JPS61133322A - 成形性の優れた薄鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は成形性の優れた薄鋼板の製造方法に関するもの
でるる。

（従来の技術および問題点） 現行の薄鋼板製造プロセスは、約２５０ｍ厚さの鋼鋳片
を鋳造し、熱間圧延により数■程度の厚ざまで薄くシ次
後、冷間圧延、再結晶焼鈍を施すことから成っている。

甚大なる省エネルギー化による製造コストの著しい低減
という観点から今後の革新的製造プロセスを考えｔ場合
、鋳造工程とそれに続く二回の圧延工程金大偏に簡略化
するか。

もしくはこれら　工程の一部を省略することがそれに応
えると言えよう。本発明は、従来の熱間圧延を省略ある
いは極めて大幅に簡略化し次革新的薄板展造プロセスに
て、プレス成形性の優れ几薄鋼板を製造する方法を提供
するものである。

将来の薄板↓造プロセスとして、従来の熱間圧延後に得
られてい次厚さの薄肉鋼鋳片を鋳造し。

熱間圧延を省略して鋼鋳片全直接冷間圧延し友後。

再結晶焼鈍するプロセス、あるいは溶鋼から圧延工程を
全く経ずに直接薄鋼板を鋳造するプロセスが既に報告さ
れている。かかる熱間ま友は冷間の圧延工程を省略ある
いは簡略化し几プロセスの場合に最も問題になるのは、
鋳造組織が十分破壊されず、鋳造組織の悪影響が最終製
品に持ち越され。

プレス成形に供される用途に対しては加工性、特に伸び
が極めて不足することである。かかる原因により、上記
の圧延工程を全く経ずに直接薄鋼板を鋳造するプロセス
では良好な加工性は得られない。従って、従来のプレス
成形用鋼板と同等の成形性を得るには、鋳造組織を破壊
する意味で少な集合組織を発達させｔ後、再結晶焼鈍す
ることが有効となる。η・かふ観点に基づいて、上記の
薄肉鋼鋳片を鋳造し、鋼鋳片を直接冷間圧延した後。

再結晶−鈍するプロセスが開示されている（例え　　Ｊ
ば１％島昭５９−４３８２３号公報は、鋳造後の９００
〜７００℃における鋼鋳片の平均冷却速度、圧延開始温
度、圧延圧下率を制御することによる方法を開示してい
るン。

本発明者らは、実際にこれら従来技術を検討し次結果、
その欠点およびその技術レベルの限界を見出し次。そこ
で、薄肉鋼鋳片を冷間圧延、再結晶焼鈍して薄鋼板ヲ農
造するプロセス、あるいは薄肉−鋳片を極めて簡略化し
比熱間圧延、冷間圧延、再結晶焼鈍して薄鋼板を製造す
るプロセスにおける材質支配要因について基礎研究を重
ねぇ。

その結果、素材成分、凝固時の冷却速度、鋳片厚さ、冷
間圧延率の各々金検合して制御することが重要であると
の新規知見全見出し、これら知見に基づいて、かかる製
造プロセスによってプレス成形性の優れ几薄鋼板を製造
する技術全確立し比ものである１Ｊ （問題点を解決するｔめの手段１作用）本発明の要旨は
、Ｏ：０．００５％以下、Ｓｉ：０．８％以下、　Ｍｎ
　：　１．０％以下、Ｐ：０．１０％以下。

８：０．１０％以下、　５ｏＬＡｔ：　（１，０１〜０
．０６％。

Ｎ　：　０．’Ｏ０５％以下、０．００５チ以上０．１
０チ以下の範囲で、かつＴｉ上４Ｃ（％）＋３．４３Ｎ
（幅）を満たす範囲の刊、必要に応じてＢ：２〜３０１
）Ｉ）ｍｓおよび他の不可避的不純物を含み残部Ｆｅよ
りなる薄肉鋼鋳片を連続鋳造し、鋳造時に１５５０℃か
ら１３５０’Ｃまでの平均冷却速度ｆ１．０℃／ｓ　ｅ
　ｃ以上とし、該鋳片の厚さを５０ｍ以下とし、再結晶
温度以下で圧下率全６０％以上とする圧延を行つ次後、
再結晶焼鈍することを特徴とする成形性に優れ之薄鋼板
の製造方法である。Ｊ 鋳造後の１３５０℃から９００１：１での平均冷却速度
は３℃／ｍｍ以上とすることが好ましい。

