JP5158272B2 - 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

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するもので、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。

近年、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高強度鋼板としては、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ベイナイト鋼に係わ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、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 特許４４３１１８５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、図３に示すようなＣａＯ−Ａｌ_２Ｏ_３系の低融点の酸化物や図４に示すようなＦｅ、ＭｎやＯを固溶したり、ＣａＯ−Ａｌ_２Ｏ_３と複合した粗大なＣａＳ系介在物を生成したりするため、ＭｎＳ系介在物と同様に延伸し伸びフランジ性を損ない、複合析出させるＭｎＳ系介在物も粗大化するため延伸しやすく伸びフランジ性を損ないやすいという課題があった。また、特許文献５ではＴｉを添加しているので、ＴｉＳとして粗大な介在物が析出する。前記低融点ＣａＯ−Ａｌ_２Ｏ_３系の低融点の酸化物やＴｉ酸化物が複合した酸化物にＣａＳ、ＴｉＳが不均質核生成する為、粗大なＣａＯ−Ａｌ_２Ｏ_３Ｔｉ酸化物ＣａＳＴｉＳ複合酸硫化物が生成し、これらがクラスタリングして更に粗大化するため、穴拡げ性に大きな影響を与え、圧延中に伸延、もしくは、破砕され、材質を劣化させる大きな要因となっていた。

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、図２に示すような伸びフランジ性に影響を及ぼすアルミナ介在物の形態は制御しても、主に、図１に示すような鋼板中のＭｎＳを主体とする延伸した硫化物系介在物、図3に示すような低融点のＣａＯ−Ａｌ_２Ｏ_３系介在物および図4に示すような粗大な延伸するＦｅ、ＭｎやＯを固溶したり、ＣａＯ−Ａｌ_２Ｏ_３と複合したＣａＳ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、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系介在物やＴｉＳは圧延中に変形するため、延伸した介在物となり、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、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。

また、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濃度も５０ｐｐｍ程度は含まれてしまう。このため、鋳片中にはＭｎＳが存在するのが通常である。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。

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Ｆｅ、ＭｎやＯを固溶したり、ＣａＯ−Ａｌ_２Ｏ_３と複合した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、Ｆｅ、ＭｎやＯを固溶したり、ＣａＯ−Ａｌ_２Ｏ_３と複合したＣａＳ系介在物、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系介在物や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Ｆｅ、ＭｎやＯを固溶したり、ＣａＯ−Ａｌ_２Ｏ_３と複合したＣａＳ系介在物や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。

また、Ｔｉは析出物として微細なＴｉＮやＴｉＣを生成するので、強度を向上させる効果があるが、上記のように圧延中に変形する粗大なＴｉＳを生成しやすいという課題も有った。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Ｆｅ、ＭｎやＯを固溶したり、ＣａＯ−Ａｌ_２Ｏ_３と複合したＣａＳを生成させず、併せて、穴広げ性に悪影響を及ぼす粗大なＴｉＳの生成を制御して、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、図５（ａ）および図５（ｂ）に示すように、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第１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、Ｔｉ、Ａｌから１種、２種、３種または４種とからなる化学成分の第２の介在物相との、異なる成分の第１と第２の介在物相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つの球状介在物を形成している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５０％以上であり、加えて、円相当径５μｍ超の介在物の個数密度が１０個／ｍｍ^２未満であるように介在物を制御すると、鋼板中には、穴広げ性に悪影響を及ぼす延伸したＭｎＳや粗大な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、粗大な介在物や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、Ｍｎ、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、Ｔｉおよび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後、Ｃａを添加した溶鋼において、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、さらに、微細なＴｉＳ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知見した。

なお、ＴｉＮが、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種を含有する第１の介在物相と、さらに、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ａｌから１種、２種、３種または４種を含有する第２の介在物相との、異なる第１と第２の介在物相を含む複合介在物上に複合析出、もしくは単独析出する例も観察されたが、析出物は微細であるので伸びフランジ性、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。伸びフランジ性と曲げ加工性にはほとんど影響がないことが確認されたため、ＴｉＮはＭｎＳ系介在物の対象としない。

