％、Ｓｉ：０．０８〜２．０％、Ｍｎ：０．５〜３．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０００１〜０．０００４％、酸可溶Ｔｉ：０．００８〜０．２０％、Ｎ：０．０００５〜０．０１％、酸可溶Ａｌ：０．０１％超、ＣｅおよびＬａの１種または２種の合計：０．００１〜０．０１％、さらに、質量ベースで、（Ｃｅ＋Ｌａ）／酸可溶Ａｌ：０．１以上で、かつ、（Ｃｅ＋Ｌａ）／Ｓ：５〜２５で、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼板であって、該鋼板中に、ＣｅおよびＬａの１種または２種からなる酸化物、または、これに、ＳｉおよびＴｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドの上に、ＭｎＳ、ＴｉＳ、および、（Ｍｎ，Ｔｉ）Ｓの１種または２種以上が複合析出した介在物が存在するとともに、該介在物が、ＣｅおよびＬａの１種または２種を、合計で０．５〜９５質量％含有することを特徴とする高強度鋼板。
（８）さらに、質量％で、Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、および、Ｖ：０．０１〜０．０５％のいずれか１種または２種を含有することを特徴とする前記（１）〜（７）のいずれかに記載の高強度鋼板。
（９）さらに、質量％で、Ｃｒ：０．０１〜０．６％、Ｍｏ：０．０１〜０．４％、および、Ｂ：０．０００３〜０．００３％のいずれか１種または２種以上を含有することを特徴とする前記（１）〜（８）のいずれかに記載の高強度鋼板。
（１０）さらに、質量％で、Ｃａ：０．０００１〜０．００４％、および、Ｚｒ：０．００１〜０．０１％のいずれか１種または２種を含有することを特徴とする前記（１）〜（９）のいずれかに記載の高強度鋼板。
（１１）前記（１）〜（１０）のいずれかに記載の高強度鋼板用の溶鋼の溶製方法であって、溶鋼の精錬工程で、（ｉ）質量％で、Ｐ：０．０５％以下に処理された溶鋼の成分組成を、Ｃ：０．０３〜０．２０％、Ｓｉ：０．０８〜２．０％、Ｍｎ：０．５〜３．０％、Ｎ：０．０００５〜０．０１％に調整した後、Ａｌを添加し、酸可溶Ａｌ：０．０１％超に調整し、その後、（ii）Ｔｉを添加し、次いで、ＣｅおよびＬａの１種または２種を添加し、酸可溶Ｔｉ：０．００８〜０．２０％、ＣｅおよびＬａの１種または２種の合計：０．００１〜０．０１％、Ｓ：０．０００１〜０．０００４％、さらに、質量ベースで、（Ｃｅ＋Ｌａ）／酸可溶Ａｌ：０．１以上で、かつ、（Ｃｅ＋Ｌａ）／Ｓ：５〜２５に調整することを特徴とする高強度鋼板用の溶鋼の溶製方法。
（１２）前記精錬工程で、ＣｅおよびＬａの１種または２種を添加する前に、さらに、質量％で、ＮｂおよびＶの１種または２種を添加し、Ｎｂ：０．０１〜０．１０％およびＶ：０．０１〜０．０５％のいずれかまたは両方に調整することを特徴とする前記（１１）に記載の高強度鋼板用の溶鋼の溶製方法。
（１３）前記精錬工程で、ＣｅおよびＬａの１種または２種を添加する前に、さらに、質量％で、Ｃｒ、Ｍｏ、および、Ｂの１種または２種以上を添加し、Ｃｒ：０．０１〜０．６％、Ｍｏ：０．０１〜０．４％、および、Ｂ：０．０００３〜０．００３％のいずれかまたは二つ以上に調整することを特徴とする前記（１１）または（１２）に記載の高強度鋼板用の溶鋼の溶製方法。
（１４）前記精錬工程で、ＣｅおよびＬａの１種または２種を添加する前に、さらに、質量％で、ＣａおよびＺｒの１種または２種以上を添加し、Ｃａ：０．０００１〜０．００４％およびＺｒ：０．００１〜０．０１％のいずれかまたは両方に調整することを特徴とする前記（１１）〜（１３）のいずれかに記載の高強度鋼板用の溶鋼の溶製方法。
ちなみに、本発明の高強度鋼板は、通常の熱延鋼板および冷延鋼板で、そのままで使用する鋼板や、めっき、塗装などの表面処理を施して使用する鋼板を含むものである。
本発明の高強度鋼板においては、Ａｌ脱酸による溶鋼成分調整の安定化と、低酸素ポテンシャルによる極低Ｓ化が図られているので、粗大なアルミナ介在物の生成が抑制され、鋳片中に、微細なＭｎＳ系介在物が析出しているので、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、さらに、極低Ｓ鋼とすることで、伸びフランジ性、曲げ加工性および疲労特性が顕著に向上する。
本発明の高強度鋼板用の溶鋼の溶製方法においては、Ａｌ脱酸による溶鋼成分調整の安定化と、低酸素ポテンシャルによる極低Ｓ処理の易操業性を図りつつ、粗大なアルミナ介在物の生成を抑制でき、鋳片中に、微細なＭｎＳ系介在物を析出させて、該介在物を、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、さらに、極低Ｓ鋼とすることで、高強度鋼板の伸びフランジ性、曲げ加工性および疲労特性を顕著に高めることができる。
以下、本発明を実施するための形態について、詳細に説明をする。なお、以下、質量％は％と記載する。
まず、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：０．７％、Ｍｎ：１．４％、Ｐ：０．０１％以下、Ｓ：０．００５％、Ｎ：０．００３％を含有し、残部がＦｅの溶鋼を、種々の元素を用いて脱酸して鋼塊を製造した。鋼塊を熱間圧延して、厚さ３ｍｍの熱延鋼板とした。この熱延鋼板を冷間圧延して、厚さ１ｍｍの冷延鋼板とした。また、この延鋼板を焼鈍し、スキンパスを施して冷延焼鈍板とした。製造した熱延鋼板、および、冷延焼鈍板を、引張試験、穴拡げ試験、および、疲労試験に供するとともに、鋼板中の介在物の個数密度、形態、および、平均組成を調査した。
まず、Ｓｉを添加し、その後にＡｌで殆ど脱酸することなく、Ｔｉを添加して、約２分程度撹拌し、次いで、ＣｅおよびＬａの１種または２種を添加して脱酸した溶鋼から製造した鋼板について、伸びフランジ性、曲げ加工性および疲労特性を調査した。その結果、Ｓｉ、Ｔｉ、次いで、ＣｅおよびＬａの１種または２種で逐次脱酸した溶鋼から製造した鋼板においては、伸びフランジ性、曲げ加工性および疲労特性が顕著に向上していることが確認された。
その理由は、Ｃｅおよび／またはＬａの添加による脱酸で生成した、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、および、ランタンオキシサルファイドの１種または２種以上の上に、ＭｎＳ、ＴｉＳ、および、（Ｍｎ，Ｔｉ）Ｓの１種または２種以上のＭｎＳ系介在物が析出し、圧延時に、このＭｎＳ系介在物の変形を抑制することが可能であることから、鋼板中における延伸した粗大なＭｎＳ系介在物の量を著しく低減することができるからである。
Ｔｉを添加しているので、併せて、ＴｉＮ粒子も生成しているが、これが、圧延前の加熱時において鋼板組織の結晶粒の成長を抑制する、いわゆる、ピン止め機能を発揮するので、鋼板組織の結晶粒径が微細なものとなる。
その結果、繰返し変形時や、穴拡げ加工時において、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、また、従来、疲労特性等を劣化させる原因となる粗大なＭｎＳ系介在物の発生を極力抑えることが可能となる。そして、鋼板組織の結晶粒径が微細であることが、耐疲労性等の向上につながると考えられる。
なお、Ｃｅ酸化物、Ｌａ酸化物、セリュウムオキシサルファイド、および、ランタン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、後で添加したＴｉが還元分解して、微細なＴｉオキサイドが生成し、次いで、Ｃｅおよび／またはＬａが還元分解して、微細なＣｅ酸化物、Ｌａ酸化物、セリュウムオキシサルファイド、および／または、ランタンオキシサルファイドが生成し、さらに、生成したＣｅ酸化物、Ｌａ酸化物、セリュウムオキシサルファイド、および／または、ランタン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ことから、生成後の凝集合が抑制されるということである。
このように、Ａｌで殆ど脱酸せずに、Ｔｉと、Ｃｅ、および／または、Ｌａで脱酸する場合、良好な材質特性を得ることができたが、所望の脱酸を実現するためには、Ｔｉと、Ｃｅ、および／または、Ｌａの投入量を増加する必要が生じた。
しかし、Ｔｉと、Ｃｅ、および／または、Ｌａの投入量を増加して脱酸しても、Ａｌ脱酸に比べ、酸素ポテンシャルが高くなるので、溶鋼の成分調整において、目標とする組成に対するばらつきが大きくなり、所望の成分組成を得ることが困難になり、また、酸素ポテンシャルが高いことにより、脱硫反応が進行し難いため、極低Ｓ鋼を製造することは困難であるという問題が生じることが分かった。
そこで、本発明者らは、後述の通り、Ａｌ脱酸を行って低酸素ポテンシャルとすることで、極低硫まで脱硫処理を行い、かつ、Ｔｉと、Ｃｅ、および／または、Ｌａの組成を変化させつつ脱酸を行い、鋼塊を製造した。得られた鋼塊を熱間圧延して、厚さ３ｍｍの熱延鋼板とした。次いで、熱延鋼板を冷間圧延して、厚さ１ｍｍの冷延鋼板とした。また、この冷延鋼板を焼鈍し、スキンパスを施して冷延焼鈍板とした。
製造した熱延鋼板および冷延焼鈍板を、穴拡げ試験および疲労試験に供するとともに、鋼板中の介在物の個数密度、形態、および、平均組成を調査した。
詳細には、Ｓｉを添加した後、Ａｌで脱酸し、その後、Ｔｉを添加してから、ＣｅおよびＬａの１種または２種を添加して脱酸する実験を行った結果、質量ベースで、所定範囲の（Ｃｅ＋Ｌａ）／酸可溶Ａｌ、および、（Ｃｅ＋Ｌａ）／Ｓが得られている場合、溶鋼中の酸素ポテンシャルが低下することが分かった。溶鋼中の酸素ポテンシャルを下げることにより、極低Ｓ鋼とすることができ、また、生成する介在物も、微細で硬質なＭｎＳ系介在物とすることができた。