ま九、鋳造後に該鋼鋳片全６００℃以上８５０℃以下の
温度で巻き取るか、あるいは１ｍ造後に該鋳片を加熱し
て６００℃以上８５０℃以下の温度域に５分間以上保持
し次後該圧延を行うことも好ましい。鋳造後、冷開圧延
前、ま声は巻き取りあるいは熱処理前に、再結晶温度以
上の温度で２０％以上の圧下率で圧延することはさらに
好ましい。

以下１本発明について詳細に説明する。

本発明は、薄肉の鋼鋳片を熱間圧延を省略あるいは極め
て簡略化して、冷間圧延、再結晶焼鈍を行い、高加工性
の薄鋼板を製造する定めには、（１）薄肉のｆｉ１４鋳
片を鋳造する際に凝固組織を微細化すること、（２）凝
固後の冷却時の粒成長を抑制することによる組織の微細
化、（３）凝固後の冷間圧延による鋳造組織の破壊、の
すべての条件を満足する必要があるとの知見に基づくも
のである。本発明を＃ｌｌ成する各々の限定理由は主に
上記（１）〜（３）のいずれかに基づくものであり、こ
れを実験結果に基づいて説明する。

以下の実験は、Ｃ：０．００１〜０．１０チ、Ｓｔ：０
．１％以下、Ｍｎ　：１１．１０〜０．１５　Ｔｏ　、
　Ｐ　：　０゜Ｏ１〜０．１％、ｓ：０．２％以下、Ａ
ｔ：（１，０１〜０．１％。

Ｎ　：　５〜１００　ｐｐｍ　、Ｔｉ　：　０．２０　
％以下の範囲の成分の溶鋼に、１５５０〜１３５０℃問
および１３５０〜９００℃間の平均冷却速度、鋳片厚さ
ｔ″種々変化させて鋳造しｔ後、一部には熱間圧延金泥
し、穐々の巻き取り相当処理ま友は鋳片の加熱相当処理
を行って、冷間圧延（２０〜９０チ）を施し、７７５℃
で４Ｃ　ｓｅｃの再結晶焼鈍、１％の調質圧延を行つ次
ものである。

（１）凝固組織の微細化および凝固後の粒成長の抑制 既に述べた如く１本発明の対象とするような圧延工Ｓを
簡略化し友プロセスでは、最終製品の材質におよぼす鋳
造組織の影響が極めて大きくなる。

材質特性のなかでも特に「伸び」が最も劣る傾向が強い
。これは先に述べた如く、鋳造組織が十分破壊されない
ためにｔ　！’４れの起点となり易いこと・が根本的な
理由である。この鋳造組織の悪影譬は。

デンドライト（樹枝状晶）の間隔が大きい場合はど著し
いものになる。

■鋳造組織の微細化のためには、核発生度数を多くする
ことによシ凝固核を微細化することと。

凝固核の成長を抑制することが必要である。、１１１者
の観点からは、凝固時の過冷度を大きくする意味で、凝
固時の冷却速度全限定する必要があり、後イ 者についても冷却速度の影響が大きい。本発明者らは１
発明の第１の構成条件として、鋳造時に１５５０℃から
１３５０℃までの平均冷頗速［を１．０℃／ｓ　ｅ　ｃ
以上とする必要があるとの知見を得ｔ６さらに望ましく
は５．０℃／　ｓ　ｅ　ｃ以上でおり、最も望ましくは
２０℃／　ｓ　ｅ　ｃ以上である。これを実験データに
よって第１図に示す。該条件を満足する場合にのみ良好
な材質（ｒ値、Ｅｌ）が得られているのは明らかである
。上記１５５０〜１３５０℃の冷却速度のうち高温部が
凝固時の冷却速度に相当し、低温部は凝固組織の成長（
δ相域での成長）。

およびδ相からγ相への変態に際してγ相の大きさを支
配する冷却速度である。

■溶鋼中の合金成分は、概して凝固温間区間を広けるこ
とから、樹枝状晶が発達して好ましくなく１％に鋼中Ｃ
はかかる傾向が強い。更に１本発明の対象とする製造プ
ロセスで製造される鋼板は材質特性のうち特に延性が劣
る傾向が強いことから、鋼中Ｏｉを低くして延性を高め
る必要がある。

