JPH05295427A - 連続焼鈍による軟質表面処理原板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【目的】 高温焼鈍が可能で、コンパクトで設備費の小
さい超急速加熱短時間焼鈍で、Ｔ−１〜Ｔ−３の製造が
可能な連続焼鈍による軟質表面処理原板の製造法を提供
すること。 【構成】 （１）Ｃ：０．０００５〜０．００３０％、
Ｍｎ：０．０５〜０．６０％、Ｐ：０．００１〜０．０
２５％、Ｓ：０．００１〜０．０２５％、ｓｏｌＡｌ：
０．０１２〜０．１２０％、Ｎ：≦０．００５０％、
Ｔ．Ｏ：≦０．００７０％、必要によりＢをＢ／Ｎで
０．４〜２．５添加した鋼片を、通常の方法で熱間圧
延、８５％以上の冷間圧延を行い、その後、連続焼鈍に
て少なくとも５００℃以上の温度域を３００〜２０００
℃／ｓで６５０〜８５０℃に加熱し３秒以下の保定を行
い、その後室温まで冷却し再結晶焼鈍を行い、次いで、
０．５〜５％の調質圧延を施すことを特徴とする連続焼
鈍による軟質表面処理原板の製造方法。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は錫メッキやクロム酸処理
などの表面処理が施される表面処理原板の硬さレベル
が、テンパー度で１〜３の表面処理用原板を連続焼鈍で
製造する方法に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】錫メッキやクロム酸処理などの表面処理
が施される表面処理原板の硬さレベルがテンパー度で１
〜３の軟質表面処理用原板（以下それぞれＴ−１〜Ｔ−
３と記す）は、これまで、焼鈍時間が２〜３日もかかる
箱焼鈍法で製造されてきた。この方法は、バッチ式で且
つ焼鈍に２〜３日も要するため、生産性が極めて悪く、
生産性の良好な焼鈍方法の開発が望まれてきた。

【０００３】この問題を解決すべく、比較的生産性の良
好な連続焼鈍方式でＴ−１〜Ｔ−３の軟質表面処理原板
を製造する方法が提案されているが、この場合も焼鈍時
間が１〜２分かかり、焼鈍炉内に滞留するコイルの長さ
が１０００ｍ前後にもなり、設備長が長く連続焼鈍装置
の建設費が高い。又、このような炉は、設備の設置スペ
ースを短くするためハースロールを上下に配置し、その
間を鋼帯が上下しながら通過する縦パス型炉が採用され
ている。

【０００４】そのため、より軟質なメッキ原板を製造す
るのに効果的な例えば７００℃を超えるような高温焼鈍
では、鋼板の強度が大きく低下し絞り（しわ）が発生す
るようになり、形状の良好な軟質表面処理原板の製造が
難しくなる。

【０００５】一方、超短時間連続焼鈍法について例えば
特公昭３６−１００５２号公報、特公昭３６−２１１５
５号公報、特公昭４０−３０２０号公報、特公昭４６−
１９７８１号公報、及び「Ｒｅｃｒｙｓｔａｌｌｉｚａ
ｔｉｏｎ '９０ Ｅｄｉｔｅｄ ｂｙ Ｃｈａｎｄｒａ
Ｔｈｅ Ｍｉｎｅｒａｌｓ，Ｍｅｔａｌｓ ＆ Ｍａ
ｔｅｒｉａｌｓ Ｓｏｃｉｅｔｙ，１９９０」の文献
（以下文献１と記す。）がある。しかし、特公昭３６−
２１１５５号公報は２００〜３００℃でコイルとして巻
き取らねばならず酸化の問題、巻き取り設備の問題、巻
き取ったコイルの冷却方法或いは冷却時のコイル内外周
の不均一冷却の問題があり、Ｔ−２．５レベルで軟質化
が不十分である。

【０００６】又、特公昭４０−３０２０号公報はテンパ
ー度が６以上の製造方法で、特公昭４６−１９７８１号
公報はＨ_R30Tが７２以上の極めて硬質な材質の表面処理
原板を製造する方法で、これらの方法ではＴ−１〜Ｔ−
３の製造は不可能である。特公昭３６−１００５２号公
報は急速加熱を行い均熱を殆ど行わず急冷する焼鈍時間
が約１５sec の短時間焼鈍法であるが、この方法の大き
な問題点は同公報の第１表に示されているように、得ら
れる材質の硬さがＨ_R30Tで６５とテンパー度が５（以下
Ｔ−５と記す）のものしかできないことである。