即ち、Ｓｉ、Ａｌ、Ｔｉと、Ｃｅ、および／または、Ｌａによる複合的な脱酸効果により、酸素ポテンシャルを下げることができるとともに、生成する酸化物において、Ａｌ2Ｏ3濃度を極めて低く抑制することができるため、溶鋼をＡｌで殆ど脱酸することなく製造した鋼板と同様に、析出する介在物を、微細で硬質なＭｎＳ系介在物とすることができ、伸びフランジ性、曲げ加工性および疲労特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。
即ち、溶鋼にＳｉを添加した際、ＳｉＯ2介在物が生成するが、その後、Ａｌを添加することにより、ＳｉＯ2介在物はＳｉに還元される。また、Ａｌは、ＳｉＯ2介在物を還元するとともに、溶鋼中の溶存酸素と反応して、Ａｌ2Ｏ3系介在物を生成し、一部のＡｌ2Ｏ3系介在物は浮上除去され、残りのＡｌ2Ｏ3系介在物は溶鋼中に残る。その後、Ｔｉを添加するが、この時点では、溶鋼中の酸素は、Ａｌで既に脱酸されているので、Ｔｉによる脱酸は、少し起こる程度である。
さらに、その後に添加したＣｅおよび／またはＬａにより、Ａｌ2Ｏ3系介在物は還元分解され、微細なＣｅ酸化物、Ｌａ酸化物、セリュウムオキシサルファイド、および／または、ランタンオキシサルファイドが生成する。このように、Ｓｉ、Ａｌ、Ｔｉと、Ｃｅ、および／または、Ｌａの添加による複合脱酸により、若干、Ａｌ2Ｏ3が残るものの、大部分は、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、および／または、Ｔｉオキサイドが生成すると考えられる。
したがって、Ｓｉ、Ａｌ、Ｔｉと、Ｃｅおよび／またはＬａの添加による複合脱酸において、Ａｌ脱酸を、上述した脱酸方法に基づいて適切に行うことにより、Ａｌ脱酸を殆ど行わない場合と同様に、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、および／または、Ｔｉオキサイドの上に、ＭｎＳ、ＴｉＳ、および、（Ｍｎ，Ｔｉ）Ｓの１種または２種以上を析出させることができる。
そして、圧延時に、析出したＭｎＳ系介在物（ＭｎＳ、ＴｉＳ、および／または、（Ｍｎ，Ｔｉ）Ｓ介在物）の変形を抑制することができるので、鋼板中における、延伸した粗大なＭｎＳ系介在物の量を著しく低減して、疲労特性等を向上できるという効果を得ることができることに加え、Ｓｉ、Ａｌ、Ｔｉと、Ｃｅおよび／またはＬａの添加による複合脱酸で溶鋼の酸素ポテンシャルを下げることにより、極低硫まで脱硫処理することができ、かつ、成分組成のばらつきを小さくすることができることを新たに知見した。さらに、極低硫鋼とすることで、伸びフランジ性、曲げ加工性および疲労特性が飛躍的に向上することも知見した。
以上の実験的検討から得られた知見に基づいて、本発明者らは、以下に説明するように、鋼板の成分組成の検討を行い、本発明を完成させるに至った。
以下、本発明における成分組成の限定理由について説明をする。
Ｃ：０．０３〜０．２０％
Ｃは、鋼の焼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有効に寄与する。即ち、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。好ましくは、０．０３５％以上である。一方、Ｃが０．２０％を超えると、加工性および溶接性が劣化するので、必要な強度を達成し、必要な加工性および溶接性を確保するため、Ｃは０．２０％以下とする。好ましくは、０．１８％以下であり、より好ましくは、０．１６％以下である。
Ｓｉ：０．０８〜２．０％
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する機能を担う。また、Ｓｉは、炭化物の生成を抑制し、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ので、伸びを大きく損なうことなく強度を高め、低降伏強度比で穴拡げ性、曲げ加工性を改善するの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るためには（このＳｉＯ2系介在物を、後で添加したＡｌで還元して、アルミナ系介在物を生成し、その後、さらに、Ｃｅおよび／またはＬａで、アルミナ系介在物を還元するため）、Ｓｉを０．０８％以上添加する必要があるので、Ｓｉの下限を０．０８％とした。好ましいＳｉの下限は、０．１５％である。
一方、Ｓｉ濃度が高すぎると、介在物中のＳｉＯ2濃度が高くなって、大型介在物が生成し易くなり、Ａｌによる還元が起こり難くなる。また、靭性および延性が極端に悪くなり、表面脱炭や、表面疵が増加して、疲労特性が悪化する。これに加え、過剰のＳｉは、溶接性や延性に悪影響を及ぼし、成形性を劣化させるので、Ｓｉの上限を２．０％とした。好ましいＳｉの上限は、１．８％である。より好ましいＳｉの上限は、１．５％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。この効果を得るためには、０．５％以上含有させる必要がある。好ましくは、１．２％以上である。しかし、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、Ｍｎの上限を３．０％とする。Ｍｎの好ましい上限は、２．７％、より好ましい上限、２．６％である。
Ｐ：０．０５％以下
Ｐは、Ｆｅ原子よりも小さく、置換型固溶強化元素として作用するので、強度の向上に有効な元素である。しかし、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て、ねじり疲労強度が低下し、加工性が劣化する原因にもなるので、上限を０．０５％とする。なお、固溶強化の必要がなければ、Ｐを添加する必要はないので、Ｐの下限値は０％を含むものとする。
Ｓ：０．０００１〜０．０００４％
Ｓは、不純物として偏析して、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ので、極力、低濃度であることが望ましい。本発明においては、前述の複合脱酸により、低酸素ポテンシャルを実現することができるので、Ｓを０．０００４％以下とすることが可能である。Ｓを０．０００４％以下とし、かつ、後述のＳ濃度と、ＣｅおよびＬａの１種または２種の合計量の濃度比を所定の範囲に規定すると、伸びフランジ性、曲げ加工性と疲労特性が飛躍的に向上することを、本発明者らは見出した。
即ち、０．０００４％以下の極低硫領域においても、微細なＭｎＳ系介在物が多数生成するが、不均質核生成により、偏析部や粒界に生成し易い。微細であるが多数生成するＭｎＳ系介在物の組成および形態の制御に、Ｃｅおよび／またはＬａが寄与することが判明した。
即ち、本発明では、前述の通り、微細な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等の介在物で形態制御するため、Ｓ濃度に応じた量のＣｅおよびＬａの１種または２種を添加する。この添加で、材質への悪影響を防止するだけではなく、極限的な材質の向上が可能となる。極限的な材質の向上を得るために、Ｓは、０．０００４％以下とする。下限は、二次精錬を強化して脱硫を行った場合において実現可能な量として、０．０００１％とした。
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、熱間圧延前の充分な加熱により、オーステナイトの核生成サイト数を増加し、オーステナイトの粒成長を抑制するための微細化・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て、伸びフランジ性を著しく向上させる機能を担う元素である。
上記機能を確保するには、酸可溶Ｔｉを０．００８％以上添加する必要があることを、本発明者らは実験的に知見した。それ故、酸可溶Ｔｉの下限を０．００８％とした。好ましい酸可溶Ｔｉの下限は、０．０１５％である。ちなみに、熱間圧延前の加熱温度は、鋳造時に生成した炭化物、窒化物、炭窒化物を、一旦、固溶するのに充分な温度である必要があるので、１２００℃超は必要である。一方、１２５０℃を超える温度とすることは、コストやスケール生成の点で好ましくないので、１２５０℃程度が好適である。
一方、酸可溶Ｔｉを０．２０％を超えて含有すると、脱酸効果が飽和するのみならず、熱間圧延前に充分な加熱を行っても、粗大な炭化物、窒化物、炭窒化物が生成してしまい、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ので、上限を０．２０％とする。好ましい酸可溶Ｔｉの上限は、０．１６％である。
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て分析、定量する。ここで、酸として、例えば、塩酸１、硝酸１、水２の割合（質量比）で混合した混酸を使用することができる。この酸を用いて、酸に可溶なＴｉと、酸に溶解しないＴｉ酸化物を分別して、酸可溶Ｔｉ濃度を測定する。
Ｎ：０．０００５〜０．０１％
Ｎは、溶鋼の処理中、空気から取り込まれて、鋼中に不可避的に混入する元素である。また、Ｎは、Ａｌ、Ｔｉ等と窒化物を形成して母材組織の細粒化を促進する元素であるが、０．０１％を超えて含有すると、Ａｌ、Ｔｉ等と粗大な析出物を生成し、伸びフランジ性、曲げ加工性を劣化させるので、上限を０．０１％とする。Ｎの好ましい上限は、０．００６％である。一方、Ｎを０．０００５％未満とすると、コストが高くなるので、工業的に実現可能な観点から、下限を０．０００５％とする。Ｎの好ましい下限は、０．００１５％である。
酸可溶Ａｌ：０．０１％超
酸可溶Ａｌは、一般に、その酸化物がクラスター化して粗大化し、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。本発明者らは、Ａｌ脱酸を行いつつも、Ｓｉ、Ｔｉと、Ｃｅおよび／またはＬａによる複合的な脱酸効果と、前述の通り、Ａｌ脱酸で生成した溶鋼中のＡｌ2Ｏ3系介在物（一部は浮上して除去される）を還元分解して、Ａｌ2Ｏ3系酸化物がクラスター化して粗大化しない微細な介在物を形成するのに必要な、酸可溶Ａｌ濃度に応じたＣｅおよび／またはＬａの濃度範囲を見出した。これにより、本発明では、通常のＡｌ脱酸を行うことが可能となったため、通常のＡｌ脱酸を行う際の酸可溶Ａｌ濃度として、下限を０．０１％超とする。