ところが１合金元素の低下は凝固後の著しい粒成長金招
き（％に冷却速度の小さい場合）、材質全劣化させる欠
点があり、Ｃ量の減少はかかる傾向が極めて強い之め、
上記の凝固温度区間金狭めること中延性の向上全組って
単にｏｔを下けろことはできない。

本発明者らは、ｅ、述の凝固時、δ相域、δ相からγ相
への変態時およびγ相高準域の冷却速度（前記１５５０
℃〜１３５０℃間の冷却速度）を限定することによる組
織の微細化とＴｉＮによる特にγ和戦の粒成長の抑制お
よびＴｉＯにょるα相中での粒成長の抑制によってこれ
らの間外点を拳決できることを知見した。これを実験デ
ータによって＃４２図に示す。即ち、　Ｔｉを添加しな
い場合［は極低炭素成分では組織の粗大化によりｒ値、
Ｅｌが劣る。これに対しＴｉを添加し次場合は、前記ｒ
、α相の微細化により極低炭素−成分とする効果が発揮
され、Ｅｌ、ｒ値の良好な鋼板が得られるのである。

ここでＴｉおよびＮの添加量はＴｉＮを微細に析出させ
る几めにＴｉ≦０．１０％、Ｎ≦５０　ｐｐｍの範囲と
する必要がある。ＴｉおよびＮの添加量がこの範囲金越
えた場合にはＴｉＮがｒ域高温から析出して粗大化し、
γ相全微細化する（γ相の和犬化抑制）効果は得られな
い。

即ち本発明の第２の＄１成条件は成分にあフ、（１）延
性を高めるとの観点から極低炭素鋼（０：　０．００５
チ以下）とする、（２）γ相域での粒成長を抑える友め
にＴｉミラ加しＴｉＮを析出させる。（３）α相域での
粒成長を抑えるために添加したＴｉＫよシＴｉＯを析出
させるのである。第２図に示す如く、γ相域での組織微
細化の観点からは、上記ＴｉＮによる効果に加えて】３
５０℃から９００’Ｃまでの平均冷却速度を制限するこ
とが有効である。この場合、該ａ度域の平均冷却速度は
３℃／ｍｍ以上が好ましい。

さらに望ましくは１０℃／ｍｍ以上である。

■該鋳片の厚さは５０ｍ以下にする必要がある。

第３図に示す如く、鋳片厚さが厚くなるとその厚さ方向
中心ｍは冷却速度が小さくなるために組織が粗大化して
材質が劣化し、厚さ方向の材質均一性が劣ることになる
。従って鋳片の厚さは５０ｍ以下とすることが必要であ
る。さらに望ましくは２０＋ｍ以下であり、＊も望まし
くは１０■以下である。

（２）冷間圧延による鋳造組織の破壊と圧延集合組織の
付与 本発明の対象とする如き製造プロセスで最も問題となる
のは、縦に述べているように、鋳造組織が十分破壊され
ず、鋳造組織の悪影響が最終製品に持ち越され、プレス
成形に供ばれる用途に対しては加工性、特に伸びが極め
て不足することである。従来のプレス成形用鋼板と同等
の成形性を得るには、鋳造組織を破壊する；を味で少な
くとも一回の圧延が必要である。この場合、深絞り性を
付与するためには、再結晶温度以下で圧延して圧延集合
組織を発達させｔ後、再結晶焼鈍することが有効となる
。本発明では、凝固時お工ひその後の冷却時において組
織の微細化を図っていることから低い圧延率によって鋳
造組織の破壊、圧延集合組織の付与が可能でおる。第４
図は冷間（再結晶温度以下）圧延率と材質の関係を示す
ものでめ９゜６０％以上の圧延を行うことにより、従来
のプレス成形用鋼板と同等の成形性を得ることができる
。　　′最も望ましくは７５％以上である。本発明にお
いては、圧延温度は再結晶温度以下でめれＩｉ特に限定
する必要はない。