本発明の伸びフランジ性と曲げ加工性に優れた高強度鋼板に係る発明は、上記知見に基づいて完成したもので、その発明の要旨は、以下の通りである。

（１） 質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．２５％、
Ｓｉ：０．０３〜２．０％、
Ｍｎ：０．５〜３．０％、
Ｐ：０．０５％以下、
Ｔ．Ｏ：０．００５０％以下、
Ｓ：０．０００１〜０．０１％、
酸可溶Ｔｉ：０．００８〜０．２０％、
Ｎ：０．０００５〜０．０１％、
酸可溶Ａｌ：０．０１％超、
Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、
Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄおよび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＞０．２、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鋼板であり、
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種との化学成分からなる第１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、Ｔｉ、Ａｌから１種、２種、３種または４種との化学成分からなる第２の介在物相との、異なる成分の第１と第２の介在物相を含む複合介在物から成る球状介在物を含有し、該球状介在物の内で円相当径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いる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５０％以上であり、加えて、円相当径５μｍ超の介在物の個数密度が１０個／ｍｍ^２未満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）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およびＰｒの１種または２種以上を合計で０．５〜９５質量％含有することを特徴とする上記（１）または（２）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） 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：０．０１〜１．０％、
Ｍｏ：０．０１〜０．４％、
Ｂ：０．０００３〜０．００５％、
の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。

（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および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＞０．２、かつ、（Ｃｅ＋Ｌａ＋Ｎｄ＋Ｐｒ）／Ｓが０．２〜１０、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄおよび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０．００１〜０．００５％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および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０．０１〜１０％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および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０．０１〜１．０％、Ｍｏを０．０１〜０．４％、Ｂを０．０００３〜０．００５％の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。

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。

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、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒによる脱酸、その後のＣａ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、鋳片中に微細な異なる介在物相からなる複合介在物として生成されていることで、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、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒによる脱酸、その後のＣａ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、鋳片中に微細な異なる介在物相からなる複合介在物として生成させることで、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、Ｔｉを添加することで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。

ＭｎＳを主体とする延伸した硫化物系介在物を示す図である。 伸びフランジ性に影響を及ぼすアルミナ系介在物の形態を示す図である。 伸びフランジ性に影響を及ぼす延伸したＣａＯ−Ａｌ_２Ｏ_３系の低融点の酸化物を示す図である。 伸びフランジ性に影響を及ぼす延伸したＦｅ、ＭｎやＯを固溶したり、ＣａＯ−Ａｌ_２Ｏ_３と複合したＣａＳ系介在物を示す図である。 （ａ）および（ｂ）は、本発明での球状化した複合介在物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、まず、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。ここで、組成における質量％は、単に％と記載する。

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、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、Ｔｉを添加して約２分程度撹拌した後に、さらにその後にＣｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒの１種または２種以上を添加した後にＣａで脱酸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およびＴｉ、並びにＣｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒの１種または２種以上、およびＣａの５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、ＡｌおよびＴｉで脱酸した際に生じた、ＭｎやＳｉを一部含むＡｌ酸化物、Ｔｉ酸化物、またはＡｌ−Ｔｉ複合酸化物が、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒの１種または２種以上の添加による脱酸により変質して、（Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ）−（Ｏ）介在物および（Ｍｎ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ａｌ）−（Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ）−（Ｏ）介在物が形成し、これにＳが吸収されることで、（Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ）−（Ｏ、Ｓ）介在物および（Ｍｎ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ａｌ）−（Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ）−（Ｏ、Ｓ）介在物も形成し、これらの介在物がＣａの脱酸により還元されて、全介在物相にＣａが含まれて（Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ）−（Ｏ、Ｓ）−（Ｃａ）介在物相（以下、［ＲＥＭ］−［Ｃａ］−［Ｏ、Ｓ］の第１の介在物相、或いは単に第１の介在物相ということがある。）および（Ｍｎ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ａｌ）−（Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ）−（Ｏ、Ｓ）−（Ｃａ）介在物相（以下、［Ｍｎ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ａｌ］−［ＲＥＭ］−［Ｃａ］−［Ｏ、Ｓ］の第２の介在物相或いは単に第２の介在物相ということがある。）が形成し、これらの介在物が合体するか、もしくは、介在物相として析出することで、異なる介在物相を持つ複合介在物が生成したと考えられる。