これまで、Ａｌを殆ど添加せず、Ｃｅ脱酸および／またはＬａ脱酸を行った際、酸素ポテンシャルの上昇が不可避であったが、本発明では、複合脱酸効果により、極低Ｓまで脱硫でき、また、各成分元素の組成のバラツキを抑制することができる。ちなみに、酸可溶Ａｌ濃度の上限は、後述の通り、ＣｅおよびＬａの１種または２種の合計量との関係で規定される。
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、Ａｌ2Ｏ3は酸に溶解しないことを利用して分析、定量する。ここで、酸として、例えば、塩酸１、硝酸１、水２の割合（質量比）で混合した混酸を使用することができる。この酸を用いて、酸に可溶なＡｌと、酸に溶解しないＡｌ2Ｏ3を分別して、酸可溶Ａｌ濃度を測定する。
ＣｅおよびＬａの１種または２種の合計：０．００１〜０．０１％
ＣｅおよびＬａの１種または２種は、Ｓｉ脱酸で生成したＳｉＯ2、逐次的に、Ａｌ脱酸で生成したＡｌ2Ｏ3を還元し、ＭｎＳ系介在物の析出サイトとなり易く、かつ、硬質、微細で、圧延時に変形し難いＣｅ酸化物（例えば、Ｃｅ2Ｏ3、ＣｅＯ2）、セリュウムオキシサルファイド（例えば、Ｃｅ2Ｏ2Ｓ）、Ｌａ酸化物（例えば、Ｌａ2Ｏ3、ＬａＯ2）、ランタンオキシサルファイド（例えば、Ｌａ2Ｏ2Ｓ）、Ｃｅ酸化物−Ｌａ酸化物、および／または、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機能を備える元素である。
上記介在物は、脱酸条件により、ＭｎＯ、ＳｉＯ2、ＴｉＯ2、Ｔｉ2Ｏ3、または、Ａｌ2Ｏ3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に機能し、かつ、介在物の微細・硬質化の効果も損なわれることはない。本発明者らは、低酸素ポテンシャルを実現し、このような介在物を得るためには、ＣｅおよびＬａの１種または２種を、合計濃度で、「０．００１％以上、０．０１％以下」含有する必要があることを、実験的に確認した。
ＣｅおよびＬａの１種または２種の合計濃度が０．００１％未満であると、ＳｉＯ2およびＡｌ2Ｏ3介在物を還元できず、一方、０．０１％超では、セリュウムオキシサルファイドや、ランタンオキシサルファイドが多量に生成し、いずれの条件でも、低酸素ポテンシャルを達成できず、さらには、粗大な介在物となり、伸びフランジ性、曲げ加工性および疲労特性を劣化させる。好ましいＣｅおよびＬａの１種または２種の合計濃度の下限は、０．００２０％である。また、好ましいＣｅおよびＬａの１種または２種の合計濃度の上限は、０．００８５％である。
ＣｅおよびＬａの１種または２種の合計濃度が、０．００１％以上０．０１％以下の領域において、さらに、質量ベースで、酸可溶Ａｌとの関係で、“（Ｃｅ＋Ｌａ）／酸可溶Ａｌ：０．１以上”と規定する。これは、酸素ポテンシャルの極小を得るための条件である。
酸可溶Ａｌは、一般に、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、曲げ加工性および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。これに対して、本発明者らは、Ａｌ脱酸を行いつつも、Ｓｉ、Ｔｉと、Ｃｅおよび／またはＬａによる複合的な脱酸効果と、前述の通り、Ａｌ脱酸で生成した溶鋼中のＡｌ2Ｏ3系介在物（一部は浮上して除去される）を還元分解して、Ａｌ2Ｏ3系酸化物がクラスター化して粗大化しない微細な介在物を形成し、酸素ポテンシャルを極小とするのに必要な、酸可溶Ａｌ濃度に応じたＣｅおよび／またはＬａの濃度範囲を見出した。
それ故、本発明においては、従来のように、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、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。Ａｌ脱酸と、Ｃｅおよび／またはＬａの添加による脱酸を併用することが可能となり、従来のように、脱酸に必要なＣｅおよび／またはＬａの添加量を必要以上に多くすることもなくなり、成分元素間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。なお、好ましい（Ｃｅ＋Ｌａ）／酸可溶Ａｌの好ましい上限は０．８であり、より好ましい上限は０．４である。
次に、本発明者らは、鋼板中に、ＣｅおよびＬａの１種または２種からなる酸化物またはオキシサルファイドに、ＭｎＳが析出した形態の介在物が存在し得る条件として、ＣｅおよびＬａの１種または２種からなる酸化物またはオキシサルファイドにより、ＭｎＳが如何に改質されているかをＳ濃度で捉えることができる点に着目して、上記条件を、質量ベースで、（Ｃｅ＋Ｌａ）／Ｓで規定することを着想した。
具体的には、上記質量比が小さいときは、ＣｅおよびＬａの１種または２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。上記質量比が大きくなると、ＭｎＳに比べ、ＣｅおよびＬａの１種または２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、ＣｅおよびＬａの１種または２種からなる酸化物またはオキシサルファイドにＭｎＳが析出した形態の介在物が多くなる。
即ち、ＭｎＳが、ＣｅおよびＬａの１種または２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る。このことは、伸びフランジ性、曲げ加工性および疲労特性を向上させるために、ＣｅおよびＬａの１種または２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である。それ故、上記質量比を、上記効果を奏するか否かを識別するための指標とすることができる。
そこで、ＭｎＳ系介在物の延伸抑制に有効な成分比を明らかにするため、鋼板の（Ｃｅ＋Ｌａ）／Ｓを変化させて、介在物の形態、並びに、伸びフランジ性、曲げ加工性および疲労特性を評価した。その結果、本発明においては、極低硫領域で、制御すべきＳの量自体が小さいことから、（Ｃｅ＋Ｌａ）／Ｓが５〜２５という比較的小さな領域である場合に、伸びフランジ性、曲げ加工性と疲労特性にバラツキがなく、ともに、飛躍的に向上することが判明した。
（Ｃｅ＋Ｌａ）／Ｓが５未満になると、ＣｅおよびＬａの１種または２種からなる酸化物またはオキシサルファイドにＭｎＳが析出した形態の介在物個数が少な過ぎ、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が多くなり、伸びフランジ性、曲げ加工性と疲労特性が低下する。
一方、（Ｃｅ＋Ｌａ）／Ｓが２５超になると、セリュウムオキシサルファイドおよび／またはランタンオキシサルファイドにＭｎＳが析出することにより、伸びフランジ性、曲げ加工性および疲労特性が向上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だけでなく、セリュウムオキシサルファイドおよびランタンオキシサルファイドが生成して、粗大な介在物となるため、逆に、伸びフランジ性、曲げ加工性や疲労特性が劣化する。以上の結果から、（Ｃｅ＋Ｌａ）／Ｓは５〜２５とする。
以下、選択元素の限定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から、添加の有無は任意であり、１種だけ加えてもよく、２種以上加えてもよい。
Ｎｂ、Ｖについて
Ｎｂ、Ｖは、Ｃまたは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、靭性の向上に寄与する元素である。
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、Ｎｂを０．０１％以上添加するのが好ましい。しかし、Ｎｂが０．１０％を超えると、母材組織の細粒化効果が飽和し、製造コストが高くなるので、上限は０．１０％とする。
Ｖ：０．０１〜０．０５％
上述した複合炭化物、複合窒化物等を得るため、Ｖを０．０１％以上添加するのが好ましい。しかし、Ｖが０．０５％を超えると、母材組織の細粒化効果が飽和し、製造コストが高くなるので、上限は０．０５％とする。
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｂについて
Ｃｒ、Ｍｏ、および、Ｂは、鋼の焼き入れ性を向上する元素である。
Ｃｒ：０．０１〜０．６％
Ｃｒは、さらに、鋼板の強度を確保するため、必要に応じて添加する。この添加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、Ｃｒの多量添加は、かえって、強度−延性バランスを劣化させるので、上限を０．６％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、必要に応じて添加する。この添加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、Ｍｏの多量添加は、かえって、強度−延性バランスを劣化させるので、上限を０．４％とする。
Ｂ：０．０００３〜０．００３％
Ｂは、さらに、粒界を強化し、加工性を向上するため、必要に応じて添加する。こ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、Ｂを、０．００３％を超えて添加しても、添加効果は飽和し、かえって、鋼の清浄性を損ない、延性を劣化させるので、上限を０．００３％とする。
Ｃａ、Ｚｒについて