（３）巻き取り温度あるいは鋳造後熱処理の効果本発明
の対象とする如き製造プロセスで良好な成形性を有する
薄鋼板金製造するには、既に述べ九如く凝固時を中心と
し友冷却速度の制御を必要とする。鋼中のＯ，Ｎは既述
の如（Ｔｉｃ　、　ＴｉＮとして析出し顕著な効果全発
揮するが、上記冷却速度が大きい定めに析出物の凝集度
は比較的小さい。

鋼板の延性を高め、降伏強度、再結晶温度を下げる観点
からは析出物の凝集度を上けることが望ましい。この意
味で鋳造後の巻き取り温度を高めるか又は鋳造後の鋳片
を加熱することが有効で、具体的には、鋳造後に該鋼鋳
片を５００℃以上、好ましくは６００℃以上８５０℃以
下の温度で巻き取るか、めるいは、鋳造後熱処理に該鋳
片を加熱して６００℃以上８５０℃以下の温度域に５−
以上保持した後該圧延全行うことである。後者の場合の
加熱後の冷却速度は特に限定する必要はない（冷却速度
の小さい程若干良好となる傾向にはある）。巻き取り温
度あるいは上記加熱温度は、最も望ましくは６５０℃以
上８５０℃以下の温度がよい。これを実験データによっ
て第５図に示す。

６５０℃以上の巻き取り温度で巻き取る場合には１巻き
取る前でのコイル長さ方向前、後端部の注水を抑えて該
位置の巻き取り温度をコイル長さ方向中心部の巻き取シ
温度より高くすることが。

コイル前、後端部の材質を向上できる之めに、コイル長
さ方向の材質均一性の点で有効である。こういった類の
処理は伺等本発明の効果を減するものではなく１本発明
と併用することは可能である。

（４）鋳造後の軽熱間圧延の効果 著しい製造コストの低減という点で為ら今後の革新的製
造プロセスを考えた場合、鋳造工程に続く二回の圧延工
程全大幅に簡略化することが重要であり１本明細書では
以上に熱間圧延′を省略したプロセスでの展進方法を示
した。しかしながら、粗圧延、仕上げ圧延より成る従来
の熱間圧延プロセスの粗圧延を省略し、かつ仕上は圧延
ｉｆ略化するだけでも製造コストの低減は著しい。即ち
、鋳造後に従来の熱間圧延よりは極めて低い圧下率の熱
間圧延を行うプロセスである。この場合には。

熱間圧延によって鋳造組織が破壊されるために材質特性
は向上する。従って、軽度の熱間圧延と以上の技術思想
を組み合わせることで、製造コストはわずかに上昇する
ものの材質特性は向上し次製造方法が可能であり、極め
て有効である。第６図に必要な圧延率（再結晶温度以上
）を実験データによって示す。本発明においては２０チ
以上の圧延によって十分良好な材質が得られているのは
明らη・で、従来の熱間圧延（圧下率：約９５％以」と
比較して十分に熱間圧延を簡略化できることが明白であ
る。熱間圧延時の仕上げ温度は、γ→α変態前のｒ結晶
粒度を小さくする意味からＡｒ３点直上が最も望ましい
が、特に規定する必要はない。

鋳造後に熱間圧延可能温度以下に鋳片温度が低下しｆｃ
場合には、加熱し次後熱間圧延を施すことが可能である
。この場合、加熱温度は析出物（主として炭化物）を溶
解させない意味で低いほど好ましいが、特に限定する必
要はない。

次に成分元素の範囲について記す。

Ｃは、先に述べ几如く延性を向上はせる観点から０．０
０５％以下とする。

’　Ｓｉは、７ｔｊ−強度鋼板を製造する場合添加する
ことがあるが、脆性を助長する元素であり、また化成処
理性、亜鉛めっき性全阻害する元素でもあシ。

かかる観点から０．８％以下にすべきである。軟鋼板を
製造する場合には０．１％以下がよい。

Ｍｎも高強度化するに際して使用することができる。し
かしｒ値を劣化させる働きがあることと。

合金鉄のコストが高いことからｉ、ｏ＊以下に丁べきで
ある。軟鋼板を製造する場合には０．３％以下がよい。

Ｐは最も強化能の大きな元素であシ高強度化する場合添
加されるが、多量に含まれると粒界偏析量が多くなって
脆化すなわち二次加工脆性をひきおこすので上限は０．
１０チとする。軟鋼板を製造する場合には０．０３％以
下がよい。

