JPS61133323A - 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
である。

（従来の技術およびその問題点） 現行の薄鋼板製造プロセスは、約２５０鋼厚さの鋼鋳片
を鋳造し、熱間圧延によシ数■程度の厚さまで薄＜Ｉ、
ｆｆｉ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
い低減という酸点から今後の革新的製造プロセスを考え
九場合、鋳造工程と　−それに続く二回の圧延工程を大
幅に簡略化するか、もしくは、これら工程の一部を省略
することがそれ忙応えると言えよう７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た革新的
薄板製造プロセスにて、プレス成形性の優れた薄鋼板を
製造する方法を提供するものである。

将来の薄板製造プロセスとして、従来の熱間圧延後に得
られていた厚さの薄肉鋼鋳片を鋳造し、熱間圧延を省略
して鋼鋳片を直接冷間圧延し九後、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
間ま九は冷間の圧延工程を省略あるいは簡略化し九プロ
セスの場合に蟻も問題になるのは、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全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
る意味で少なくとも一回の圧延が必要である。

この場合、深絞シ性を付与するためには、再結晶＠度板
下で圧延して圧延集合組織を発達させ几後、再結晶焼鈍
することが有効となる。かかる観点に基づいて、上記の
薄肉鋼鋳片を鋳造し、鋼鋳片を直接冷間圧延し九後、再
結晶焼鈍するプロセスが開示されている（例えば、特開
昭５９−４３８２３号公報は、鋳造後の９００〜７００
　ＣＩＣ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）
。

本発明者らは、実際にこれら従来技術を検討した結果、
その欠点およびその技術レベルの限界を見出し友、そこ
で、薄肉鋼鋳片を冷間圧延、再結晶焼鈍して薄鋼板を製
造するプロセス、あるいに薄肉鋼鋳片を極めて簡略化し
次熱間圧延、冷間圧延、再結晶焼鈍して薄鋼板ｔｍ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
ね九。

その結果、素材成分、＃同時の冷却速度、鋳片厚さ。

冷間圧延率の各々を複合して制御することが重要である
との新規知見を見出し、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九薄鋼板の製
造技術上′確立し次ものである。

（問題点を解決するための手段１作用）本発明の要旨は
、 ０：０．００７Ｘ以下、ｓｉ：ｏ、ｓ％以下、Ｍｎ：１
．０％以下、旦：０．１０Ｘ以下、Ｓ：０．１０に以下
％　ｓｏｔ、ｈｔ　：　ｏ、ｏ　ｈ〜０．０６％、Ｎ：
０．００８Ｘ以下、および他の不可避的不純物からなシ
、さらにＮｂとＴｉとＢｅ複合して含有し、Ｔｉは（４
８／１４）ＩＮＮ（％）−０，００２％）　＜　Ｔｔ（
転）で、かつＴｉ（Ｘ）　＜　（４，０００（Ｘ）　＋
　（４８／１４）Ｎ　（Ｘ）　）　’ｆｒ−満友す範囲
内、ＮｂはＮｂ　（％）＞２．０００（％）で、かつ０
．００３　Ｘ以上０．０２５％未満の範囲内であシ、か
つ（Ｔｊ　（Ｘ）　＋Ｎｂ（Ｘ）　）　＜　０．０４％
であり、Ｂは２　ｐｐｍ以上３　Ｑ　ｐｐｍ以下であシ
、残部１’ｅよりなる薄肉鋼鋳片を連続鋳造し、鋳造時
に１５５０Ｃから１３５０ｃまでの平均冷却速度を１−
　ＯＣ／　ｓｅｃ以上とし、該鋳片の厚さを５０ａｍ以
下とし、再結晶温度以下で圧下″４を６０％以上とする
圧延を行つ交後、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である。

鋳造後の１３５０ｃから９００℃までの平均冷却速度は
３℃／−以上とすることが好ましい、また、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、鋳造後に該鋳片を加熱して６００℃以上８
５０℃以下の温度域に５分間以上保持した後段圧延を行
うことも好ましい。

鋳造後、冷間圧延前、または゛巻き取り前あるいは熱処
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、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−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Ｏ薄鋼板を製造するｔめには、（ｌ）薄肉の鋼鋳片を
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０本発明を構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シ、これを実施
結果に基づいて説明する。