【０００７】又、文献１で紹介されている内容は、１）
リムド鋼の熱延板を脱炭焼鈍し、Ｃ含有量を０．００５
％にした鋼を用い７０％の冷間圧延を行い、０．２sec
(約３５００℃／ｓ）で加熱し０．１sec の均熱を行い
水スプレーで急冷した結果、０．５sec ，０．３sec 加
熱（約２０００℃／ｓ〜３０００℃／ｓ）の場合よりも
顕著に再結晶温度が低下したことが、又、２）０．５se
c ，０．３sec で加熱（約２０００℃／ｓ〜３０００℃
／ｓ）の場合は、約８３０℃，８００℃以上にもなるこ
とが紹介されている。即ち、文献１の方法は、熱延板を
脱炭焼鈍し且つ加熱温度の温度制御が極めて困難な０．
２sec(約３５００℃／ｓ）の加熱速度、即ち０．０１se
c のような極めて微かな加熱時間のバラツキで、実に３
５℃もの温度バラツキとなるような実用化が極めて困難
な加熱速度条件とが必要であり、実用に供するには適し
ない方法であることがわかる。

【０００８】以上のように、コンパクトで高温焼鈍が可
能で通板のスケジューリングの自由度の大きい超急速加
熱短時間焼鈍の従来法では、軟質材の製造ができなかっ
たり、実験室レベルではできても（文献１の方法）経済
的にも工業的にも実機化が不可能である。

【０００９】

【発明が解決しようとする課題】本発明で解決しようと
する課題は、経済性に優れ、高い生産性と、高温焼鈍が
可能な、コンパクトで設備費の小さい超急速加熱短時間
焼鈍設備で、Ｔ−１〜Ｔ−３の製造が可能な連続焼鈍に
よる表面処理原板の製造方法を提供することである。

【００１０】

【課題を解決するための手段】本発明者等は、上記課題
を解決するため、鋼成分、熱延条件、冷間圧延条件、連
続焼鈍条件について総合的に検討し、本発明の製造方法
を見いだしたものである。

【００１１】本発明の要旨は下記の通りである。 （１）Ｃ：０．０００５〜０．００３０％、Ｍｎ：０．
０５〜０．６０％、Ｐ：０．００１〜０．０２５％、
Ｓ：０．００１〜０．０２５％、ｓｏｌＡｌ：０．０１
２〜０．１２０％、Ｎ：≦０．００５０％、Ｔ．Ｏ：≦
０．００７０％、残部不可避的不純物及び鉄よりなる鋼
片を、通常の熱間圧延条件で加熱、熱間圧延を行い、巻
き取り熱延鋼帯とし、８５％以上の冷間圧延を行い、そ
の後、連続焼鈍にて少なくとも５００℃以上の温度域を
３００〜２０００℃／ｓで６５０〜８５０℃に加熱し３
秒以下の保定を行い、その後室温まで冷却し再結晶焼鈍
を行い、次いで、０．５〜５％の調質圧延を施すことを
特徴とする連続焼鈍による軟質表面処理原板の製造方
法。

【００１２】（２）Ｃ：０．０００５〜０．００３０
％、Ｍｎ：０．０５〜０．６０％、Ｐ：０．００１〜
０．０２５％、Ｓ：０．００１〜０．０２５％、ｓｏｌ
Ａｌ：０．０１２〜０．１２０％、Ｎ：≦０．００８０
％、Ｂ：Ｂ／Ｎ（原子量比）で０．４〜２．５、Ｔ．
Ｏ：≦０．００７０％、残部不可避的不純物及び鉄より
なる鋼片を、通常の熱間圧延条件で加熱、熱間圧延を行
い、巻き取り熱延鋼帯とし、８５％以上の冷間圧延を行
い、その後、連続焼鈍にて少なくとも５００℃以上の温
度域を３００〜２０００℃／ｓで６５０〜８５０℃に加
熱し３秒以下の保定を行い、その後室温まで冷却し再結
晶焼鈍を行い、次いで、０．５〜５％の調質圧延を施す
ことを特徴とする連続焼鈍による軟質表面処理原板の製
造方法。

