br>[0125] 接着，以下说明用于得到上述本发明钢板的优选的制造方法。
[0126] 〔本发明钢板的优选的制造方法〕
[0127] 本发明钢板，例如可以熔炼、铸造具有上述成分组成的原料钢而作为板坯，直接使 坯板或经过表面车削的板坯经过加热、热粗乳制、终乳各工序，将所得到的热乳卷材作为卷 材成材而制造。其后，根据表面状态、板厚精度等必要条件，也可以再实施酸洗、表皮光乳。
[0128] [钢液的制备]
[0129] 首先，在调整了溶存氧量和总氧量的钢液中，按既定的顺序添加既定的合金元素， 由此能够生成期望的氧化物。特别是在本发明中，极其重要的是，以不生成粗大的氧化物的 方式调整溶存氧量之后，再调整总氧量。
[0130] 所谓溶存氧，意思是不形成氧化物，而存在于钢液中的游离状态的氧。所谓总氧， 意思是包含在钢液中的全部的氧，即，游离氧和形成氧化物的氧的总和。
[0131] 首先，将钢液的溶存氧量调整到0.0010~0.0060%的范围。钢液的溶存氧量低于 0.0010%时，钢液中的溶存氧量不足，因此不能确保既定量的A1-0系氧化物，得不到期望的 尺寸分布。另外，若溶存氧量不足，则添加 REM时，REM形成硫化物，因此夹杂物变得粗大，成 为使特性劣化的原因。因此，上述溶存氧量为0.0010%以上。上述溶存氧优选为0.0013%以 上，更优选为〇. 0020 %以上。
[0132] 另一方面，若上述溶存氧量高于0.0060%，则钢液中的氧量变得过多，因此钢液中 的氧与上述元素的反应变得剧烈，不但熔炼作业上不为优选，而且生成粗大的氧化物，反而 使特性劣化。因此，上述溶存氧量应该抑制在〇. 0060 %以下。上述溶存氧量优选为0.0055 % 以下，更优选为0.0053%以下。
[0133] 不过，由转炉和电炉进行了一次精炼的钢液中的溶存氧量通常高于0.010%。因此 在本发明的制法中，需要以某种方法将钢液中的溶存氧量调整到上述范围。
[0134] 作为调整钢液中的溶存氧量的方法，例如可列举使用RH式脱气精炼装置而进行真 空碳(C)脱氧的方法，以及添加 Si、Mn和A1等脱氧性元素的方法等，也可以适当组合这些方 法而调整溶存氧量。另外，也可以使用浇包加热式精炼装置、简易式钢液处理设备等调整溶 存氧量，以之代替RH式脱气精炼装置。这种情况下，因为不能通过真空碳(C)脱氧调整溶存 氧量，所以溶存氧量的调整采用添加 Si等脱氧性元素的方法即可。采用添加 Si等脱氧性元 素的方法时，也可以在从转炉向浇包出钢时添加脱氧性元素。
[0135] 将钢液的溶存氧量调整到0.0010~0.0060 %的范围后搅拌钢液，使钢液中的氧化 物浮起分离，从而将钢液中的总氧量调整到〇. 0010~〇. 0070%。如此在本发明中，由于对溶 存氧量得到适当控制的钢液进行搅拌，除去多余的氧化物，所以能够防止粗大的氧化物， 即，粗大的夹杂物的生成。
[0136] 上述总氧量低于0.0010%时，期望的氧化物量不足，因此不能确保有助于夹杂物 的微细的尺寸分布的氧化物量。因此，上述总氧量为0.0010%以上。上述总氧量优选为 0.0015%以上，更优选为0.0018%以上。
[0137] 另一方面，若上述总氧量高于0.0070%，则钢液中的氧化物量过剩，粗大的氧化 物，即，粗大的夹杂物生成而使特性劣化。因此，上述总氧量应该抑制在0.0070%以下。上述 总氧量优选为〇. 0060 %以下，更优选为0.0050 %以下。
[0138] 钢液中的总氧量，由于大致与钢液的搅拌时间相互关联而变化，所以能够调整搅 拌时间等而加以控制。具体来说，搅拌钢液，测量除去浮起的氧化物之后的钢液中的总氧 量，并且适当地控制钢液中的总氧量。
[0139] 在钢材添加 REM和Ca时，在将钢液中的总氧量调整至上述范围之后，添加 REM后进 行铸造。向调整了总氧量的钢液添加上述的元素，从而得到期望的氧化物。
[0140] 向钢液添加的REM和Ca的形态未特别限定，例如，作为REM添加纯La和纯Ce、纯Y等， 或添加纯Ca，此外添加 Fe-Si-La合金、Fe-Si-Ce合金、Fe-Si-Ca合金、Fe-Si-La-Ce合金、Fe_ Ca合金、Ni-Ca合金等即可。另外，也可以向钢液添加混合稀土。所谓混合稀土就是铈族稀土 类元素的混合物，具体来说，含有Ce为40~50 %左右，La为20~40 %左右。但是，在混合稀土 中，作为杂质多含有Ca，因此混合稀土含有Ca时，需要满足本发明中规定的合适范围。
