上， 更优选含有0.001%以上。但是，即使过剩地含有，其效果也饱和，不能期待与含量相符的效 果，因此推荐为0.05 %以下，更推荐为0.03 %以下，特别推荐为0.01 %以下。
[0092] 需要说明的是，在本发明中，所谓REM是含有镧系元素(从La至Lu的15种元素）以及 Sc(钪)和Y(钇）的意思。这些元素之中，优选含有从La、Ce和Y构成的组中选择的至少一种的 元素，更优选含有La和/或Ce。
[0093] Mg与Ca同样，使MnS等硫化化合物系夹杂物球状化，提高钢的变形能力，并且是有 助于切削性的提高的元素。为了使这样的作用有效地发挥，优选使Mg含有0.0002%以上，优 选含有0.0005%以上。但是，即使过剩地含有，其效果也饱和，不能期待与含量相符的效果， 因此推荐为0.02 %以下，更推荐为0.015 %以下，特别推荐为0.01 %以下。
[0094] Li与Ca同样，使MnS等硫化化合物系夹杂物球状化，能够提高钢的变形能力，另外， 使A1系氧化物低熔点化而无害化，是有助于切削性的提高的元素。为了使这样的作用有效 地发挥，优选使Li含有0.0002%以上，更优选含有0.0005%以上。但是，即使过剩地含有，其 效果也饱和，不能期待与含量相符的效果，因此推荐为0.02%以下，更推荐为0.015%以下， 特别推荐为〇. 〇 1 %以下。
[0095] Pb在用于使切削性提高上是有效的元素。为了使这样的作用有效地发挥，优选使 Pb含有0.005%以上，更优选含有0.01 %以上。但是，若过剩地含有，则产生发生乳痕等制造 上的问题，因此推荐为0.5 %以下，更推荐为0.4 %以下，特别推荐为0.3 %以下。
[0096] Bi与Pb同样，在用于使切削性提高上是有效的元素。为了使这样的作用有效地发 挥，优选使Bi含有0.005 %以上，更优选含有0.01 %以上。但是，即使过剩地含有，切削性提 高的效果也饱和，因此推荐为0.5 %以下，更推荐为0.4 %以下，特别是推荐为0.3 %以下。
[0097] 接下来，对于对本发明钢板赋予特征的组织进行说明。
[0098]〔本发明钢板的组织〕
[0099]如上所述，本发明钢板的特征在于，以贝氏体铁素体-多边形铁素体-珠光体复相 组织钢为基础，特别是将贝氏体铁素体粒的尺寸控制在特定范围。
[01 00] <贝氏体铁素体:5%以上、珠光体:低于20%、余量:多边形铁素体>
[0101] 本发明钢板的组织由贝氏体铁素体、多边形铁素体和珠光体的复相组织构成。贝 氏体铁素体具有在冷加工中提高加工性，并且在加工后提高硬度，另一方面抑制拉伸应变 痕的产生的作用，为了有效发挥这些作用，以面积率计为5%以上，优选为10%以上，进一步 优选为15%以上。另外，若珠光体过剩地存在，则使钢板的成形性劣化，因此珠光体以面积 率计低于20 %，更优选为19 %以下，进一步优选为18 %以下，特别优选为15 %以下。余量是 多边形铁素体。
[0102] 需要说明的是，在本发明钢板的组织中，除上述组织以外，还存在渗碳体相，其面 积率至多为1%左右以下而极微量，因此在本说明书中，贝氏体铁素体、多边形铁素体、珠光 体的各面积率定义为按照这三相的合计面积率成为100%的方式标准化的面积率。
[0103] <所述贝氏体铁素体的平均晶粒直径:3~50μπι的范围>
[0104] 为了使钢板的加工性提高，并且满足加工后的表面特性，构成贝氏体铁素体组织 的贝氏体铁素体的平均晶粒直径需要在3~50μπι的范围。若贝氏体铁素体粒过于细小，则变 形阻力变得过高，因此其平均晶粒直径为3μπι以上，优选为4μπι以上，更优选为5μπι以上。另一 方面，若铁素体过于粗大化，则加工后的表面特性劣化，另外韧性、疲劳特性等劣化，因此其 平均晶粒直径为50μηι以下，优选为45μηι以下，更优选为40μηι以下。
[0105] 〔各相的面积率的测定方法〕
[0106] 关于上述各相的面积率，对各供试钢板进行硝酸乙醇腐蚀液腐蚀，利用扫描型电 子显微镜(SEM;倍率1000倍)拍摄5个视野，能够以计点算法求得贝氏体铁素体、多边形铁素 体和珠光体的各比率。
[0107]在此，贝氏体铁素体定义为贝氏体(上部贝氏体和下部贝氏体的总称)组织中存在 的晶粒的形状长轴化的铁素体粒子(参照古原忠，"铁钢的贝氏体组织的定义现状的理 解_，热处理第50卷第1号，平成22年2月，ρ. 22-27)，其长宽比（长轴/短轴之比）为2以上。另 外，多边形铁素体定义为晶粒的形状为等轴状的铁素体粒子，其长宽比（长轴/短轴之比）小 于2。