【００１３】以下に本発明について詳細に述べる。本発
明者等は、先に述べた連続焼鈍法に於いて高温焼鈍が困
難であることの原因は、ハースロールに鋼板が接触する
ことに起因するものと考え、高温域で鋼板をハースロー
ルに接触させないようにすれば抜本的に問題が解決でき
ると考え、その解決手段として、超急速加熱を行い且つ
高温での滞在時間を極めて短くする方法について種々検
討した。

【００１４】本発明者等は、この課題を解決するため、
その製造方法について、成分含有量、熱延条件、冷間圧
延条件、連続焼鈍条件について総合的に検討し、連続
焼鈍の加熱に於いて少なくとも５００℃以上の温度域を
３００〜２０００℃／ｓで６５０〜８５０℃に加熱する
こと、再結晶焼鈍後の結晶粒径を大きくするために、
Ｃ：０．０００５〜０．００３０％にすること、の２点
を主ポイントとすることにより、極めてコンパクトな連
続焼鈍設備でＴ−１〜Ｔ−３の製造が可能となることを
初めて見いだしたものである。

【００１５】尚、本発明の方法が目的とするＴ１〜Ｔ〜
３の軟質表面処理原板は、曲げ成形加工を伴う食缶など
にも使用され、その曲げ加工時に鋼板中の固容Ｃ，Ｎが
多すぎるとフルーティングと称する腰折れが発生し不良
品となる。従って、鋼板中の固容Ｃ，Ｎ量を規制し、耐
フルーティング性を確保する必要がある。

【００１６】図１は、本発明のポイントの「連続焼鈍
の加熱に於いて少なくとも５００℃以上の温度域を３０
０〜２０００℃／ｓで６５０〜８５０℃に加熱するこ
と」の効果を示した図である。本発明の方法で製造した
Ｃ含有量が０．００１６％，９０％の冷間圧延率で圧延
した板厚が０．２５mmの冷延板を、図２に示すヒートサ
イクルで加熱速度（α_H ）と均熱温度（Ｔ）を変え、時
間（ｔ）を０．１sec 、冷却速度（α_C ）を３００℃／
ｓとし、熱処理を行った鋼板の組織を調査し、再結晶の
完了する温度を求め、その結果を示した図である。

【００１７】図１から、加熱速度を３００℃／ｓ以上と
することにより再結晶完了温度が顕著に低下することが
わかる。このことから、均熱時間が殆どないようなコン
パクトな連続焼鈍設備でＴ−１〜Ｔ−３を製造するに
は、本発明の連続焼鈍の加熱に於いて３００℃／ｓ以上
の超急速加熱することが極めて重要であることがわか
る。

【００１８】尚、文献１では、約１７００℃／ｓ（ｔ₁
＝０．５sec)程度の加熱速度では再結晶完了温度が８０
０〜８３０℃と著しく上昇しているが、図１に示す結果
は、大きく異なった結果となっている。この理由につい
ては、今後の詳細な検討が必要であるが、冷間圧延率が
７０％であるのに対し９０％と大幅に高くなっているこ
と、又、成分、特にＴ．Ｏ含有量が０．０３７５％と高
いリムド鋼の熱延板を脱炭焼鈍した素材を供試鋼とした
こと、などの条件の違いによる影響によりこのように異
なった結果となったのではないかと考えられる。

【００１９】尚、このように３００℃／ｓ以上で加熱す
ることにより、従来の２０℃／ｓより再結晶温度が低下
するメカニズムについては必ずしも充分に解明できてい
ないが、 Ａ．超急速加熱の場合は、再結晶のスタート時に於ける
サブグレインの粒界の移動速度並びに粒成長時の粒界の
移動速度が極めて速いので、粒界への偏析元素の粒界へ
の移動が追従しなくなり粒界の移動を妨げる偏析元素が
少なくなる。その結果、超急速加熱を行うことにより再
結晶がより低温で起こるとともに粒成長も容易となりよ
り軟質材が得られるようになった。尚、冷間圧延率、成
分、などはこのサブグレインの生成並びに大きさなどに
影響を与えているのではないかと考えられる。