[0141] 在本发明中添加 REM时，基于促进粗大的氧化物除去这一目的，优选在添加 REM之 后，在不超过40分钟的范围内搅拌钢液。若搅拌时间超过40分钟，则微细的氧化物在钢液中 凝集、合并，因此氧化物粗大化，特性劣化。因此，搅拌时间优选为40分钟以内。搅拌时间更 优选为35分钟以内，进一步优选为30分钟以内。钢液的搅拌时间的下限值没有特别限定，但 若搅拌时间过短，则添加元素的浓度不均匀，钢材整体上得不到期望的效果。因此，需要与 容器尺寸相应的期望的搅拌时间。
[0142] 如上所述，能够得到成分组成得到调整的钢液。使用所得到的钢液进行铸造，得到 钢片。
[0143] 接着，进行包括加热、终乳的热乳，热乳后的急冷，急冷停止后的缓冷，缓冷后的急 冷，卷取而制造。
[0144] [加热]
[0145] 热乳前的加热以1150~1300°C进行。通过该加热而成为奥氏体单相。由此使固溶 元素(含V、Nb等添加元素)在奥氏体中固溶。加热温度低于1150Γ时，不能固溶于奥氏体，而 形成粗大的碳化物，因此得不到疲劳特性改善效果。另一方面，高于1300 °C的加热温度在操 作上困难。另外，作为添加元素而含有Ti时，基于使碳化物之中固溶温度最高的Ti固溶这一 点，也需要在TiC的固溶温度以上、1300°C以下。加热温度的更优选的下限为1200°C。
[0146] [热粗乳]
[0147] 在粗乳中，为了确保具有本发明中规定的既定的结晶取向的晶粒的比例，而进行 再结晶奥氏体的组织控制。粗乳温度也考虑到以后的终乳温度的确保而为900~1200°C，通 过在粗乳中使奥氏体晶粒微细化，反复再结晶化，能够控制具有既定的结晶取向的晶粒的 比例。粗乳温度更优选为900~1100°C。
[0148] [热终乳]
[0149] 热乳以使终乳温度为800°C以上的方式进行。若终乳温度过于低温化，则铁素体相 变会在高温下发生，铁素体中的析出碳化物粗大化，因此需要一定高度的终乳温度。因为使 奥氏体晶粒粗大化而使贝氏体的粒径增大，因此终乳温度更优选为850°C以上。
[0150][热终乳的最终道次的压下率]
[0151] 若热终乳的最终道次的压下率过高，则得不到本发明的集合组织的形态，各向异 性变大。反之若压下率过低，则集合组织不发达。因此，热终乳的最终道次的压下率为10~ 18%，更优选为11~17%，特别优选为12~16%。
[0152] [热乳后的急冷]
[0153] 上述终乳结束后，以5s以内以20°C/s以上的冷却速度(急冷速度）急冷，以580°C以 上、低于680°C的温度（急冷停止温度)停止急冷。通过使铁素体相变的开始温度低温化，是 为了使铁素体中所形成的析出碳化物微细化。冷却速度(急冷速度)低于20°C/s时，珠光体 相变被促进，或者，急冷停止温度低于580 °C时，珠光体相变或贝氏体相变被促进，冷加工性 降低。另一方面，若急冷停止温度达到680°C以上，则铁素体中的析出碳化物粗大化，不能确 保耐疲劳特性。急冷停止温度优选为600~650°C，更优选为610~640°C。
[0154] [急冷停止后的缓冷]
[0155] 上述急冷停止后，以5°C/s以上、低于20°C/s的冷却速度(缓冷速度)进行缓冷。使 缓冷速度为5°C/s以上，由此抑制热乳中的先共析铁素体的形成，使铁素体中的析出碳化物 适度地微细化，通过控制热乳板中的晶粒组织，是为了控制最终钢板的集合组织形态。缓冷 速度低于5°C/s时，先共析铁素体的形成量变多，粗大粒生成，并且在最终钢板中生成粗大 粒，发生碳化物的不均匀状态，使冷加工性劣化。另外，若成为20°C/s以上的冷却速度，则会 使硬质相（贝氏体、马氏体)大量生成，冷加工性降低。
[0156] [缓冷后的急冷、卷取]
[0157] 上述缓冷后，在高于550 °C、650 °C以下卷取。卷取温度高于650 °C时，表面氧化皮大 量形成，表面性状劣化，另一方面，在低于550 °C时，马氏体大量形成，冷加工性降低。
[0158] 以下，通过实施例更详细地说明本发明，但下述实施例没有限定本发明的性质，在 能够符合前、后述的主旨的范围内也可以适当加以变更实施，这些均包含在本发明的技术 范围内。
[0159] 实施例
[0160] 通过真空熔化法熔炼下述表1所示的成分组成的钢，铸造成厚120mm的钢锭，对其 按下述表2所示的条件实施热乳，制作热乳钢板。还有，在任一项试验中，急冷停止后的冷却 均为如下条件，以l〇°C/s以下的冷却速度缓冷5~