生成した複合介在物の例を図５（ａ）および図５（ｂ）に示す。
尚、上記の（Ｍｎ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ａｌ）−（Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ）−（Ｏ、Ｓ）−（Ｃａ）介在物相の表現で、（Ｍｎ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ａｌ）とはＭｎ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ａｌから１種、２種、３種、または４種の元素を含むという意味であり、（Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ）とは、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒから１種、２種、３種、または４種の元素を含むという意味であり、（Ｏ、Ｓ）とは、Ｏ、Ｓから１種または２種の元素を含むという意味であり、（Ｃａ）とはＣａ元素を含むという意味である。

この複合介在物は、最後に本発明で扱った元素の内、最も脱酸力の強いＣａで脱酸を行なう為に介在物の融点が高くなっているので、形成した複合介在物の圧延時の変形が長径と短径の比で３以下と変形しにくい。
併せて、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、ＰｒおよびＣａは脱酸力が強いが溶鋼との濡れ性が良いので生成した複合介在物は微細に分散する。
即ち、［ＲＥＭ］−［Ｃａ］−［Ｏ、Ｓ］の第１の介在物相と、［Ｍｎ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ａｌ］−［ＲＥＭ］−［Ｃａ］−［Ｏ、Ｓ］の第２の介在物相との、異なる第１と第２の介在物相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つの球状介在物を形成する。

上記で、「異なる第１と第２の介在物相」と表現したのは、複合介在物の中で介在物相として光学的もしくは電子像として識別でき、介在物相の組成を調べると濃度に差が有るので、異なる介在物相と発明者が判断したものである。すなわち、一方の介在物相には極めて微量に元素が含まれ、他方の介在物相には多量の同一の元素が含まれる場合には異なると判断している。

本発明者は、これらの複合介在物が円相当径で０．５〜５μｍの球形介在物であり、この球形介在物が、介在物個数割合で円相当径で０．５〜５μｍの全介在物個数の５０％以上あれば、穴広げ性が向上することを見出した。なお、球形介在物の介在物個数割合は、多いほど好ましいが９８％程度が上限と考えられる。

本発明では長径と短径の比が３以下であり、本発明ではこれらの介在物を球形介在物と称している。発明者が調査した限りでは０．５〜５μｍの介在物の内、およそ８０％以上の介在物が長径と短径の比が３以下である球形介在物であることが判っている。
尚、本発明の場合には、０．５〜５μｍの介在物の個数密度は数１０個／ｍｍ^２程度、即ち、１０〜１００個／ｍｍ^２である。

更に、発明者はＴｉを添加した際に生成されるＴｉＳの挙動についても検討した。その結果、高温ではＴｉとＳは上記の複合介在物上に取り込まれ、ＴｉＳとしての粗大な介在物としては析出しないことを見出した。併せて、固体内で微細に析出するＴｉＳは拡散が遅い為に微細なまま固体内に留まることを見出した。

発明者が観察したところ、第１の介在物相と第２の介在物相との異なる介在物相からなる複合介在物を形成した本発明の鋼においては、ＴｉＳの大きさは最大でも３μｍに留まり、この大きさ以下の介在物は、介在物個数割合で３０％以下の場合には穴広げ性に悪影響を及ぼさないことを見出した。

また、Ｔｉを添加すると、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、いわゆるピン止めの機能の発揮に寄与することにより、鋼板組織の結晶粒径も微細なものとなる。その結果、繰り返し変形時や穴拡げ加工時において、これら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が割れ発生の起点や亀裂伝播の経路となり難くなる。また、鋼板組織の結晶粒径も微細なものであるので、上述の如き耐疲労性等の向上につながると考えられる。