[0108] 〔平均晶粒直径的测定方法〕
[0109] 关于上述贝氏体铁素体的平均晶粒直径，能够以如下方式测定。即，测定分别存在 于最表层部、板厚1/4部、板厚中心部这3处的贝氏体铁素体的晶粒直径。关于1个贝氏体铁 素体粒子的粒径，是对于各测定位置的乳制方向的侧面部进行硝酸乙醇腐蚀液腐蚀，由扫 描型电子显微镜(SEM;倍率1000倍)对该部位拍摄5个视野，利用对贝氏体铁素体的晶粒进 行图像分析得出的重心直径，作为平均晶粒直径。
[0110]接着，以下说明用于得到上述本发明钢板优选的制造方法。
[cm]〔本发明钢板优选的制造方法〕
[0112]本发明钢板的制造，只要是能够将具有上述成分组成的原料钢成形为期望的板厚 的方法，依据任何的方法进行都可以。例如，能够通过如下方式进行，按以下所示的条件，用 转炉制备具有上述成分组成的钢液，通过铸锭或连续铸造使其成为板坯之后，乳制成期望 板厚的热乳钢板。
[0113][钢液的制备]
[0114] 关于钢液中的N的含量，能够通过在以转炉进行熔炼时向钢液中添加含有N化合物 的原料，和/或将转炉的气氛控制成他气氛来进行调整。
[0115] [加热]
[0116] 热乳前的加热以1100~1300°C进行。在此加热中，为了不使N化合物生成，而尽可 能使更多的N固溶，则需要高温的加热条件。加热温度的优选的下限为1100°C，更优选的下 限1150°C。另一方面，高于1300°C的温度在操作上困难。
[0117] [热乳]
[0118] 热乳以使终乳温度为880°C以上的方式进行。若将终乳温度过于低温化，则使得铁 素体相变在高温下发生，铁素体（贝氏体铁素体和多边形铁素体的总称）中的析出碳化物粗 大化，疲劳强度劣化，因此需要一定程度以上的终乳温度。为了使奥氏体粒子粗大化而在一 定程度上增大贝氏体铁素体的粒径，终乳温度更优选为900°C以上。还有，因为确保温度困 难，所以终乳温度的上限为l〇〇〇°C。
[0119] 本发明的热乳钢板的板厚为3~20_，但为了使贝氏体铁素体结晶粒微细化，将其 平均晶粒直径控制在既定的粒径范围内，不仅需要控制上述的乳制温度，还需要使终乳的 连乳的最终压下率为15%以上。通常，终乳实施5~7道次的连乳，但基于板的咬入控制的观 点设定道次计划表，最终压下率截止到12~13%左右。上述最终压下率优选为16%以上，更 优选为17%以上。上述最终压下率越是高达20%、30%，越能够得到将晶粒进一步微细化的 效果，但是从乳制控制的观点出发，上限规定为30 %左右。
[0120] [热乳后的急冷]
[0121] 上述终乳结束后，在5s以内以20°C/s以上的冷却速度(第一急冷速度)进行急冷， 以550°C以上且低于650°C的温度(急冷停止温度)停止急冷。这是为了得到既定的相分率的 贝氏体铁素体-多边形铁素体-珠光体复相组织。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550°C时，贝氏体相变被抑制，得到既定的相分率的 贝氏体铁素体-多边形铁素体-珠光体钢均变得困难，冷加工性、加工后的表面品质劣化。另 一方面，若急冷停止温度达到650°C以上，则铁素体中的析出碳化物粗大化，疲劳强度劣化。 急冷停止温度优选为560~640°C，更优选为580~620°C。
[0122][急冷停止后的缓冷]
[0123]上述急冷停止后，通过放冷或空冷以10°C/s以下的冷却速度(缓冷速度)缓冷5~ 20s。由此多边形铁素体的形成充分地进行，并且使铁素体中的析出碳化物适度地微细化。 冷却速度高于l〇°C/s或缓冷时间低于5s时，多边形铁素体的形成量不足。另一方面，若缓冷 时间超过20s，则析出碳化物未粗大化，疲劳强度劣化。
[0124][缓冷后的急冷、卷取]
[0125] 上述缓冷后，再次以20°C/s以上的冷却速度(第二急冷速度）急冷，以500~600°C 进行卷取。这是为了通过形成贝氏体铁素体+铁素体主体的组织，确保冷加工性。冷却速度 (第二急冷速度)低于20°C/s或卷取温度高于600°C时，珠光体大量形成而冷加工性劣化，另 一方面，低于500°C时，贝氏体铁素体的形成量不足而加工后的表面品质性劣化。
[0126]以下，通过实施例更详细地说明本发明，但下述实施例并不限定本发明的性质，在 能够符合前、后述的主旨的范围内也可以适当变更实施，这些均包含在本发明的技术范围 内。
[0127]【实施例】
[0128] 通过真空熔炼法熔炼下述表1所述的成分组成的钢，铸造成厚120mm的钢锭，对其 以下述表2所示的条件实施热乳，制作热乳钢