【００２０】Ｂ．超急速加熱の場合は、再結晶〜粒成長
の間の時間があまりにも短いので再結晶前、途中、粒成
長の段階に於いてＡｌＮの微細析出が殆ど起こらなくな
る。その結果、超急速加熱を行うことにより再結晶がよ
り低温で起こるとともに粒成長も容易となりより軟質材
が得られるようになった。

【００２１】などの効果によるものではないかと推察さ
れる。尚、これらのＡ，Ｂの効果は、連続焼鈍の加熱に
於いて少なくとも５００℃以上の温度域を３００℃／ｓ
以上で６５０〜８５０℃に加熱することで得られた。本
発明のポイントのは、ポイントの超急速加熱効果を
発揮させるための成分並びに熱延条件である。まずＣ含
有量を０．０００５〜０．００３０％とすることを主要
条件とする方法で、Ｃ含有量が０．００３０％超になる
とＣの悪影響が大きくなり過ぎフルーティング性が劣化
するようになるのでＣ含有量を規制する必要がある。又
本発明範囲として、Ｂ：Ｂ／Ｎ（原子量比）で０．４〜
２．５を含有せしめることによりＮをＢＮとして粗大析
出させ悪影響を緩和させることにより、Ｎ含有量を≦
０．００８０％と規制を大幅に緩和させることができ
る。

【００２２】以下に製造条件について詳細に述べる。Ｃ
は、前述のように、特にフルーティング性に大きく影響
する元素で、超急速加熱焼鈍時の再結晶焼鈍後の固容Ｃ
量に大きく影響を与え、Ｃ含有量が増加するにつれて固
容Ｃが増加しフルーティング性が劣化する。Ｃ含有量が
０．００３０％超になるとフルーティング性が限界を超
えるようになるので、Ｃ含有量の上限を０．００３０％
とした。尚、Ｃ量が０．０００５％未満では通常の製鋼
の真空脱ガス法では製造が困難となるので、下限のＣ含
有量を０．０００５％とした。Ｍｎ，Ｐ，Ｓ，ｓｏｌＡ
ｌは、材質を硬質化するばかりではなく、これらの元素
が増加すると鋼板の耐食性を劣化させるので、それぞれ
の元素の上限値を０．０６０％，０．０２５％，０．０
２５％，０．１２０％とした。尚、Ｍｎ，Ｐ，Ｓの各々
の下限値は通常の製造法では得られる範囲をもって下限
値とした。又、ｓｏｌＡｌ含有量は０．０１２％未満で
は、脱酸不足のためＴ．Ｏ含有量が高くなり０．００７
０％以下とすることができなくなるので少なくとも０．
０１２％は必要で、下限のｓｏｌＡｌ量を０．０１２％
とした。

【００２３】Ｎ含有量は、第１発明では、Ｎ含有量が
０．００５０％超になると、超急速加熱焼鈍を行っても
Ｎが多いため微細なＡｌＮが析出するようになるので
０．００５０％を上限値とした。又、第２発明では、Ｂ
添加によりＮをＢＮとして固定するためにＮ含有量が多
くても軟質な材質が得られるが、Ｎ含有量が０．００８
０％超になるとＢＮの析出量が多くなりすぎ材質を硬く
しＴ−１〜Ｔ−３の硬度が得られなくなるので０．００
８０％を上限値とした。尚、Ｎ含有量は低いほど軟質な
鋼板が得られるので特に下限値を規制する必要はない。

【００２４】Ｔ．Ｏ含有量は、０．００７０％超になる
とスラブの表層付近に気泡が発生し、メッキ原板の表面
傷などが増え良好な製品が得られなくなるとともに、軟
質な材質が得られなくなるので０．００７０％を上限値
とした。尚、下限値は、特に規制する必要がないので規
制しなかった。

【００２５】Ｂは、第２発明として、Ｂ：Ｂ／Ｎ（原子
量比）で０．４〜２．５を含有せしめることによりＮを
ＢＮとして粗大析出させ悪影響を緩和させ、Ｎ含有量を
≦０．００８０％と規制を大幅に緩和させることができ
る。ＢがＢ／Ｎ（原子量比）で０．４未満ではＮをＢＮ
として粗大析出させることができず、又、Ｂ／Ｎ（原子
量比）で２．５超では固容のＢが多くなり過ぎ材質が硬
質化しＴ−１〜Ｔ−３が得られなくなるので、Ｂ／Ｎ
（原子量比）を０．４〜２．５に規制した。