また、一部、５μｍ超の介在物として、球状、クラスター状、もしくは、圧延時に破砕された形状の介在物が検出された。これらは、（Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ）が一部検出されるものの、その濃度は低いことから、スラグの巻き込みや耐火物に付着した酸化物が溶鋼中に混入したいわゆる外来性の介在物が主体であると考えられる。

発明者は、これら５μｍ超の介在物について穴広げ性についての影響度を検討した。その結果、個数密度で１０個／ｍｍ^２以下の場合には、穴広げ性について悪影響を与えないことを見出した。

本発明の場合には、（Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ）を添加した後に、Ｃａを溶鋼中に吹き込んで添加する。この際に金属Ｃａまたは金属Ｃａを含んだ合金をＣａＯ等のいわゆるフラックスを搬送粉体として用いるので、この際に外来性の介在物が浮上して溶鋼が清浄化すると考えられる。

本発明者らは、引き続き、Ａｌ、Ｔｉ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、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、Ｔｉおよび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、最後にＣａ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比、かつ、（Ｃｅ＋Ｌａ＋Ｎｄ＋Ｐｒ）／Ｓ比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、Ｔｉ、（Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ）、Ｃａの順で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。

発明者は、前記所定の（Ｃｅ＋Ｌａ＋Ｎｄ＋Ｐｒ）／酸可溶Ａｌ比とは、具体的には、質量ベースで、７０≧１００×（Ｃｅ＋Ｌａ＋Ｎｄ＋Ｐｒ）／酸可溶Ａｌ＞０．２であることを見出した。

更に、発明者は鋼板の化学成分（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、（Ｃｅ＋Ｌａ＋Ｎｄ＋Ｐｒ）／Ｓが０．２〜１０と言う範囲にする。
７０≧１００×（Ｃｅ＋Ｌａ＋Ｎｄ＋Ｐｒ）／酸可溶Ａｌ＞０．２であり、（Ｃｅ＋Ｌａ＋Ｎｄ＋Ｐｒ）／Ｓが０．２〜１０の場合には、後述するように、円相当径で２μｍ以下の微細な介在物が分散する。

一方、１００×（Ｃｅ＋Ｌａ＋Ｎｄ＋Ｐｒ）／酸可溶Ａｌの値が７０を超えると、介在物の径が大きくなる。逆に１００×（Ｃｅ＋Ｌａ＋Ｎｄ＋Ｐｒ）／酸可溶Ａｌの値が０．２未満であるとＡｌ_２Ｏ_３が増加する。

また、（Ｃｅ＋Ｌａ＋Ｎｄ＋Ｐｒ）／Ｓが０．２未満の時には大きなＭｎＳが析出する。逆に、（Ｃｅ＋Ｌａ＋Ｎｄ＋Ｐｒ）／Ｓが１０を超えて大きくなると、効果が飽和するがＣｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒのコストが高くなる。

本発明において、伸びフランジ性と曲げ加工性に優れる鋼板が得られる理由は、以下の通りと考えられる。

前記、本発明の球形の５μｍ以下の複合介在物が、円相当径で０．５μｍ以上のものを観察した場合に長径と短径の比が３以下のものが介在物の個数割合で５０％以上の場合には、伸びフランジ性（穴広げ性）が更に向上することを発明者は見出した。この理由は、本発明の複合介在物は、５μｍ以下の大きさで微細に分散しているのに加えて、硬質である為に、圧延時にもこの複合介在物の変形を抑制することができ、加えて、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。更に、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。

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。これは、伸延性の有るＣａＳが先に生成すると、このＣａＳは（Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ）により還元出来ないで残存する為と考えられる。

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、本発明の伸びフランジ性と曲げ加工性に優れた高強度鋼板を完成させるに至った。

以下、本発明において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。

（Ｓｉ：０．０３〜２．０％）
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ＳｉＯ_２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ＳｉＯ_２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。

（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。

（Ｐ：０．０５％以下）
Ｐは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（全酸素量）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て、Ｓは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、［ＲＥＭ］−［Ｃａ］−［Ｏ、Ｓ］の第１の介在物相と、［Ｍｎ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ａｌ］−［ＲＥＭ］−［Ｃａ］−［Ｏ、Ｓ］の第２の介在物相との、異なる第１と第２の介在物相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つの球状介在物を形成する。