Ｃａ、Ｚｒは、硫化物の形態制御により、粒界を強化し、加工性の向上に寄与するので、必要に応じて添加する。
Ｃａ：０．０００１〜０．００４％
Ｃａは、硫化物を球状化する等、脱硫の形態を制御することにより、粒界を強化し、鋼の加工性を向上する元素である。この効果を得るためには、Ｃａを０．０００１％以上添加することが好ましい。しかし、Ｃａを多量に添加しても、添加効果は飽和し、かえって、鋼の清浄性を損ない、延性を劣化させるので、上限を０．００４％とする。
Ｚｒ：０．００１〜０．０１％
Ｚｒは、硫化物を球状化して、母材の靭性を改善する効果を有する元素である。この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、Ｚｒの多量添加は、かえって、鋼の清浄性を損ない、延性を劣化させるので、上限を０．０１％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。本発明においては、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。なお、ここで、鋼鈑とは、熱間圧延、または、さらに冷間圧延を経て得た圧延後の鋼板を意味している。
伸びフランジ性、曲げ加工性および疲労特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と、偏析部や粒界に不均質核生成したＭｎＳ系介在物を、できるだけ低減することが重要である。
本発明者らは、前述の通り、Ｓｉを添加した後、Ａｌで脱酸を行い、その後、Ｔｉ添加、次いで、ＣｅおよびＬａの１種または２種を添加して脱酸した溶鋼から製造した鋼板において、質量ベースで、前記範囲の（Ｃｅ＋Ｌａ）／酸可溶Ａｌ、および、（Ｃｅ＋Ｌａ）／Ｓ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して、極低硫まで脱硫できるとともに、生成する介在物のＡｌ2Ｏ3濃度が低くなるので、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、曲げ加工性および疲労特性が顕著に向上することを知見した。
また、本発明者らは、Ｃｅおよび／またはＬａの添加による脱酸により生成した、若干、Ａｌ2Ｏ3を含むものの、大部分を占める微細で硬質なＣｅ酸化物、Ｌａ酸化物、セリュウムオキシサルファイド、および／または、ランタンオキシサルファイドの上に、ＭｎＳが析出し、このＭｎＳは、圧延時に変形が起こり難いので、鋼板中において、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。
そして、質量ベースで、前記範囲の（Ｃｅ＋Ｌａ）／酸可溶Ａｌ、および、（Ｃｅ＋Ｌａ）／Ｓ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が急増して、鋼中に分散することが判明した。この微細な介在物は、凝集し難いので、その形状は、殆どが、球状または紡錘状である。また、長径／短径（以下、「延伸割合」と記載する場合がある。）は３以下で、好ましくは２以下である。
本発明者らは、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）等による観察で同定が容易な、円相当直径２μｍ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は０．５μｍ程度以上であるため、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。
メカニズムの詳細は不明であるが、鋼板中において２μｍ以下の微細な介在物が１５個／ｍｍ2以上分散しているのは、Ｓｉ、Ａｌ、Ｔｉと、Ｃｅ、および／または、Ｌａの添加による複合脱酸で、溶鋼の酸素ポテンシャルを低下させること、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、および／または、Ｔｉオキサイドが生成すること、ＭｎＳ系介在物の微細化させること、の相乗効果によるものと考えられる。これにより、フランジの成形時や曲げ加工時等に生じる応力集中を緩和する機構が働き、穴拡げ性、曲げ加工性を、顕著に向上させる効果があると推察され、その結果、繰返し変形時や、穴拡げ加工、曲げ加工時において、これらの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、かえって、微細であるために、応力集中の緩和に寄与し、伸びフランジ性、曲げ加工性、耐疲労特性等の向上に繋がっているものと考えられる。
さらに、本発明者らは、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（ＭｎＳ、ＴｉＳ、および、（Ｍｎ，Ｔｉ）Ｓ介在物）を鋼板中で低減できているかを調査した。
本発明者らは、ＭｎＳ系介在物の円相当直径が１μｍ未満であれば、延伸したＭｎＳでも、割れ発生起点として無害であり、伸びフランジ性、曲げ加工性および疲労特性を劣化させないことを実験的に確認した。また、本発明者らは、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。
延伸介在物については、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個程度）の介在物を組成分析するとともに、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５以上の介在物と定義して、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個程度）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。
延伸介在物の長径／短径（延伸割合）を５以上とした理由は、Ｃｅおよび／またはＬａを添加しない比較鋼板中における延伸割合５以上の介在物は、殆ど、ＭｎＳであったためである。なお、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。
本発明者らの観察結果から、延伸割合５以上の延伸介在物の個数割合が２０％以下に形態制御された鋼板においては、伸びフランジ性、曲げ加工性および疲労特性が向上することが判明した。即ち、延伸割合５以上の延伸介在物の個数割合が２０％を超えると、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、曲げ加工性および疲労特性が低下する。そこで、本発明においては、延伸割合５以上の延伸介在物の個数割合は２０％以下とする。
伸びフランジ性、曲げ加工性および疲労特性は、延伸したＭｎＳ系介在物が少ないほど良好であるので、延伸割合５以上の延伸介在物の個数割合の下限は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５以上の延伸介在物の個数割合の下限が０％であることの意味は、円相当直径が１μｍ以上の介在物であるが、延伸割合５以上のものが存在しないということであり、または、延伸割合５以上の延伸介在物であっても、円相当直径が全て１μｍ未満であるということである。
また、本発明者らの観察結果から、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べ、小さいことが確認された。このことも、伸びフランジ性、曲げ加工性および疲労特性が飛躍的に向上した要因の一つと考えられる。
（Ｃｅ＋Ｌａ）／Ｓが５〜２５で、延伸割合が５以上の延伸介在物の個数割合が２０％以下に形態制御された鋼板においては、この形態に対応して、ＣｅおよびＬａの１種または２種からなる酸化物、または、これに、ＳｉおよびＴｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドに、ＭｎＳ系介在物が析出した形態となっている。
本発明の介在物の形態としては、ＣｅおよびＬａの１種または２種からなる酸化物、または、これに、ＳｉおよびＴｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドに、ＭｎＳ系介在物が析出していればよく、特に、規定するものではないが、ＣｅおよびＬａの１種または２種からなる酸化物、または、これに、ＳｉおよびＴｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドを核として、その周囲に、ＭｎＳ系介在物が析出している場合が多い。
なお、ＴｉＮ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、および／または、ランタンオキシサルファイドの上に、ＭｎＳ系介在物とともに複合析出する場合もある。但し、前述の通り、ＴｉＮは、伸びフランジ性、曲げ加工性および疲労特性には、殆ど影響しないことが、実験的に確認されたので、ＴｉＮは、本発明の介在物の対象としない。
ＣｅおよびＬａの１種または２種からなる酸化物、または、これに、ＳｉおよびＴｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドにＭｎＳ系介在物が析出した介在物は、圧延時に変形が起こり難いので、鋼板中で、延伸していない形状、即ち、球状または紡錘状の介在物となっている。
延伸していない球状介在物は、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。鋼鈑中の延伸割合を３以下とする根拠は、圧延前の鋳片段階において、ＣｅおよびＬａの１種または２種からなる酸化物、または、これに、ＳｉおよびＴｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドの上に、ＭｎＳ系介在物が析出した形態の介在物の延伸割合が３以下であったことである。なお、延伸していない球状介在物が完全に球状であれば、延伸割合は１になるから、延伸割合の下限は１である。