【００２６】熱延条件は、特に規制する必要がなく通常
の熱延条件でよい。尚、第１発明の方法では、熱延時に
高温巻き取りをすることによってＮの悪影響をより完全
になくすことができ、より軟質な材質が得られるので必
要に応じ高温巻き取りを行えばよい。更に、熱延の加熱
条件は、特に規制する必要がなく通常行われる加熱条件
でよいが、より軟質な鋼板を得るには、１１５０℃以下
の加熱温度（ＳＲＴと記す）が好ましい。

【００２７】冷間圧延時の冷間圧延率は、低いと再結晶
焼鈍時の再結晶温度が高くなり、材質が硬くなりＴ−１
〜Ｔ−３が得られ難くなると共に、メッキ製品は板厚が
薄いので８５％未満の冷間圧延率では熱延板の板厚が薄
くなりすぎ熱間圧延が困難となるので、下限値を８５％
とした。尚、上限値は特に規制する必要がないので規制
しなかった。

【００２８】連続焼鈍時の再結晶焼鈍の加熱速度は、本
発明の最も重要なポイントで、その効果並びにそのメカ
ニズムは先に推察した通りである。加熱速度が３００℃
／ｓ未満では超急速加熱効果が得られず、材質が硬化し
Ｔ−１〜Ｔ−３の硬度が得られなくなるので３００℃／
ｓを下限値とした。尚、２０００℃／ｓ超の加熱速度で
はあまりにも加熱速度が速すぎるため加熱の到達温度の
制御が不安定となり、安定した品質が得難くなるので２
０００℃／ｓを上限とした。

【００２９】再結晶焼鈍時の焼鈍温度は、６５０℃未満
では超急速加熱焼鈍でも充分な再結晶が起こらずＴ−１
〜Ｔ−３の硬度が得られなくなるので６５０℃を下限値
とした。尚、焼鈍温度が８５０℃超になると均熱帯を通
過する時に鋼板が軟化し延び易くなり、通板性が悪くな
るので８５０℃を上限値とした。

【００３０】再結晶焼鈍時の均熱時間は、超急速加熱焼
鈍では均熱時間がなくとも充分な再結晶と粒成長が生
じ、Ｔ−１〜Ｔ−３の硬度が得られるので均熱時間の下
限値は規制する必要がない。尚、均熱時間の上限を３se
c としたのは、本発明の目的である「設備費を大きく軽
減し得る極めてコンパクトな連続焼鈍設備でＴ−１〜Ｔ
−３の製造が可能な連続焼鈍による表面処理原板を製造
する方法」の思想から外れるようになるので３sec を上
限値とした。

【００３１】再結晶焼鈍後の冷却条件は、本発明の鋼で
は材質に特に影響を与えないので特に規制する必要がな
く、徐冷となる通常のガスジェット冷却法や３００℃／
ｓのような強力なガスジェット冷却法などで室温まで冷
却すればよい。尚、本発明鋼の場合は３００〜５００℃
付近で数秒から数分の過時効処理は材質に殆ど影響せず
過時効処理の効果がないが、過時効処理を施しても差し
支えがない。

【００３２】調質圧延は、フルーティング性を向上させ
るために必要で、０．５％以上で良好なフルーティング
性が得られるようになるので少なくとも０．５％以上の
調質圧延を施す必要がある。更に、２％以上の調質圧延
を施せば、極めて良好なフルーティング性が得られるよ
うになるので必要に応じ２％以上の調質圧延を施せばよ
い。尚、調質圧延率が５．０％超になると材質の硬質化
が著しくなりＴ−１〜Ｔ−３の硬度が得られなくなるの
で上限値を５．０％とした。

【００３３】

【実施例】表１，２に示す成分、熱延条件で２．５mmの
熱延鋼帯を製造し、冷間圧延率９０％で冷間圧延した
０．２５mmの冷延鋼板を図２に示すヒートサイクルで表
２に示す温度、時間条件で連続焼鈍を施し、１．２％の
調質圧延を施し、表面処理原板を得た。得られた表面処
理原板の硬度（Ｈ_R30T）を測定し、その結果を表２に示
す。フルーティング性は、リフロー相当の熱処理を行っ
た後三本ロールで曲げ成形を行いフルーティング性を調
査した。