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、０．０１％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、ネオジムオキシサルファイドおよびプラセオジムオキシサルファイドの１種または２種以上が成長し、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０．０１％とした。

すなわち、本発明では上記の通り、ＭｎＳの生成を［ＲＥＭ］−［Ｃａ］−［Ｏ、Ｓ］の第１の介在物相と、［Ｍｎ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ａｌ］−［ＲＥＭ］−［Ｃａ］−［Ｏ、Ｓ］の第２の介在物相との、異なる第１と第２の介在物相を含む複合介在物を形成することで抑制するので、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、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒの１種または２種以上を添加することで、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、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒの１種又は２種以上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。

（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を０．００８％以上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。

本発明では、Ｔｉを上記の範囲に調整すること、（Ｃｅ＋Ｌａ＋Ｎｄ＋Ｐｒ）／Ｓを０．２〜１０とすること、およびＣｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒの１種または２種以上を添加した後に、Ｃａを添加するとＴｉＳの大きさが３μｍ以下に出来ることを見出した。

この理由は、［ＲＥＭ］−［Ｃａ］−［Ｏ、Ｓ］の第１の介在物相と、［Ｍｎ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ａｌ］−［ＲＥＭ］−［Ｃａ］−［Ｏ、Ｓ］の第２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中の全介在物相にＣａが含まれる為に、ＴｉとＳがこの複合介在物に吸収されやすくなっており、高温で析出しようとするＴｉＳ介在物はこの複合介在物に取りこまれやすくなり単独では析出しなくなる。また、この複合介在物上に競合析出することも無い。この為に、ＴｉＳ介在物として単独析出するには低温になってＴｉとＳの溶解度積が析出領域に達した際に析出するＴｉＳ介在物に留まるので、析出したとしてもその大きさが３μｍ以下になる。

また、ＭｎＳの抑制と同様に（Ｃｅ＋Ｌａ＋Ｎｄ＋Ｐｒ）／Ｓを０．２〜１０に調整していることも、ＴｉＳの析出を遅らせてその大きさと個数割合を小さくすることに効果があると考えられる。

尚、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒの１種または２種以上を添加する前にＣａを添加すると、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒの１種または２種以上を含む介在物にＭｎＳ、ＴｉＳ、（Ｍｎ、Ｔｉ）Ｓを複合析出させることは出来るが、ＣａＳが単独で生成する。すなわち、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒの１種または２種以上を含む介在物中にＣａが存在しないので、本発明の介在物のようにＴｉとＳが複合介在物中に吸収されやすくなることは無い。したがって、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒの１種または２種以上を添加する前にＣａを添加すると、ＴｉＳ介在物の大きさいは３μｍ以上になることもあり伸びフランジ性は本発明の鋼板に比べると悪い。

（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、Ｔｉ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やＴｉ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。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）、Ｃａ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の１種又は２種以上の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、Ｎｄ、Ｐｒの１種又は２種以上が還元分解して、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、Ｎｄ、Ｐｒの１種又は２種以上の添加による脱酸、およびＣａ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、Ｎｄ、Ｐｒの１種又は２種以上の添加量を必要以上に多くすることもなくなり、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒの１種又は２種以上の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、Ｐｒの１種又は２種以上の合計量との関係で規定される。

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：０．０００５〜０．００５％）
Ｃａは、本発明においては、［ＲＥＭ］−［Ｃａ］−［Ｏ、Ｓ］の第１の介在物相と、［Ｍｎ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ａｌ］−［ＲＥＭ］−［Ｃａ］−［Ｏ、Ｓ］の第２の介在物相との、異なる第１と第２の介在物相を含む複合介在物を形成する重要な元素である。

即ち、（Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ）で脱酸して生成した介在物はＣａを添加することで、還元して、全ての介在物相中にＣａが含まれるようにすることで上記の複合介在物を形成させる。一方、Ｃａを添加しないと上記の複合介在物は形成しない。

この複合介在物の形成により、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、０．００５％を上限とする。好ましくは０．００２〜０．００４％である。