本発明者らは、介在物の個数割合の調査を、延伸介在物の個数割合の調査と同様の方法で実施した。その結果、ＣｅおよびＬａの１種または２種からなる酸化物またはオキシサルファイドに、ＭｎＳ系介在物が析出した形態の介在物の個数割合が１０％以上の鋼板においては、伸びフランジ性、曲げ加工性と疲労特性が向上していることが判明した。
ＣｅおよびＬａの１種または２種からなる酸化物またはオキシサルファイドに、ＭｎＳ系介在物が析出した形態の介在物の個数割合が１０％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、曲げ加工性および疲労特性が低下する。このため、ＣｅおよびＬａの１種または２種からなる酸化物またはオキシサルファイドに、ＭｎＳ系介在物が析出した形態の介在物の個数割合は１０％以上とする。なお、伸びフランジ性、曲げ加工性および疲労特性は、ＣｅおよびＬａの１種または２種からなる酸化物またはオキシサルファイドに、ＭｎＳ系介在物を多数析出させた方が良好であるので、上記個数割合の上限は１００％を含む。
ＣｅおよびＬａの１種または２種からなる酸化物、または、これに、ＳｉおよびＴｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドの上に、ＭｎＳ系介在物が析出した形態の介在物は、圧延時に変形が起こり難いので、該介在物の円相当直径は、特に規定する必要はなく、１μｍ以上でもよい。上記介在物の円相当直径が、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が、高々５０μｍ程度のものしか生成しないので、実際に問題となることはない。
上記介在物は、圧延時に変形が起こり難いうえ、円相当直径が１μｍ未満であると、割れ発生の起点とならないので、円相当直径の下限は、特に規定する必要はない。
次に、本発明の鋼板中における介在物の存在条件を、介在物の単位体積当たりの個数で規定することについて説明する。
介在物の粒径分布は、スピード法による電解面のＳＥＭ観察で評価した。スピード法による電解面のＳＥＭによる評価は、試料片の表面を研磨した後、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。
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。電解量は、試料表面の面積１ｃｍ2当たり１Ｃである。このように電解した表面の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ともに、観察した視野の面積と、電解量から求めた深さで、頻度を除して、介在物の単位体積当たりの個数を算出した。
割れ発生の起点となり、伸びフランジ性、曲げ加工性および疲労特性を劣化させる、円相当直径が１μｍ以上で、延伸割合が５以上の介在物の個数を評価した。その結果、このような介在物の体積個数密度が、１．０×１０4個／ｍｍ3以下であると、伸びフランジ性、曲げ加工性および疲労特性が向上することが判明した。
円相当直径が１μｍ以上、かつ、延伸割合が５以上の延伸介在物の体積個数密度が１．０×１０4個／ｍｍ3を超えると、割れ発生の起点となり易いＭｎＳ系延伸介在物の個数が多くなり過ぎ、伸びフランジ性、曲げ加工性および疲労特性が低下するので、円相当直径が１μｍ以上で、かつ、延伸割合が５以上の延伸介在物の体積個数密度は、１．０×１０4個／ｍｍ3以下とする。
なお、伸びフランジ性、曲げ加工性および疲労特性は、延伸したＭｎＳ系介在物が少ないほど良好であるので、円相当直径が１μｍ以上で、かつ、延伸割合が５以上の延伸介在物の個数の下限は０％を含む。ここで、円相当直径が１μｍ以上で、かつ、延伸割合が５以上の延伸介在物の個数の下限が０％であることの意味は、前述した意味と同様である。
円相当直径が１μｍ以上で、かつ、延伸割合が５以上の延伸介在物の体積個数密度が１．０×１０4個／ｍｍ3以下に制御された鋼板では、延伸していないＭｎＳ系介在物は、ＣｅおよびＬａの１種または２種からなる酸化物、または、これに、ＳｉおよびＴｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドの上に、ＭｎＳ系介在物が析出した形態となっていて、その形状は、ほぼ球状または紡錘状であった。
介在物の形態としては、上記同様に、ＣｅおよびＬａの１種または２種からなる酸化物、または、これに、ＳｉおよびＴｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドの上に、ＭｎＳ系介在物が析出していればよく、特に規定するものではないが、ＣｅおよびＬａの１種または２種からなる酸化物、または、これに、ＳｉおよびＴｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドを核として、その周囲に、ＭｎＳ系介在物が析出している場合が多い。
紡錘状の介在物は、特に規定するものではないが、延伸割合が３以下の介在物、好ましくは２以下の介在物である。介在物の形状が完全に球状であれば、延伸割合は１になるので、延伸割合の下限は１である。
このように、介在物の個数を調査した結果、ＣｅおよびＬａの１種または２種からなる酸化物、または、これに、ＳｉおよびＴｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドを核として、その周囲に、ＭｎＳ系介在物が析出した形態の介在物の体積個数密度を、１．０×１０3個／ｍｍ3以上に析出制御した鋼板においては、伸びフランジ性、曲げ加工性および疲労特性が向上していることが判明した。
ＣｅおよびＬａの１種または２種からなる酸化物、または、これに、ＳｉおよびＴｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドの上に、ＭｎＳ系介在物が析出した形態の介在物の体積個数密度が１．０×１０3個／ｍｍ3未満になると、ＭｎＳ系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、曲げ加工性および疲労特性が低下するので、ＣｅおよびＬａの１種または２種からなる酸化物、または、これに、ＳｉおよびＴｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドの上に、ＭｎＳ系介在物が析出した形態の介在物の体積個数密度は、１．０×１０3個／ｍｍ3以上に規定する。
また、伸びフランジ性、曲げ加工性および疲労強度は、ＣｅおよびＬａの１種または２種からなる酸化物、または、これに、ＳｉおよびＴｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドを核として、ＭｎＳ系介在物を多数析出させた方が良好であるので、上記介在物の体積個数密度の上限は、特に規定するものではない。
ＣｅおよびＬａの１種または２種からなる酸化物、または、これに、ＳｉおよびＴｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドの上に、ＭｎＳ系介在物が析出した形態の介在物の円相当直径は、上記と同様に、特に規定するものではない。但し、この円相当直径があまり大きすぎると割れ発生の起点となることが懸念されるので、上限は５０μｍ程度が好ましい。
なお、上記介在物の円相当直径が１μｍ未満の場合、問題は全くないので、下限は、特に規定する必要はない。
次に、本発明の鋼板中における延伸介在物の存在条件を、円相当直径の上限で規定したことについて説明する。
具体的に、割れ発生の起点となり、伸びフランジ性、曲げ加工性や疲労特性を劣化させる、円相当直径が１μｍ以上で、かつ、延伸割合が５以上の延伸介在物の平均円相当直径を評価した。その結果、上記延伸介在物の平均円相当直径が１０μｍ以下であると、伸びフランジ性、曲げ加工性および疲労特性が向上することが判明した。
本発明においては、円相当直径が１μｍ以上で、かつ、延伸割合が５以上の延伸介在物の個数が増加することに伴い、該延伸介在物の平均円相当直径が大きくなることに着目し、延伸介在物の平均円相当直径を指標として採用した。延伸割合が５以上の延伸介在物の個数が増加することに伴い、該延伸介在物の平均円相当直径が大きくなることは、溶鋼中のＭｎやＳの量が増加するにつれて、生成するＭｎＳ系介在物の個数が増加するとともに、生成するＭｎＳ系介在物が粗大化することによるものと推定される。
円相当直径が１μｍ以上、かつ、延伸割合が５以上の延伸介在物が、１０μｍを超えて大きくなると、これに伴い、該延伸介在物の個数割合が２０％を超えるので、割れ発生の起点となり易い、粗大なＭｎＳ系延伸介在物の個数が多くなり、伸びフランジ性、曲げ加工性および疲労特性が低下する。それ故、円相当直径が１μｍ以上で、かつ、延伸割合が５以上の延伸介在物の平均円相当直径は、１０μｍ以下とする。
なお、円相当直径が１μｍ以上で、かつ、延伸割合が５以上の延伸介在物の平均円相当直径を１０μｍ以下とする規定は、円相当直径が１μｍ以上の介在物が鋼鈑中に存在する場合における規定であることを意味しているので、円相当直径の下限は１μｍとなる。
本発明の鋼板中における、ＣｅおよびＬａの１種または２種からなる酸化物、または、これに、ＳｉおよびＴｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドの上に、ＭｎＳ系介在物が析出した形態の介在物の存在条件として、ＭｎＳ系介在物が析出した介在物中におけるＣｅおよびＬａの１種または２種の含有量を規定した。
本発明においては、伸びフランジ性、曲げ加工性および疲労特性を向上させる上で、ＣｅおよびＬａの１種または２種からなる酸化物、または、これに、ＳｉおよびＴｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドの上に、ＭｎＳ系介在物を析出させ、ＭｎＳ系介在物の延伸を防止することが重要である。
