JPH06207222A - 連続焼鈍による非ストレッチャーストレイン性軟質表面処理原板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 （修正有） 【目的】 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
る非ストレッチャーストレイン性軟質表面処理原板の製
造方法を提供する事。 【構成】 Ｃ，Ｍｎ，Ｐ，Ｓ，ｓｏｌＡｌ，Ｎ，Ｂ，
Ｎ，Ｔ．Ｏを特定した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１００℃／ｓ以上で６５０〜８
５０℃に加熱し３秒以下の保定を行い、その後室温まで
冷却する再結晶焼鈍を行い、次いで、調質圧延を０．６
〜３．５％で且つ｛（８／７０）ｘＣ（ｐｐｍ）−０．
５｝％以上の範囲で施すことを特徴とする連続焼鈍によ
る非ストレッチャーストレイン性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の非ストレッチャーストレイン性
（以下、「非Ｓｔ−Ｓｔ性」という）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
が施される非Ｓｔ−Ｓｔ性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、「Ｔ
−１〜Ｔ−３」という）は、これまで、焼鈍時間が２〜
３日も掛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】従来、生産性が比較的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、ＴｉやＮｂのような炭化物形成元素
を含有しない鋼では、非Ｓｔ−Ｓｔ性を有するＴ−１〜
Ｔ−３の軟質表面処理原板の製造方法はまだない。例え
ば、特開昭５８−１９７２２４号公報のものは、耐フル
ーティング性は有するが、非Ｓｔ−Ｓｔ性を有せず、ま
た、特開昭５９−１２９７３３号公報のものは、非Ｓｔ
−Ｓｔ性を有しているが硬質ブリキ原板の製造方法であ
って軟質表面処理原板の製造法ではない。

【０００４】この連続焼鈍方式では焼鈍時間が１〜２分
掛かり、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。また、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。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℃を越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、形状の良好な軟質非Ｓｔ−Ｓｔ性表面処理原板の製
造が難しくなる、等の問題がある。

【０００５】さらに、本発明のような超短時間連続焼鈍
法についても従来から研究がなされており、特公昭３６
−１００５２号公報、特公昭３６−２１１５５号公報、
特公昭４０−３０２０号公報、特公昭４６−１９７８１
号公報、がある。しかし、上記特公昭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
一冷却等の問題がある。また、上記特公昭３６−１００
５２号公報、特公昭４０−３０２０号公報、特公昭４６
−１９７８１号公報、特公昭４０−３０２０号公報は、
何れも非Ｓｔ−Ｓｔ性のＴ−１〜Ｔ−３の軟質表面処理
原板の製造は不可能である。

【０００６】

【発明が解決しようとする課題】本発明は、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により、Ｔ−１〜
Ｔ−３の製造が可能な連続焼鈍による非Ｓｔ−Ｓｔ性軟
質表面処理原板の製造方法を提供することを目的として
いる。

【０００７】

【課題を解決するための手段】本発明の要旨は、下記の
通りである。 Ｃ：０．０００５〜０．００３５％，Ｍｎ：０．０５〜
０．６０％，Ｐ：０．００１〜０．０２５％，Ｓ：０．
００１〜０．０２５％，ｓｏｌＡｌ：０．０１２〜０．
１２０％，Ｎ：≦０．０１２０％，Ｂ：Ｂ／Ｎ（原子量
比）で０〜２．５，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、８
５％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１００℃／ｓ以上で６５
０〜８５０℃に加熱し３秒以下の保定を行い、その後室
温まで冷却する再結晶焼鈍を行い、次いで、調質圧延を
０．６〜３．５％で且つ｛（８／７０）ｘＣ（ｐｐｍ）
−０．５｝％以上の範囲で施すことを特徴とする連続焼
鈍による非Ｓｔ−Ｓｔ性軟質表面処理原板の製造方法。

【０００８】以下、本発明について説明する。本発明者
等は、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し、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。

【０００９】上記課題を解決するため、成分含有量、熱
延条件、冷間圧延条件、連続焼鈍条件および調質圧延条
件について総合的に検討し、下記の２点をポイントとす
ることにより、極めてコンパクトな連続焼鈍設備で非Ｓ
ｔ−Ｓｔ性のＴ−１〜Ｔ−３の製造が可能となることを
初めて知見した。

【００１０】 Ｃ含有量を０．０００５〜０．００３
５％に規制し、連続焼鈍の加熱に於いて少なくとも５０
０℃以上の温度域を１００℃／ｓ以上で６５０〜８５０
℃に加熱することにより、再結晶焼鈍後の結晶粒径を大
きくし、Ｔ−１〜Ｔ−３の軟質な材質の製造が可能とな
ること、 Ｃ含有量を０．０００５〜０．００３５％に規制
し、調質圧延率を０．６〜３．５％で且つ｛（８／７
０）ｘＣ（ｐｐｍ）−０．５｝％以上の範囲で施すこ
と。