以下の実験は％Ｏ：０．００１〜０．１０％　Ｓｉ：０
、　Ｉ　Ｘ以下、　　Ｍｒｌ　：　０．Ｉ　Ｃ１〜０．
１５Ｘ＃　Ｐ　：　０．０１〜０．１５％、ｓ：０．２
Ｘ以下９人ｚ：ｏ、ｏｔ〜０．１Ｘ＃　Ｎ　：　５〜１
００　ｐｐｍ＊　Ｎｂ　：　０．０２５％未満、Ｔｊ：
０．０５％未満ｍＢ：１１００９ｐ以下の範囲の成分の
漆調を、１５５０〜１３５０　　’Ｃ間及び１３５０〜
９００℃間の平均冷却速度、鋳片厚さを変化させて鋳造
しｔ後、一部には熱間圧延を施し、種々の巻き取シ相当
又は鋳片の加熱相当処理を行って、冷間圧延（２０〜９
０Ｘ）を施し、７７５℃で４Ｑ８ｅＣの再結晶焼鈍、１
％の調質圧延を行つｔ。

（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、本発明の対象とするような圧延工ａを
簡略化したプロセスでは、最終夷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
、これは先に述ぺｔ如く、鋳造組織が十分破壊されない
ｔめに、割れの起点となプ易いことが根本的な理由であ
る。この鋳造組織の悪影響は、デンドライト（樹枝状晶
）の間隔が大きい場合は　　　４ど著しいものになる。

■鋳造組織の微細化の九めには、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。前者の観点からは、凝固時
の過冷度を大きくする意味で、凝固時の冷却速度を限定
する必要があり、後者についても冷却速度の影響が大き
い０本発明者らは、発明の第１の構成条件として、鋳造
時に１５５０Ｃから１３５０℃までの平均冷却速度ヲ１
．０ｃ　／　ｓｅｃ以上とする必要があるとの知見を得
た。

さらに望ましくは５．０℃／　３６Ｃ以上であり、最も
望ましくは２０℃／ｓｅｃ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、ｇｌ）　　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相の大きさを叉配する冷却速度である。

■　鋼中の合金成分は、概して凝固温度区間を広げるこ
とから、樹枝状晶が発達して好ましくなく、特に鋼中○
はかかる傾向が強い、更に、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Ｃ量を低くして延性を高
める必要がある。

ところが、合金元素の低下は凝固後の著しい粒成長を招
き（特に冷却速度の小さい場合）、材質を劣化させる欠
点があり、Ｃ量の減少はかかる傾向が極めて強い几め、
上記の凝固温度区間を狭めることや延性の向上を狙って
単に０量を下げることはできない。

本発明者らは、既述の凝固時、δ相域、δ相からγ相へ
の変態時およびγ相高温域の冷却速度（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相中での粒成長の抑制お
よびＮｂＯによるα相中での粒成長の抑制によってこれ
らの問題点を解決できることを知見した。これを実験デ
ータによって第２図に示す、即ち、Ｔ’ｓ　Ｎｂを添加
しない場合に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とＮｂを複合して添加
しを場合は、前記γ、α相の微細化により極低炭素鋼成
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。Ｔｉの添加量はＴｉＮを微細に析
出させるためにＮ量とのほぼ当量が望ましく、少なくと
もＯ，Ｎの総量に対する当量未・満でなければならない
、Ｏ，Ｎを完全に析出させる量（Ｔｉ（％）＞（４，０
００（％）＋（４８／１４）Ｎ（％）〕）ではＴｉＮが
高温から析出して粗大化し、γ相の粗大化抑制効果が小
さくなる。ま７？−、Ｎｂ単独ではＴｉＮによる上記γ
相の微細化が得られず、材質は劣る。更にこの場合には
、Ｎが冷却中のα相域あるいは圧延後の焼鈍時に微細に
析出することによる材質劣化もおこることになる。