上記介在物の形態としては、ＣｅおよびＬａの１種または２種からなる酸化物、または、これに、ＳｉおよびＴｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドの上に、ＭｎＳ系介在物が析出していればよい。通常、上記介在物は、ＣｅおよびＬａの１種または２種からなる酸化物、または、これに、ＳｉおよびＴｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドを核として、その周囲に、ＭｎＳ系介在物が析出した球状または紡錘状の介在物となっている。
紡錘状の介在物は、特に規定するものではないが、鋼鈑中の延伸割合が３以下の介在物、好ましくは２以下の介在物とする。介在物の形状が完全に球状であれば、延伸割合は１であるので、延伸割合の下限は１である。
ＭｎＳ系介在物の延伸抑制に有効な、ＣｅおよびＬａの１種または２種の組成を明らかにするため、ＣｅおよびＬａの１種または２種からなる酸化物、または、これに、ＳｉおよびＴｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドの上に、ＭｎＳ系介在物が析出した形態の介在物の組成を分析した。
但し、ＭｎＳ系介在物の円相当直径が１μｍ以上であれば、観察が容易であるので、便宜的に、円相当直径が１μｍ以上の介在物を対象として、組成分析を行った。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行ってもよい。
ＣｅおよびＬａの１種または２種からなる酸化物、または、これに、ＳｉおよびＴｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドの上に、ＭｎＳ系介在物が析出した形態の介在物は、延伸していないため、延伸割合は、全て３以下であることが確認された。したがって、円相当直径が１μｍ以上で、かつ、延伸割合が３以下の介在物を対象に組成分析を実施した。
その結果、円相当直径が１μｍ以上で、かつ、延伸割合が３以下の介在物中に、平均組成で、ＣｅおよびＬａの１種または２種の合計で、０．５〜９５％含有させると、伸びフランジ性、曲げ加工性および疲労特性が向上することが判明した。
円相当直径が１μｍ以上で、かつ、延伸割合が３以下の介在物中におけるＣｅおよびＬａの１種または２種の合計含有量が０．５％未満になると、ＣｅおよびＬａの１種または２種からなる酸化物、または、これに、ＳｉおよびＴｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドの上に、ＭｎＳ系介在物が析出した形態の介在物個数が大きく減少し、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が多くなって、伸びフランジ性、曲げ加工性および疲労特性が低下する。
一方、円相当直径が１μｍ以上、かつ、延伸割合が３以下の介在物中におけるＣｅおよびＬａの１種または２種の合計含有量が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ので、伸びフランジ性、曲げ加工性および疲労特性が劣化する。
次に、本発明の鋼板の組織について説明する。
本発明は、鋳片中に、微細なＭｎＳ系介在物を析出させ、さらに、該析出物を、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、曲げ加工性および疲労特性の向上を図るものであり、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、または、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（マルテンサイトまたはベイナイト）からなる複合組織鋼板のいずれの組織でもよい。
本発明においては、Ｔｉ添加を必須としているので、熱間圧延前において、１２５０℃程度で充分な加熱を行うことにより、鋳造時に生成した炭化物、窒化物、および／または、炭窒化物を、一旦、鋼中に固溶して、鋼中の酸可溶Ｔｉの量を高めることができる。その後、固溶ＴｉまたはＴｉの炭窒化物の効果で、結晶粒を微細化して、鋼板の組織の結晶粒径を１０μｍ以下にすることができる。
したがって、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ので、結晶粒径を１０μｍ以下に微細化することは、穴拡げ性、曲げ加工性および疲労特性の向上ため好ましい。平均粒径が１０μｍを超えると、延性と疲労特性の向上が小さくなる。穴拡げ性、曲げ加工性および疲労特性の向上のためには、８μｍ以下がより好ましい。ただし、一般に、足回り部品などに必要な、優れた伸びフランジ性を得るには、延性ではやや劣るものの、望ましくは、フェライトまた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。
次に製造条件について説明する。
本発明では、溶銑予備処理で、脱珪、脱燐、脱硫処理した後、転炉で吹錬して脱炭し、Ｐ：０．０５％以下に処理された溶鋼中に、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ等の合金を添加して撹拌し、脱酸と成分調整を行う。極低硫化が必要であるので、二次精錬工程で、さらに脱硫処理を行って、成分調整を実施する。場合によっては、二次精錬工程での脱硫処理のみでも可能である。
また、Ｎについては、石灰窒素、窒化フェロマンガン、窒素ガス等のＮ源を添加することで、成分調整を行う。Ｎ源の添加は、転炉での吹錬中でも、二次精錬処理中でも良い。また、溶鋼中のＮ濃度が高すぎる場合は、真空脱ガス装置で脱Ｎ処理することもできる。
ちなみに、本発明において成分を「調整する」というのは、各成分の合金鉄やＮ源等を添加したり、脱炭、脱珪、脱燐、脱Ｎ等で低減したりして、得られた溶鋼中の成分を所望の値となるように調整することを意味している（以降も、同様である。）。
上記脱酸工程において、Ｓｉを添加した後、３分程度してから、Ａｌを添加して、Ａｌ脱酸を行う。Ａｌ2Ｏ3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、溶鋼にＴｉを添加し、約２〜３分程度の撹拌時間を置いた後、ＣｅおよびＬａの１種または２種を添加して、質量ベースで、（Ｃｅ＋Ｌａ）／酸可溶Ａｌ：０．１以上で、かつ、（Ｃｅ＋Ｌａ）／Ｓ：５〜２５となるように成分を調整する。
選択元素を添加する場合は、ＣｅおよびＬａの１種または２種を添加する前に行い、十分撹拌し、必要に応じて、選択元素の成分を調整した後に、ＣｅおよびＬａの１種または２種を添加する。このようにして溶製した溶鋼を連続鋳造して、鋳片を製造する。
連続鋳造は、通常の２５０ｍｍ厚み程度のスラブ連続鋳造だけでなく、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を用いることも可能である。
次に、高強度鋼板を製造するための熱延条件について説明する。
熱間圧延前のスラブ加熱温度は、鋼中の炭窒化物などを、一旦、固溶させることが必要であるので、１２００℃超とすることが重要である。鋼中に炭窒化物を固溶させることにより、熱間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。熱間圧延前のスラブ加熱温度が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、スラブ加熱温度は、１２５０℃以下とすることが好ましい。
スラブを上記温度範囲に加熱した後、通常の熱間圧延を行うが、仕上げ圧延完了温度は、鋼板の組織制御を行ううえで重要である。仕上げ圧延完了温度が、Ａｒ3点＋３０℃未満であると、表層部の結晶粒径が粗大になり易く、疲労特性上、好ましくない。一方、仕上げ圧延完了温度が、Ａｒ3点＋２００℃超であると、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難くなるので、仕上げ圧延完了温度は、Ａｒ3点＋２００℃以下が好ましい。
仕上げ圧延後の鋼板の平均冷却速度を１０〜１００℃／秒とし、４５０〜６５０℃で巻き取る場合（圧延条件Ｉ）と、仕上げ圧延後６８０℃まで約５℃／秒で空冷して保持し、その後、３０℃／秒以上の冷却速度で冷却し、４００℃以下で巻き取る場合（圧延条件II）を、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取り温度を調整することにより、圧延条件Ｉ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、ベイナイト相の一つまたは二つ以上の組織と、その分率を持った鋼板を得ることができ、圧延条件II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有するＤＰ鋼板を得ることができる。なお、熱延工程が最終工程で、熱延板として出荷する場合は、圧延条件IIで、マルテンサイト層を含む鋼板とすることが必要である。
上記の平均冷却速度が１０℃／秒未満であると、伸びフランジ性、曲げ加工性に好ましくないパーライトが生成し易くなり、好ましくない。一方、組織制御の上で、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恐れがあり、また、余り速い冷却を可能にする設備の製造には多額の費用が必要となり、鋼板の価格上昇を招くので、冷却速度は１００℃／秒以下が好ましい。
また、本発明の高強度鋼板は、熱間圧延し、巻き取った後、酸洗、スキンパス等を施し、冷間圧延し、焼鈍を施して製造する。最終的に、バッチ焼鈍、連続焼鈍などの焼鈍を施して冷延鋼板としても良く、本発明の高強度鋼板の機械特性は何ら変化しない。