【００１１】図１は、本発明の上記ポイント「連続焼
鈍の加熱に於いて少なくとも５００℃以上の温度域を１
００℃／ｓ以上で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％、冷間圧延率で９０％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（αH ）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
温度を求めたものである。

【００１２】図１から、加熱速度を１００℃／ｓ以上と
する事により再結晶完了温度が顕著に低下することが分
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
発明の上記ポイントの連続焼鈍の加熱に於いて１００
℃／ｓ以上の超急速加熱することが極めて重要であるこ
とが分る。

【００１３】このように、１００℃／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、下記ＡおよびＢの効果によるものではないかと推
察される。

【００１４】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及び粒成長
時の粒界の移動速度が極めて速いので、粒界への遍析元
素の粒界への移動が追従しなくなり、粒界の移動を妨げ
る遍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、等はこのサブグレインの生成及
び大きさ等に影響を与えているのではないかと考えられ
る。

【００１５】Ｂ．超急速加熱の場合は、再結晶と粒成長
と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。

【００１６】尚、上記Ａおよび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１００
℃／ｓ以上で６５０〜８５０℃に加熱することにより得
られた。

【００１７】図３は、本発明の主目的である非Ｓｔ−Ｓ
ｔ性のＴ−１〜Ｔ−３の軟質表面処理原板を得る方法に
ついての主要ポイントを示した図である。本発明の方法
で製造した種々のＣ含有量の熱延板を用い、９０％の冷
間圧延率で０．２５mmの冷延板を製造し、図２に示すヒ
ートサイクルで加熱速度（α_H ）を１０００℃／ｓ、均
熱温度（Ｔ）を７３０℃、時間（ｔ）を０．１sec 、冷
却速度（α_c ）を３００℃／ｓとし、熱処理を行った焼
鈍板に、種々の調質圧延率で調質圧延を行い、表面処理
原板を製造し、次いで錫メッキを施してブリキを製造
し、非Ｓｔ−Ｓｔ性を評価した。

【００１８】非Ｓｔ−Ｓｔ性の評価は、得られた種々の
ブリキ板を塗装焼き付け処理し、エアーゾール缶のドー
ムボトムに加工し、ストレッチャストレインの程度を目
視判定して評価した。また、ブリキ板の硬度を調査し、
Ｔ−１〜Ｔ−３の軟質なブリキが得られるか否かについ
ても併せて評価し、非Ｓｔ−Ｓｔ性で、且つＴ−１〜Ｔ
−３の軟質表面処理原板が得られたＣ含有量と調質圧延
率の範囲を「本発明の範囲」として、図３に示す。

【００１９】「本発明の範囲」の調質率の下限は、非Ｓ
ｔ−Ｓｔ性が確保出来た下限の調質圧延率を示す。非Ｓ
ｔ−Ｓｔ性を確保するのに必要な下限の調質圧延率は、
Ｃ含有量によって大きく左右される。非Ｓｔ−Ｓｔ性を
確保するには、図３に示したように、Ｃ含有量が１０pp
m 以上の領域では、｛（８／７０）ｘＣ（ｐｐｍ）−
０．５｝％以上の調質圧延率を付与することが必要であ
る。また、Ｃ含有量が１０ppm 以下の領域に於いては、
Ｃ含有量からの必要な調質圧延率の下限は、０．６％未
満でも非Ｓｔ−Ｓｔ性が得られると予測されたが、実験
結果は、０．６％未満の調質圧延率では安定して非Ｓｔ
−Ｓｔ性を得ることが出来ず、更に、調質圧延後の形状
や表面粗さなどの不具合が発生するようになったので、
Ｃ含有量が１０ppm 以下の領域の下限の調質圧延率を
０．６％とする事が重要であることが分った。また、調
質率の上限は、ブリキ原板を調質圧延するときに通常行
われているドライ調質圧延で付与できる上限の調質圧延
率である３．５％とする。

【００２０】従って、非Ｓｔ−Ｓｔ性を確保するには、
図３に示すように０．６〜３．５％で、且つ｛（８／７
０）ｘＣ（ｐｐｍ）−０．５｝％以上の調質圧延を施す
ことが重要であり、この範囲に規制することによって、
良好な非Ｓｔ−Ｓｔ性が得られる。以上、図１および図
３に示した上記の、をポイントとする極めてコンパ
クトな超短時間焼鈍の本発明の方法によって、従来法の
ような生産性が極めて悪い箱焼鈍法によらずとも、非Ｓ
ｔ−Ｓｔ性の軟質表面処理原板の製造が可能となるので
ある。