【００３４】

【表１】

【００３５】

【表２】

【００３６】鋼Ａ，Ｂは、第１発明の範囲内の成分の
鋼、鋼Ｃは第２発明の範囲内の成分の鋼、鋼Ｄは発明の
方法の範囲外の製造条件のものである。試料１，２，
３，４，５，６は、本発明の方法の実施例で、何れもＴ
−１〜Ｔ−３の硬度範囲（Ｈ_R30T＝５８±３〜６１±
３）でフルーティング性も良好な特性値が得られてい
る。

【００３７】試料１，２，３，４，５は、何れも、表
１，２に示すようにＣ量などの成分、熱延条件、並びに
焼鈍条件を第１発明の範囲内の実施例であり、Ｈ_R30Tが
４６〜５２で良好なフルーティング性が得られ、Ｔ−１
〜Ｔ−３のメッキ原板が得られることがわかる。又、試
料４は、調質圧延率を３．５％と増やして製造した例
で、フルーティング性が特に優れた鋼板が得られてい
る。

【００３８】試料６は、表１，２に示すように主として
Ｂを０．００３７％添加した第２発明の実施例である。
第２発明の方法であればＮ含有量が０．００５６％と高
くても軟質な表面処理原板が得られることがわかる。試
料７は第１発明の方法のＣ量が高く外れた比較例で、フ
ルーティング性が劣悪となることがわかる。

【００３９】試料８は、焼鈍前の加熱速度が２０℃／ｓ
と低く外れた比較例で、硬度が６０と高く軟質なメッキ
原板が得られないことがわかる。試料９は、焼鈍時の均
熱時間が２０sec と長く焼鈍時間が約８０sec と現在工
業的に行われている連続焼鈍条件の従来例である。試料
９は本発明例の試料５と同じレベルの硬度となってい
る。この結果と本発明例とを比較すると、焼鈍時間が３
〜５sec と極めて短い本発明法は、焼鈍時間が約８０se
c と長い従来法と同等の材質が得られ、工業的価値が大
きいことがわかる。

【００４０】

【発明の効果】本発明によれば、高温焼鈍が可能で、コ
ンパクトで設備費の小さい超急速加熱短時間の連続焼鈍
設備で、Ｔ−１〜Ｔ−３の表面処理原板の製造が可能と
なり、その工業的価値は大である。

【図面の簡単な説明】

【図１】連続焼鈍の加熱速度と硬度との関係を示す図表
である。

【図２】調査実験並びに実施例に用いた連続焼鈍のヒー
トサイクルを示す図表である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 原田 武 姫路市広畑区富士町１番地 新日本製鐵株 式会社広畑製鐵所内

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量比で Ｃ ：０．０００５〜０．００３０％、 Ｍｎ：０．０５〜０．６０％、 Ｐ ：０．００１〜０．０２５％、 Ｓ ：０．００１〜０．０２５％、 ｓｏｌＡｌ：０．０１２〜０．１２０％、 Ｎ ：≦０．００５０％、 Ｔ．Ｏ：≦０．００７０％、 残部不可避的不純物及び鉄よりなる鋼片を、通常の熱間
   圧延条件で加熱、熱間圧延を行い、巻き取り熱延鋼帯と
   し、８５％以上の冷間圧延を行い、その後、連続焼鈍に
   て少なくとも５００℃以上の温度域を３００〜２０００
   ℃／ｓで６５０〜８５０℃に加熱し３秒以下の保定を行
   い、その後室温まで冷却し再結晶焼鈍を行い、次いで、
   ０．５〜５％の調質圧延を施すことを特徴とする連続焼
   鈍による軟質表面処理原板の製造方法。
2. 【請求項２】 重量比で Ｃ ：０．０００５〜０．００３０％、 Ｍｎ：０．０５〜０．６０％、 Ｐ ：０．００１〜０．０２５％、 Ｓ ：０．００１〜０．０２５％、 ｓｏｌＡｌ：０．０１２〜０．１２０％、 Ｎ ：≦０．００８０％、 Ｂ ：Ｂ／Ｎ（原子量比）で０．４〜２．５、 Ｔ．Ｏ：≦０．００７０％、 残部不可避的不純物及び鉄よりなる鋼片であることを特
   徴とする請求項１記載の連続焼鈍による軟質表面処理原
   板の製造方法。