（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クラスターを分断する効果がある。加えて、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒの１種または２種以上添加後にＣａを添加することで、［ＲＥＭ］−［Ｃａ］−［Ｏ、Ｓ］の第１の介在物相と、［Ｍｎ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ａｌ］−［ＲＥＭ］−［Ｃａ］−［Ｏ、Ｓ］の第２の介在物相との、異なる第１と第２の介在物相を含む複合介在物を形成する効果を有している。

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０．０００５％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種または２種以上の合計濃度が０．０００５％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等が多量に生成し、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の存在条件として、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種または２種以上からなる酸化物および／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、第１の介在物相と、第２の介在物相との、異なる第１と第２の介在物相を含む複合介在物の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および／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および／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成分を調整した後にＣａを添加した後の、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、［ＲＥＭ］−［Ｃａ］−［Ｏ、Ｓ］の第１の介在物相と、［Ｍｎ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ａｌ］−［ＲＥＭ］−［Ｃａ］−［Ｏ、Ｓ］の第２の介在物相との、異なる第１と第２の介在物相を含む複合介在物の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、第１の介在物相と、第２の介在物相との、異なる第１と第２の介在物相を含む複合介在物を生成して、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。

尚、本発明の［ＲＥＭ］−［Ｃａ］−［Ｏ、Ｓ］の第１の介在物相と、［Ｍｎ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ａｌ］−［ＲＥＭ］−［Ｃａ］−［Ｏ、Ｓ］の第２の介在物相との、異なる第１と第２の介在物相を含む複合介在物中には、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒは、１種または２種以上の合計で０．５〜９５％含まれる。この合計濃度が０．５％未満の場合には複合介在物が硬質にならないで、圧延すると長径／短径の比が３以上になり、鋼板の穴広げ性に悪影響を及ぼす。また、９５％を超えると介在物が脆化しやすくなり、圧延時に粉砕して連なった形で残存して、伸延介在物と同様になり鋼板の穴広げ性に悪影響を及ぼす。

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：０．０１〜０．１％）
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０．００３％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種または２種以上を添加して脱酸した後にＣａで脱酸する鋼板で、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、その後の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［ＲＥＭ］−［Ｃａ］−［Ｏ、Ｓ］の第１の介在物相と、［Ｍｎ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ａｌ］−［ＲＥＭ］−［Ｃａ］−［Ｏ、Ｓ］の第２の介在物相との、異なる第１と第２の介在物相を含む複合介在物が生成して、圧延時にもこの析出したＭｎＳ等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わかった。

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微細化するのは、Ａｌ脱酸とＣｅ、Ｌａ、ＮｄおよびＰｒの１種または２種以上からなる成分の調整による溶鋼の酸素ポテンシャルの低下と、Ｃｅ、Ｌａ、ＮｄおよびＰｒの１種または２種以上からなる酸化物および／またはオキシサルファイドに、Ｔｉ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｃａの１種または２種以上を含有する介在物相が形成され、更にＣａが各介在物相に全て存在することで、複合介在物の凝集が起こりにくくなり、また、複合介在物の硬度が大きくなったことにより微細化するものと考えられる。これにより、伸びフランジ成形時等に生じる応力集中を緩和する機構が働き、穴拡げ性を急激に向上する効果があると推察され、その結果、繰り返し変形時や穴拡げ加工時において、これらの複合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０．５μｍ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個程度）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超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。一方、球形介在物とは長径／短径（延伸割合）が３以下の介在物と定義出来る。

この延伸割合を３超とした理由は、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒの１種又は２種以上を添加しない比較鋼板中の延伸割合３超の介在物は、殆どＭｎＳ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、現実的には図１に示すように延伸割合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％未満になると、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は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系介在物が少ないほど良好であるため、その延伸割合３超の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超の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超のものが存在しない場合、又は延伸割合３超の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３以下の延伸介在物の個数割合が５０％以上に形態制御された鋼板では、これに対応して、第１の介在物相と、第２の介在物相との、異なる第１と第２の介在物相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つの球状介在物を形成している。