【００２１】以下に、製造条件について詳細に述べる。
まず、各元素の機能及び組成範囲について説明する。Ｃ
は、図３に示すように、調質圧延率と共に、非Ｓｔ−Ｓ
ｔ性に大きく影響する元素である。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、非Ｓｔ−Ｓｔ性が
劣化する。３５ppm 超では、たとえドライ調質圧延の限
界の３．５％を施しても非Ｓｔ−Ｓｔ性が確保できなく
なるので、Ｃ含有量の上限を０．００３５％とした。お
な、Ｃ量が０．０００５％未満では通常の製鋼の真空脱
ガス法での製造が困難となるので、下限のＣ含有量を
０．０００５％とした。

【００２２】Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、ｓｏｌＡｌ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
の耐蝕性を劣化させるので、それぞれの元素の上限値を
０．０６％，０．０２５％，０．０２５％，０．１２０
％とした。また、Ｍｎ，Ｐ，Ｓの各々の下限値は、通常
の製造法で得られる範囲をもって下限値とした。ｓｏｌ
Ａｌ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、０．００７０％以下とする事
ができなくなるので少なくとも０．０１２％は必要であ
り、下限のｓｏｌＡｌ量を０．０１２％とした。

【００２３】Ｎ含有量は、０．０１２０％超になると、
材質が硬質化し軟質な表面処理原板が得られなくなるの
で、０．０１２０％を上限値とした。Ｎ含有量は、低い
ほど軟質な鋼板が得られるのでＴ−１，Ｔ−２を製造す
る場合には低Ｎがよい。また、Ｔ−３を製造する場合に
はＮ含有量を多くし、硬さを調節することも可能であ
る。但し、Ｎ含有量を多くした場合にはＮ時効が生じな
いようにｓｏｌＡｌ量を多めにし、熱延の加熱温度を低
温にするか、巻き取り温度を中高温にするのが好まし
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。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、Ｂ／Ｎ（原子量比）で２．５以下含
有せしめることによりＮをＢＮとして粗大析出させ、Ｎ
時効を防止できるので適時添加してもよい。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２．５以下に規制した。

【００２６】熱延条件は、特に規制する必要がなく通常
の熱延条件でよいが、Ｎが多い場合には、熱延時に低温
でスラブ加熱（以下、「ＳＲＴ」という）を行ったり、
高温巻き取りをする事によってＮの悪影響をより完全に
なくすことが出来るので、低温ＳＲＴや高温巻き取りを
行うのが好ましい。

【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、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。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
ニズムは先に述べた通りである。加熱速度が１００℃／
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、１００℃／
ｓを下限値とした。

【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。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。均熱時間の上限を３sec 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非Ｓｔ−Ｓｔ性表面処理原
板を製造する方法」の思想から外れるようになるからで
ある。

【００３１】再結晶焼鈍後の冷却条件は、本発明の方法
の鋼成分範囲内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
等で室温まで冷却すればよい。また、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を及
ぼさないので過時効処理の効果がないが、過時効処理を
施しても差し支えない。

【００３１】調質圧延の規制は、Ｃ含有量の規制と共に
重要であって、非Ｓｔ−Ｓｔ性を確保するために必要で
ある。図３に示したように、０．６〜３．５％で且つ
｛（８／７０）ｘＣ（ｐｐｍ）−０．５｝％以上の調質
圧延率を付与することによって非Ｓｔ−Ｓｔ性が確保で
きる。尚、Ｃ含有量が１０ppm 以下の領域に於いても、
調質圧延の効果を安定して得るには少なくとも０．６％
以上の調質圧延を行う必要があるので、Ｃ含有量が１０
ppm 以下の領域での調質圧延率の下限を０．６％とし
た。また、表面処理原板の調質圧延は、通常ドライ調査
質圧延が行われ、ドライ調質圧延では３．５％が限界で
あるので３．５％を上限とした。

【００３２】

【実施例】以下、本発明を実施例に基づいて説明する。
表１に示す科学成分を有する鋼を表２に示す熱延条件で
２．５mmの熱延鋼帯を製造し、冷間圧延率９０％で０．
２５mmの冷延鋼板を得た。次いで、図２に示すヒートサ
イクルで、また、表２に示す温度、時間条件で連続焼鈍
並びに調質圧延を施し、表面処理原板を得、次いで錫メ
ッキを施し、ブリキ板を製造した。得られたブリキ板の
硬度（Ｈ_R30T）を測定し、その結果を、表２に示す。非
Ｓｔ−Ｓｔ性の評価は、得られた種々のブリキ板を塗装
処理し、エアーゾール缶のドームボトムに加工し、スト
レッチャーストレインの程度を目視判定して評価した。
非Ｓｔ−Ｓｔ性が確保できたものは○、確保できなかっ
たものは×として、表２に示す。