さらに、本発明の高強度鋼板は、電気めっき用鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板でもよい。電気めっき、溶融亜鉛めっきを施しても、やはり、本発明の高強度鋼板の機械特性は何ら変化しない。
以下、本発明の実施例について、比較例とともに説明する。
表１、および、表２（表１の続き）に、成分組成を示す鋼を、表３に示す条件で熱間圧延し、厚さ３．２ｍｍの熱延板を得た。その後、厚さ１．４ｍｍまで冷間圧延を行い、冷延焼鈍板を製造した。
Figure 0005696359
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表１および表２において、鋼番１、３、５、７、９、１１、１３、１５、１７、１９、２１、２３、２５、２７、および、２９の鋼は、本発明の範囲内の成分組成で構成したもので、鋼番２、４、６、８、１０、１２、１４、１６、１８、２０、２２、２４、２６、２８、および、３０は、Ｓ濃度、（Ｃｅ＋Ｌａ）濃度、（Ｃｅ＋Ｌａ）／酸可溶Ａｌ、および／または、（Ｃｅ＋Ｌａ）／Ｓを、本発明の範囲から逸脱させて構成したものである。
表３において、鋼番１と鋼番２、鋼番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との間で、比較ができるように、互いに、ほぼ同一の成分組成で構成したうえで、Ｓ濃度、（Ｃｅ＋Ｌａ）濃度、（Ｃｅ＋Ｌａ）／酸可溶Ａｌ、（Ｃｅ＋Ｌａ）／Ｓ等を、互いに異ならせている。
表３において、条件Ａは、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、巻取り温度を４５０℃とする。条件Ｂは、加熱温度を１２５０℃、仕上圧延完了温度を８６０℃とし、仕上げ圧延後６８０℃まで約５℃／秒で空冷保持し、その後の冷却速度を３０℃／秒以上、巻取り温度を４００℃とする。条件Ｃは、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、巻取り温度を４５０℃とする。
鋼番１と鋼番２には、条件Ｂを適用し、鋼番３と鋼番４には、条件Ａを適用し、鋼番５と鋼番６には、条件Ａを適用し、鋼番７と鋼番８には、条件Ｃを適用し、鋼番９と鋼番１０には、条件Ｂを適用し、鋼番１１と鋼番１２には、条件Ｂを適用し、鋼番１３と鋼番１４には、条件Ａを適用し、鋼番１５と鋼番１６には、条件Ｂを適用し、鋼番１７と鋼番１８には、条件Ａを適用し、鋼番１９と鋼番２０には、条件Ｃを適用し、鋼番２１と鋼番２２には、条件Ｂを適用し、鋼番２３と鋼番２４には、条件Ｃを適用し、鋼番２５と鋼番２６には、条件Ｂを適用し、鋼番２７と鋼番２８には、条件Ａを適用し、鋼番２９と鋼番２０には、条件Ｃを適用することで、同一製造条件の下で、成分組成の影響を比較できるようにしている。
鋼板の基本特性の強度（ＭＰa）、延性（％）、伸びフランジ性（λ％）、曲げ加工性として限界曲げ半径（ｍｍ）、および、疲労限度比（σＷ／σＢ）を調査した。
また、鋼板中の延伸介在物の存在状態を、光学顕微鏡による観察、または、ＳＥＭによる観察で調査した。全て、１μｍ程度以上の介在物を対象とし、２μｍ以下の介在物の面積個数密度（個／ｍｍ2）、延伸割合が５以上の介在物の個数割合（％）、体積個数密度（個／ｍｍ3）、平均円相当直径（μｍ）を調査した。
さらに、鋼板中の延伸していない介在物の存在状態を、光学顕微鏡による観察、または、ＳＥＭによる観察で調査した。全て、１μｍ程度以上の介在物を対象とし、ＣｅおよびＬａの１種または２種からなる酸化物、または、これに、ＳｉおよびＴｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドに、ＭｎＳ系介在物が析出した介在物の個数割合（％）および体積個数密度（個／ｍｍ3）と、延伸割合３以下の介在物中におけるＣｅおよびＬａの１種または２種の合計の平均含有量（％）を調査した。
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、１μｍ程度未満の介在物は、伸びフランジ性、曲げ加工性や疲労特性の劣化に影響しないからである。
調査結果を、鋼と圧延条件の組み合わせ毎に、表４および表５（表４の続き）に示す。
Figure 0005696359
Figure 0005696359
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。疲労特性を表す指標として用いた疲労限度比は、ＪＩＳ Ｚ ２２７５に準拠した方法で求めた２×１０６回時間強さ（σＷ）を鋼板の強度（σＢ）で除した値（σＷ／σＢ）で評価した。
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。
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。
これらの結果を用いて、延伸割合５以上の介在物の個数割合（％）、延伸割合５以上の介在物の平均円相当直径（μｍ）、ＣｅおよびＬａの１種または２種からなる酸化物または、これに、ＳｉおよびＴｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドに、ＭｎＳ系介在物が析出した介在物の個数割合（％）、さらに、延伸割合３以下の介在物中におけるＣｅおよびＬａの１種または２種の合計の平均含有量（％）を求めた。なお、介在物の形態別の体積個数密度（個／ｍｍ3）は、スピード法により、電解面のＳＥＭ評価により算出した。
表４および表５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、１５、１７、１９、２１、２３、２５、２７、および、２９では、ＣｅおよびＬａの１種または２種からなる酸化物、または、これに、ＳｉおよびＴｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドに、ＭｎＳ系介在物を析出させることにより、鋼板中において、延伸したＭｎＳ系介在物の量を低減することができた。
即ち、(a)鋼鈑中に存在する円相当直径２μｍ以下の介在物の個数が１５個／ｍｍ2以上とする、(b)ＣｅおよびＬａの１種または２種からなる酸化物、または、これに、ＳｉおよびＴｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドに、ＭｎＳ系介在物が析出した介在物の個数割合を１０％以上とする、(c)該介在物の体積個数密度を１．０×１０3個／ｍｍ3以上とする、または、(d)鋼鈑中に存在する延伸割合３以下の介在物中のＣｅおよびＬａの１種または２種の合計の平均含有量を０．５〜５０％とすることにより、(A)円相当直径が１μｍ以上で延伸割合が５以上の延伸介在物の個数割合を２０％以下、(B)該介在物の体積個数密度を１．０×１０4個／ｍｍ3以下、(C)該介在物の平均円相当直径を１０μｍ以下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、本発明と比較例において、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、本発明の鋼番１、３、５、７、９、１１、１３、１５、１７、１９、２１、２３、２５、２７、および、２９では、伸びフランジ性、曲げ加工性と疲労特性に優れた鋼板を得ることができた。しかし、比較例（鋼番２、４、６、８、１０、１２、１４、１６、１８、２０、２２、２４、２６、２８、および、３０）では、平均結晶粒径は、いずれも１０μｍ以下であったにもかかわらず、延伸したＭｎＳ系介在物と、ＣｅおよびＬａの１種または２種からなる酸化物、または、これに、ＳｉおよびＴｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドに、ＭｎＳ系介在物が析出した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、曲げ加工性と疲労特性が低下した。
前述したように、本発明の溶製方法で溶製した溶鋼から製造した高強度鋼板は、伸びフランジ性、曲げ加工性および疲労特性が顕著に向上した鋼板である。よって、本発明は、各種の鉄鋼利用産業において利用可能性が高いものである。

Claims (14)

  1. 質量％で、
    Ｃ：０．０３〜０．２０％、
    Ｓｉ：０．０８〜２．０％、
    Ｍｎ：０．５〜３．０％、
    Ｐ：０．０５％以下、
    Ｓ：０．０００１〜０．０００４％、
    酸可溶Ｔｉ：０．００８〜０．２０％、
    Ｎ：０．０００５〜０．０１％、
    酸可溶Ａｌ：０．０１％超、
    ＣｅおよびＬａの１種または２種の合計：０．００１〜０．０１％、
    さらに、質量ベースで、（Ｃｅ＋Ｌａ）／酸可溶Ａｌ：０．１以上で、かつ、（Ｃｅ＋Ｌａ）／Ｓ：５〜２５で、
    残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼板であって、該鋼板中に、円相当直径２μｍ以下の介在物が１５個／ｍｍ 2 以上存在し、さらに、鋼板中に、ＣｅおよびＬａの１種または２種からなる酸化物、または、これに、ＳｉおよびＴｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドの上に、ＭｎＳ、ＴｉＳ、および、（Ｍｎ、Ｔｉ）Ｓの１種または２種以上が複合析出した介在物が存在することを特徴とする高強度鋼板。
  2. 質量％で、
    Ｃ：０．０３〜０．２０％、
    Ｓｉ：０．０８〜２．０％、
    Ｍｎ：０．５〜３．０％、
    Ｐ：０．０５％以下、
    Ｓ：０．０００１〜０．０００４％、
    酸可溶Ｔｉ：０．００８〜０．２０％、
    Ｎ：０．０００５〜０．０１％、
    酸可溶Ａｌ：０．０１％超、
    ＣｅおよびＬａの１種または２種の合計：０．００１〜０．０１％、