□ｊ Ｎ量の増加に伴い硫化物を形成する鋼中の合金元素の必
要量は増加する。従って８の上＠は０．１０チとする。

Ａ／−はＴｉ添加前の溶鋼脱酸剤として加えるが、　Ｔ
ｉの歩留をよくする定めには０．０１チ以上の添加が必
要であフ、加え過ぎはコストアップになることから上限
全０．０６％とする。

ＮはＴｉＮとしてＴｉに大部分は固定されるが、Ｎ含有
量が多いとＴｉ量も多く必要になり、この場合ＴｉＮは
高温から析出して粗大化し、γ相の微細化効果が小さく
なる。従って上限ｉ０．００５％とする。微細化効果を
発揮せしめる几めのＴｉＮ量を得るには１０　ｐｐｍ以
上のＮ量が望ましい。

ＴｉはＴｉＮを形成してγ相を微細化する効果（既述９
と、鋼中Ｏが固ＭＯとして存在することによる時効性全
排除する役割を果皮す。かかる効果を発揮するには、ｏ
、ｏｏｓ＊以上０．１０％以下の範囲で、かつＴｉ（％
）≧ｒ４．ｎ００（％）＋（４８／１４）　Ｎ（％）〕
全？％Ｉ几丁範囲内に添加することが必要である。塗装
下地処理として行われるリン酸塩処理（ゼンデ処理）性
を特に良好なものにする必要がある際には、　ＴｉＳ２
．０６％が望ましい。

Ｂは二次加工性の向上と、ＢＨ性鋼板を製造する場合に
常温時効性を劣化させずにＢＨ量を高める目的で添加す
ると効果的である。かかるＢ添加の効果は鋼中に固溶状
態で存在するＢによるものである。一方、Ｂは析出物、
固溶状態いずれとして存在しても鋼板の延性を劣化させ
、再結晶温度を高めてしまう大きな欠点を有する。そこ
で、微量の添加量でも上記Ｂの効果を発揮せしめかつ該
欠点の生じないことが必要である。これを実現す□るに
は、ｆｓ中成分としてＴｉｆ：含有することが効果的で
ある。即ち、＠に中のＴｉは鋼中Ｎｉ前述のようにＴｉ
Ｎとして析出せしめている几め、添加し次Ｂ全固洛状態
で存在させる役割を果九し、極微量のＢ添加量でも上記
効果全発揮できることになる。

Ｂの添加量下限は上記効果を発揮する固溶Ｎ量で決まり
、上限は固溶Ｂｉが増大して該欠点が出現する量で決ま
る。具体的には、適正なりの添加量は２　ｐｐｍ以４上
３０　ｐｐｍ以下である。

次に製造条件について記す。鋳造条件についてはすでに
述べ友。鋳造後、圧延を行うまでの間に脱スケール処理
を行うことは何等本発明の主旨に反するものではなく１
機械的処理、化学的処理を始めとしていかなる方法を適
用することも可能である。圧延条件について扛すでに記
し友。圧延温度によっては圧延後にスケールが厚く成長
することがあるが、この場合にも脱スケール処理を行う
ことは可能である。焼鈍条件については１次のようであ
る。まず、焼鈍方法は冷間圧延された鋼板の焼鈍方法と
しであるいかなる方法を適用することも可能であシ１例
えば１箱型焼鈍方法および連続型亜鉛めっきライン、そ
の他のめっきを行う連続焼鈍型ライン金倉む連続焼鈍方
法等である。焼鈍温度については再結晶温度以上であれ
ば特に限定する必要はな、い。焼鈍後に調質圧延を施す
ことは何等本発明の主旨に反するものではなく、必要に
応じて実施してよい。