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上にＭｎＳ系介在物と共に複合析出してくる場合もある。但し、前述の通り、ＴｉＮは伸びフランジ性と曲げ加工性にはほとんど影響がないことが確認されたため、ＴｉＮは本発明のＭｎＳ系介在物の対象としない。

次に、上記で述べた本発明の鋼板中における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１ｃｍ^２当たり１Ｃ（クーロン）の電荷を与える条件で電解した。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。また、個数の割合も算出した。

そこで、ＭｎＳ系介在物の延伸抑制に有効な組成を明らかにするため、第１の介在物相と第２の介在物相との、異なる第１と第２の介在物相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つの球状介在物の組成分析を実施した。

但し、この介在物の円相当直径が０．５μｍ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０．５μｍ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０．５μｍ未満の介在物も含めても良い。

その結果、円相当直径０．５μｍ以上、かつ、延伸割合３以下の介在物中に平均組成でＣｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒの１種または２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。

一方、円相当直径０．５μｍ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、第１の介在物相と第２の介在物相との、異なる第１と第２の介在物相を含む複合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。

他方、円相当直径０．５μｍ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、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の１種又は２種以上が多量に生成し、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、鋳片中に微細な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。

また、熱間圧延前において１２５０℃程度の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、炭窒化物を、一旦、固溶して鋼中の酸可溶Ｔｉを高め、その後、固溶ＴｉもしくはＴｉの炭窒化物の効果により結晶粒を微細化することができることにより、鋼板の組織における結晶粒径を１０μｍ以下と微細化することができる。

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、鋼板の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。Ｔｉ添加は、Ａｌ脱酸後に行う。

その後、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、７０≧１００×（Ｃｅ＋Ｌａ＋Ｎｄ＋Ｐｒ）／酸可溶Ａｌ＞０．２、かつ、（Ｃｅ＋Ｌａ＋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種または２種以上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種または２種以上の添加を行う。

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片を製造する。

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、Ｔｉを添加した。

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、９５≧１００×（Ｃｅ＋Ｌａ＋Ｎｄ＋Ｐｒ）／酸可溶Ａｌ≧０．１７、かつ、（Ｃｅ＋Ｌａ＋Ｎｄ＋Ｐｒ）／Ｓが０．１７〜１２．０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。

表１−１及び表１−２に化学成分を示すスラブを表２に示す条件にて熱間圧延し、厚さ３．２ｍｍの熱延板を得た。

この表１−１及び表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。

鋼番１と鋼番２に対しては、条件Ａを、また、鋼番３と鋼番４および鋼番５と鋼番６に対しては、条件Ｂを、鋼番７〜鋼番１０に対しては、条件Ｃを、更に鋼番１１〜鋼番１４に対しては、条件Ａを、鋼番１５と鋼番１６に対しては、条件Ｂを、また、鋼番１７と鋼番１８に対しては、条件Ｃを、鋼番１９と鋼番２０に対しては、条件Ａを、鋼番２１と鋼番２２に対しては、条件Ｂを、鋼番２３と鋼番２４に対しては、条件Ｃ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０．５μｍ程度以上の介在物を対象として、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、組成、円相当直径を調べた。

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０．５μｍ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の介在物相と、さらに、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ａｌから１種、２種、３種または４種を含有する第２の介在物相との、異なる第１と第２の介在物相を含む複合介在物から成る球状介在物の個数割合と、延伸割合３以下の介在物の個数割合、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒの組成を調べた。なお、０．５μｍ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、０．５μｍ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、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒの組成分析、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には示していないが、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では、［ＲＥＭ］−［Ｃａ］−［Ｏ、Ｓ］の第１の介在物相と、［Ｍｎ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ａｌ］−［ＲＥＭ］−［Ｃａ］−［Ｏ、Ｓ］の第２の介在物相との、異なる第１と第２の介在物相を含む複合介在物が生成して延伸したＭｎＳ系介在物を鋼板中で低減することができた。