    さらに、質量ベースで、（Ｃｅ＋Ｌａ）／酸可溶Ａｌ：０．１以上で、かつ、（Ｃｅ＋Ｌａ）／Ｓ：５〜２５で、
    残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼板であって、該鋼板中に、円相当直径が１μｍ以上で、かつ、長径／短径が５以上の延伸介在物が個数割合で２０％以下存在し、さらに、鋼板中に、ＣｅおよびＬａの１種または２種からなる酸化物、または、これに、ＳｉおよびＴｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドの上に、ＭｎＳ、ＴｉＳ、および、（Ｍｎ、Ｔｉ）Ｓの１種または２種以上が複合析出した介在物が存在することを特徴とする高強度鋼板。
  3. 質量％で、
    Ｃ：０．０３〜０．２０％、
    Ｓｉ：０．０８〜２．０％、
    Ｍｎ：０．５〜３．０％、
    Ｐ：０．０５％以下、
    Ｓ：０．０００１〜０．０００４％、
    酸可溶Ｔｉ：０．００８〜０．２０％、
    Ｎ：０．０００５〜０．０１％、
    酸可溶Ａｌ：０．０１％超、
    ＣｅおよびＬａの１種または２種の合計：０．００１〜０．０１％、
    さらに、質量ベースで、（Ｃｅ＋Ｌａ）／酸可溶Ａｌ：０．１以上で、かつ、（Ｃｅ＋Ｌａ）／Ｓ：５〜２５で、
    残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼板であって、該鋼板中に、ＣｅおよびＬａの１種または２種からなる酸化物、または、これに、ＳｉおよびＴｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドの上に、ＭｎＳ、ＴｉＳ、および、（Ｍｎ，Ｔｉ）Ｓの１種または２種以上が複合析出した介在物が、個数割合で１０％以上存在することを特徴とする高強度鋼板。
  4. 質量％で、
    Ｃ：０．０３〜０．２０％、
    Ｓｉ：０．０８〜２．０％、
    Ｍｎ：０．５〜３．０％、
    Ｐ：０．０５％以下、
    Ｓ：０．０００１〜０．０００４％、
    酸可溶Ｔｉ：０．００８〜０．２０％、
    Ｎ：０．０００５〜０．０１％、
    酸可溶Ａｌ：０．０１％超、
    ＣｅおよびＬａの１種または２種の合計：０．００１〜０．０１％、
    さらに、質量ベースで、（Ｃｅ＋Ｌａ）／酸可溶Ａｌ：０．１以上で、かつ、（Ｃｅ＋Ｌａ）／Ｓ：５〜２５で、
    残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼板であって、該鋼板中に、円相当直径が１μｍ以上で、かつ、長径／短径が５以上の延伸介在物が１．０×１０ 4 個／ｍｍ 3 以下存在し、さらに、鋼板中に、ＣｅおよびＬａの１種または２種からなる酸化物、または、これに、ＳｉおよびＴｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドの上に、ＭｎＳ、ＴｉＳ、および、（Ｍｎ、Ｔｉ）Ｓの１種または２種以上が複合析出した介在物が存在することを特徴とする高強度鋼板。
  5. 質量％で、
    Ｃ：０．０３〜０．２０％、
    Ｓｉ：０．０８〜２．０％、
    Ｍｎ：０．５〜３．０％、
    Ｐ：０．０５％以下、
    Ｓ：０．０００１〜０．０００４％、
    酸可溶Ｔｉ：０．００８〜０．２０％、
    Ｎ：０．０００５〜０．０１％、
    酸可溶Ａｌ：０．０１％超、
    ＣｅおよびＬａの１種または２種の合計：０．００１〜０．０１％、
    さらに、質量ベースで、（Ｃｅ＋Ｌａ）／酸可溶Ａｌ：０．１以上で、かつ、（Ｃｅ＋Ｌａ）／Ｓ：５〜２５で、
    残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼板であって、該鋼板中に、ＣｅおよびＬａの１種または２種からなる酸化物、または、これに、ＳｉおよびＴｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドの上に、ＭｎＳ、ＴｉＳ、および、（Ｍｎ，Ｔｉ）Ｓの１種または２種以上が複合析出した介在物が１．０×１０3個／ｍｍ3以上存在することを特徴とする高強度鋼板。
  6. 質量％で、
    Ｃ：０．０３〜０．２０％、
    Ｓｉ：０．０８〜２．０％、
    Ｍｎ：０．５〜３．０％、
    Ｐ：０．０５％以下、
    Ｓ：０．０００１〜０．０００４％、
    酸可溶Ｔｉ：０．００８〜０．２０％、
    Ｎ：０．０００５〜０．０１％、
    酸可溶Ａｌ：０．０１％超、
    ＣｅおよびＬａの１種または２種の合計：０．００１〜０．０１％、
    さらに、質量ベースで、（Ｃｅ＋Ｌａ）／酸可溶Ａｌ：０．１以上で、かつ、（Ｃｅ＋Ｌａ）／Ｓ：５〜２５で、
    残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼板であって、該鋼板中に、円相当直径が１μｍ以上で、長径／短径が５以上で、かつ、平均円相当直径が１０μｍ以下の延伸介在物が存在し、さらに、鋼板中に、ＣｅおよびＬａの１種または２種からなる酸化物、または、これに、ＳｉおよびＴｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドの上に、ＭｎＳ、ＴｉＳ、および、（Ｍｎ、Ｔｉ）Ｓの１種または２種以上が複合析出した介在物が存在することを特徴とする高強度鋼板。
  7. 質量％で、
    Ｃ：０．０３〜０．２０％、
    Ｓｉ：０．０８〜２．０％、
    Ｍｎ：０．５〜３．０％、
    Ｐ：０．０５％以下、
    Ｓ：０．０００１〜０．０００４％、
    酸可溶Ｔｉ：０．００８〜０．２０％、
    Ｎ：０．０００５〜０．０１％、
    酸可溶Ａｌ：０．０１％超、
    ＣｅおよびＬａの１種または２種の合計：０．００１〜０．０１％、
    さらに、質量ベースで、（Ｃｅ＋Ｌａ）／酸可溶Ａｌ：０．１以上で、かつ、（Ｃｅ＋Ｌａ）／Ｓ：５〜２５で、
    残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼板であって、鋼板中に、ＣｅおよびＬａの１種または２種からなる酸化物、または、これに、ＳｉおよびＴｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドの上に、ＭｎＳ、ＴｉＳ、および、（Ｍｎ，Ｔｉ）Ｓの１種または２種以上が複合析出した介在物が存在するとともに、該介在物が、ＣｅおよびＬａの１種または２種を、合計で０．５〜９５質量％含有することを特徴とする高強度鋼板。
  8. さらに、質量％で、
    Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、および、
    Ｖ：０．０１〜０．０５％、
    のいずれか１種または２種を含有することを特徴とする請求項１〜７のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
  9. さらに、質量％で、
    Ｃｒ：０．０１〜０．６％、
    Ｍｏ：０．０１〜０．４％、および、
    Ｂ：０．０００３〜０．００３％、
    のいずれか１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜８のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
  10. さらに、質量％で、
    Ｃａ：０．０００１〜０．００４％、および、
    Ｚｒ：０．００１〜０．０１％、
    のいずれか１種または２種を含有することを特徴とする請求項１〜９のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
  11. 請求項１〜１０のいずれか１項に記載の高強度鋼板用の溶鋼の溶製方法であって、溶鋼の精錬工程で、
    （ｉ）質量％で、Ｐ：０．０５％以下に処理された溶鋼の成分組成を、Ｃ：０．０３〜０．２０％、Ｓｉ：０．０８〜２．０％、Ｍｎ：０．５〜３．０％、Ｎ：０．０００５〜０．０１％に調整した後、Ａｌを添加し、酸可溶Ａｌ：０．０１％超に調整し、その後、
    （ii）Ｔｉを添加し、次いで、ＣｅおよびＬａの１種または２種を添加し、酸可溶Ｔｉ：０．００８〜０．２０％、ＣｅおよびＬａの１種または２種の合計：０．００１〜０．０１％、Ｓ：０．０００１〜０．０００４％、さらに、質量ベースで、（Ｃｅ＋Ｌａ）／酸可溶Ａｌ：０．１以上で、かつ、（Ｃｅ＋Ｌａ）／Ｓ：５〜２５に調整することを特徴とする高強度鋼板用の溶鋼の溶製方法。
  12. 前記精錬工程で、ＣｅおよびＬａの１種または２種を添加する前に、さらに、質量％で、ＮｂおよびＶの１種または２種を添加し、Ｎｂ：０．０１〜０．１０％およびＶ：０．０１〜０．０５％のいずれかまたは両方に調整することを特徴とする請求項１１に記載の高強度鋼板用の溶鋼の溶製方法。
  13. 前記精錬工程で、ＣｅおよびＬａの１種または２種を添加する前に、さらに、質量％で、Ｃｒ、Ｍｏ、および、Ｂの１種または２種以上を添加し、Ｃｒ：０．０１〜０．６％、Ｍｏ：０．０１〜０．４％、および、Ｂ：０．０００３〜０．００３％のいずれかまたは二つ以上に調整することを特徴とする請求項１１または１２に記載の高強度鋼板用の溶鋼の溶製方法。
  14. 前記精錬工程で、ＣｅおよびＬａの１種または２種を添加する前に、さらに、質量％で、ＣａおよびＺｒの１種または２種を添加し、Ｃａ：０．０００１〜０．００４％およびＺｒ：０．００１〜０．０１％のいずれかまたは両方に調整することを特徴とする請求項１１〜１３のいずれか１項に記載の高強度鋼板用の溶鋼の溶製方法。
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