【００３３】鋼Ａ，Ｂ，Ｃ，Ｅ，Ｆ，Ｇは、いずれも本
発明の範囲内の成分の鋼である。鋼Ａ，Ｂ，Ｃは、Ｃ含
有量を１０，１５，２５ppm と変化させたものであり、
また鋼Ｅは、Ｂを０．００２１％添加したものである。
鋼Ｆは、硬度アップのためにＭｎを０．４５％添加した
もの、また鋼Ｇは、硬度アップのためにＮを０．００８
７％添加したものである。鋼Ｄは、Ｃ含有量が０．００
５５％と高く外れた本発明の範囲外の成分のものであ
る。

【００３４】

【表１】

【００３５】

【表２】

【００３６】試料１，２，３，４，６，７，８，９，１
１は、本発明の実施例である。何れもＴ−１〜Ｔ−３の
硬度範囲（Ｈ_R30 ＝４９±３〜５７±３）であり、非Ｓ
ｔ−Ｓｔ性も確保できている。本発明の方法によれば、
コンパクトで設備費の小さい超急速加熱短時間焼鈍法に
より、非Ｓｔ−Ｓｔ性で軟質なＴ−１〜Ｔ−３の製造が
可能であることが分る。

【００３７】試料９，１０，１１は、それぞれ、Ｂ添
加、Ｍｎ添加、Ｎ添加を本発明の範囲内で行った例であ
る。何れもＴ−１〜Ｔ−３の硬度範囲で、且つ非Ｓｔ−
Ｓｔ性も確保できている。

【００３８】試料５は、調質圧延率が１．５％と本発明
の条件の下限を外れた比較例であり、非Ｓｔ−Ｓｔ性が
確保できず、ストレッチャストレインが発生した。

【００３９】試料８は、Ｃ含有量が０．００５５％と本
発明の条件の上限を外れた比較例であり、非Ｓｔ−Ｓｔ
性が確保できず、ストレッチャストレインが発生した。

【００４０】試料１２は、連続焼鈍時の加熱速度が２０
℃／ｓ、均熱時間が２０sec と長く、全焼鈍時間が約８
０sec であり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。又、調質圧延率も通常行われている１．
２％を施したものである。得られたブリキ板は、軟質な
材質となっているものの、非Ｓｔ−Ｓｔ性が確保できず
ストレッチャストレインが発生している。

【００４９】これらの結果からみると、焼鈍時間が３〜
５sec と極めて短い本発明は、焼鈍時間が約８０sec と
長い従来法と同等の材質が得られ、且つ、非Ｓｔ−Ｓｔ
性をも確保でき、本発明の工業的価値が極めて大きいこ
とが分る。

【００４２】

【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
設備により、Ｔ−１〜Ｔ−３の非Ｓｔ−Ｓｔ性表面処理
原板の製造が可能となる。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明の連続焼鈍の加熱速度と硬度との関係を
示した説明図である。

【図２】本発明の連続焼鈍のヒートサイクルを示した説
明図である。

【図３】本発明における非Ｓｔ−Ｓｔ性が確保できたＣ
含有量と調質圧延率の領域を示した説明図である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 林 田 輝 樹 兵庫県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】Ｃ：０．０００５〜０．００３５％，Ｍ
   ｎ：０．０５〜０．６０％，Ｐ：０．００１〜０．０２
   ５％，Ｓ：０．００１〜０．０２５％，ｓｏｌＡｌ：
   ０．０１２〜０．１２０％，Ｎ：≦０．０１２０％，
   Ｂ：Ｂ／Ｎ（原子量比）で２．５以下、Ｔ．Ｏ：≦０．
   ００７０％，残部不可避的不純物及び鉄からなる鋼片
   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１
   ００℃／ｓ以上で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する再結晶焼鈍を行
   い、次いで、調質圧延を０．６〜３．５％で且つ｛（８
   ／７０）ｘＣ（ｐｐｍ）−０．５｝％以上の範囲で施す
   ことを特徴とする連続焼鈍による非ストレッチャースト
   レイン性軟質表面処理原板の製造方法。
2. 【請求項２】鋼片の組成がＣ：０．０００５〜０．００
   ３５％，Ｍｎ：０．０５〜０．６０％，Ｐ：０．００１
   〜０．０２５％，Ｓ：０．００１〜０．０２５％，ｓｏ
   ｌＡｌ：０．０１２〜０．１２０％，Ｎ：≦０．０１２
   ０％，Ｔ．Ｏ：≦０．００７０％，残部不可避的不純物
   及び鉄からなることを特徴とする請求項１に記載の連続
   焼鈍による非ストレッチャーストレイン性軟質表面処理
   原板の製造方法。