即ち、これも表３には示していないが鋼鈑中に存在する円相当直径２μｍ以下の介在物が存在し、表３から明らかなように［ＲＥＭ］−［Ｃａ］−［Ｏ、Ｓ］の第１の介在物相と、［Ｍｎ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ａｌ］−［ＲＥＭ］−［Ｃａ］−［Ｏ、Ｓ］の第２の介在物相との、異なる成分を含む介在物相の球形の複合介在物の個数割合を５０％以上、その大きさを０．５〜５μｍ、鋼鈑中に存在する延伸割合３以下の介在物中の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％。円相当直径１μｍ以上で延伸割合３以下の延伸介在物の個数割合を５０％以上、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２〜１０μｍであり、本発明では１０μｍ以下であった。

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、１５、１７、１９、２１、２３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、１６、１８、２０、２２、２４）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、第１の介在物相と、第２の介在物相との、異なる第１と第２の介在物相を含む球形の複合介在物で０．５〜５μｍの小さな複合介在物の個数割合が明らかに小さく、本発明で規定する複合介在物の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。

加えて、本発明のＬａの添加の後にＣａを添加した場合（本発明鋼板２５参照）とＣａの添加後にＬａを添加した場合（比較例鋼板２６参照）について比較した例を表４と表５に示す。Ｌａの添加の後にＣａを添加した場合では、５μｍ以下の球形介在物の個数割合が増加し、５μｍ超の介在物密度が減少して穴広げ性が向上している。

また、本発明のＣｅの添加の後にＣａを添加した場合（鋼板２７参照）とＣａの添加を行なわなかった場合（比較例鋼板２８）の例を表６と表７示す。
Ｃｅの添加の後にＣａを添加した場合では、５μｍ以下の球形介在物の個数割合が増加し穴広げ性が向上していることが確認できる。

尚、表６、７の鋼板２８においては、連続鋳造中に浸漬ノズルが途中で閉塞して、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。

Claims (10)

1. 質量％で、
   Ｃ：０．０３〜０．２５％、
   Ｓｉ：０．０３〜２．０％、
   Ｍｎ：０．５〜３．０％、
   Ｐ：０．０５％以下、
   Ｔ．Ｏ：０．００５０％以下、
   Ｓ：０．０００１〜０．０１％、
   酸可溶Ｔｉ：０．００８〜０．２０％、
   Ｎ：０．０００５〜０．０１％、
   酸可溶Ａｌ：０．０１％超、
   Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、
   Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄおよび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＞０．２、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鋼板であり、
   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種との化学成分からなる第１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、Ｔｉ、Ａｌから１種、２種、３種または４種との化学成分からなる第２の介在物相との、異なる成分の第１と第２の介在物相を含む複合介在物から成る球状介在物を含有し、該球状介在物の内で円相当径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いる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５０％以上であり、加えて、円相当径５μｍ超の介在物の個数密度が１０個／ｍｍ^２未満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およびＰｒの１種または２種以上を合計で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. 鋼板の化学成分が、さらに、質量％で、
   Ｎｂ：０．００５〜０．１０％、
   Ｖ：０．０１〜０．１０％、
   の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. 鋼板の化学成分が、さらに、質量％で、
   Ｃｕ：０．１〜２％、
   Ｎｉ：０．０５〜１％、Ｃｒ：０．０１〜１．０％、
   Ｍｏ：０．０１〜０．４％、
   Ｂ：０．０００３〜０．００５％、
   の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. 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０．０００１〜０．０１％に処理された溶鋼に、Ｃが０．０３〜０．２５％、Ｓｉを０．０３〜２．０％、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、Ｔｉを酸可溶Ｔｉ：０．００８〜０．２０％を添加して、さらにＣｅ、Ｌａ、Ｎｄおよび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＞０．２、かつ、（Ｃｅ＋Ｌａ＋Ｎｄ＋Ｐｒ）／Ｓが０．２〜１０、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄおよび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０．０００５〜０．００５％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および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０．００５〜０．１０％、Ｖを０．０１〜０．１０％の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および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０．０１〜１．０％、Ｍｏを０．０１〜０．４％、Ｂを０．０００３〜０．００５％の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。