以下に実施例金示す。

（実施例１） 第１表に示す化学成分を有する薄肉銅鋳片を。

表に示す糧々の鋳造条件にて鋳造し、かかる後。

表記の冷間圧延、焼鈍を行って得次薄鋼板を引張試験に
供した。その機械的性質を第２表に示す。

本発明例である供試鋼はいずれも良好な材質特性を示し
１本発明の対象とする如き製造プロセスにおいても、従
来の「鋳造−Ｐ間ＦＥ延−冷間圧延−焼鈍」のプロセス
で得られていたのとほぼ同等の材質が得られ、プレス成
形に供される鋼板として十分な加工性を有することが実
証された。これに対し、比較ｆＩ４は第１表に示すよう
に鋳造後の１５５０〜１３５０℃の冷却速度、＃Ｉ４片
厚さ、冷間圧延率、化学成分のいずれかが本発明の要件
を外れ、既述の理由によシ、いずれも良好な材質（特に
Ｅｌ、ｒ値）が得られない。

（実施例２） 第１表に示す供試−Ｎｌｌの化学成分、鋳造条件による
薄肉鋼鋳片を鋳造し九後、第３表に示す種々の条件の処
理を行った後、第１表に示す供試−ｍｌと同一条件の冷
間圧延、焼鈍を行って得友薄鋼板を引張試験に供し尺。

その機械的性質を第４表に示す。

本発明の方法にＬつて製造されｔ薄鋼板はいずれも良好
な材質特性を示し１本発明の対象とする如ｔ！製造プロ
セスにおいても、従来の「−造一熱間圧延一冷関圧延一
焼鈍」のプロセスで得られていたのとほぼ同等の材質が
得られ、プレス成形に供される鋼板として十分な加工性
を有することが実証され友。

（発明の効果） 本発明によれば熱間圧延工程を省略するかもしくは簡略
化したｆＡＨ圧延工程にて成形性の優れた薄鋼板を製造
することができ、省エネルギー、製造コスト等の著しｂ
低減となり、その効果は極めて大きいものである。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明の平均冷却速度と材質との関係を示す図
、第２図は本発明の成分と材質の関係を示す図、第３図
は本発明の鋳片の厚さと材質の関係を示す図、第４図は
本発明の冷間圧延率と材質の関係を示す図、第５図は本
発明の鋳造後の巻取り温度及び鋳片を再加熱した際の材
質との関係を示す図、第６図は本発明の熱間圧延率と材
質の関係を示す図である。 代理人　弁理士　　秋　沢　政　先 細２名 １呻　＾ ＬＬ、１８　　　　　−１５

Claims (5)

【特許請求の範囲】
1. （１）Ｃ：０．００５％以下、 Ｓｉ：０．８％以下、 Ｍｎ：１．０％以下、 Ｐ：０．１０％以下、 Ｓ：０．１０％以下、 Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．０６％、 Ｎ：０．００５％以下、 ０．００５％以上０．１０％以下の範囲で、かつＴｉ≧
   ４Ｃ（％）＋３．４３Ｎ（％）を満たす範囲のＴｉ、 必要に応じてＢ：２〜３０ｐｐｍ、 および他の不可避的不純物を含み残部Ｆｅよりなる薄肉
   鋼鋳片を連続鋳造し、鋳造時に１５５０℃から１３５０
   ℃までの平均冷却速度を１．０℃／ｓｅｃ以上とし、該
   鋳片の厚さを５０ｍｍ以下とし、再結晶温度以下で圧下
   率を６０％以上とする圧延を行つた後、再結晶焼鈍する
   ことを特徴とする成形性に優れた薄鋼板の製造方法、
2. （２）特許請求の範囲第１項記載の方法において、鋳造
   後の１３５０℃から９００℃までの平均冷却速度を３℃
   ／ｍｍ以上とする成形性に優れた薄鋼板の製造方法。
3. （３）特許請求の範囲第１項または第２項記載の方法に
   おいて、鋳造後に該鋼鋳片を６００℃以上８５０℃以下
   の温度で巻き取るか、あるいは、鋳造後該鋳片を加熱し
   て６００℃以上８５０℃以下の温度域に５分間以上保持
   した後該圧延を行う成形性に優れた薄鋼板の製造方法。
4. （４）特許請求の範囲第１項または第２項記載の方法に
   おいて、鋳造後、冷間圧延前に再結晶温度以上の温度で
   ２０％以上の圧下率で圧延する成形性に優れた薄鋼板の
   製造方法。
5. （５）特許請求の範囲第３項記載の方法において、鋳造
   後、巻き取りあるいは該熱処理前に再結晶温度以上の温
   度で２０％以上の圧下率で圧延する成形性に優れた薄鋼
   板の製造方法。