即ち本発明の第２の構成条件は成分にあり、（１）延性
を高めるとの観点から極低炭素鋼（０：０００７％以下
）とする、（２）γ相域での粒成長を抑えるためにＴｉ
ｔ添加しＴｉＮヲ析出させる、（３）α相域での粒成長
を抑えるためにＮｂを添加しＮｂＯｉ析出させるのであ
る。第２図に示す如＜ｓ　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１３５０℃から
９００℃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、該温度域の平均冷却速度は３′９／−以
上が好ましい、さらに望ましくは１０℃／−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
中心部位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５０■以下とすることが必要であ
る。さらに望ましくは２０■以下であシ最も望ましくは
、ｌＯ■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、既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。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
で少なくとも一回の圧延が必要である。この場合、深絞
シ性を付与する几めには、再結晶温度以下で圧延して圧
延集合組織を発達させた後、再結晶焼鈍することが有効
となる０本発明では、凝固時およびその後の冷却時にか
いて組織の微細化を図っている仁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ある
。第４図は冷間（再結晶温度以下）圧延率と材質の関係
を示すものであプ、６０Ｘ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あれば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
薄鋼板を製造するには、既に述べた如く凝固時を中心と
しｔ冷却速度の制御を必要とする。鋼中のＯ，Ｎは既述
の如＜　ＮｂＣ，ＴｉＮとして析出し顕著な効果を発揮
するが、上記冷却速度が大きい九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げることが望ましい、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６００Ｃ以上８５０Ｃ以
下の温度で巻き取るか、あるいは、鋳造後圧延性に該鋳
片を加熱して６００℃以上８５０℃以下の温度域に５ｊ
Ｉｓ１以上保持した後該圧延を行うことである。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
取シ温度あるいは上記加熱温度は、最も望ましくは６５
０Ｃ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図に示す一６５０℃以上の巻き取シ温度で
巻き取る場合には、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シ温度をコイル長
さ方向中心部の巻き取シ温度よプ高くすることが、コイ
ル前、後端部の材質を向上できる九めに、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
は何等本発明の効果を減するものではなく、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か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
を大幅に簡略化することが重要であり、本明ｍｇＩでは
以上に熱間圧延を省略したプロセスでの製造方法を示し
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、かつ仕上げ圧延を
簡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
質特性は向上した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一本発明においては２０％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かで
、従来の熱間圧延（圧下率：約９５％以上、）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、ｒ→α変態前のｒ結晶粒度を
小さくする意味から人ｒ３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ｔ場
合には、加熱しｔ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。

○は、先に述べた如く延性を向上させる観点から０．０
０７Ｘ以下とする。

Ｓｌは、高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ｔ化成処理性、亜鉛
めっき性を阻害する元素でもあプ、かかる観点から０．
８Ｘ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１．０％以下にす
べきである。軟鋼板をｇ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り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か多くなって
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％とする。軟鋼板を製造する場合には０．０３％以
下がよい。

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Ｓの上限は０．１０％とする。

ＡｔはＴｌｌＮｂ添加前の溶鋼脱酸剤として加えるが、
Ｔ；、　Ｎｂの歩留をよくする友めには０．０１％以上
の添加が必要であシ、加え過ぎはコストアップになるこ
とから上限を０．０６Ｘとする。　　　ＮはＴｉＮとし
てＴ１に大部分は回遊されるが％Ｎ含有量が多いと’ｐ
ｉＪｌ−も多く必要にＥＬこの場合ＴｉＮは高温から析
出して粗大化し、ｒ相の微細化効果が小さくなる。従っ
て上限を０．００８　　％とする。微細化効果を発揮せ
しめる九めのＴｉＮ１ｌｌを得るにはｉ　ｏ　ｐｐｍ以
・上のＮ量が望ましい。

ＴｉはＴｉＮを形成してｒ相を微細化する効果と、鋼中
ＮがＡＩＮとして析出することによる悪影＊１−排除す
る役割を果たす、かかる効果を発揮するには（４８／１
４）（Ｎ（％）−０，００２％〕＜Ｔｉ（％）で、かつ
Ｔｉ　（％）　＜　Ｃ４，０００（％）＋（４８／１４
）Ｎ（％）〕を満たす範囲内に添加することが必要であ
る。

Ｎｂは　０の一部をＮｂ０として析出させることによシ
α相を微細化する効果、および実質的に０による時効性
を無くす役割を果たす。かかる効果を発揮するにはＮｂ
　（％）＞２．０００（％）で、かつ０、００３　Ｘ以
上ｏ、ｏ２５Ｘ禾満の範囲内とすることが必要である。

０．０２５Ｘ以上では再結晶温度が高くなってしまう、
さらに車装下地処理として行われるリン酸塩処理（ゼン
デ処理）性を良好なものにするために（Ｔｉ　（Ｘ）＋
　Ｎｂ　（％）〕＜０．０４％とすることが必要であふ
。

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ＢＨＩｋを高める目的で添加
する。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、鋼中成分と
してＮｂ、　’Ｉ’ｔを複合して含有することが必須条
件である。即ち、鋼中のＴｉは鋼中Ｎを前述のようにＴ
ｌＮとして析出せしめているため、添加し７？：Ｂを固
溶状態で存在させる役割を果危し、極微量のＢ添加量で
も上記効果を発揮できることになる。

Ｎｂは鋼中０の一部を析出固定し、一部のｃを固溶状態
で存在させる。かかる状態でＢが共存した場合にのみＢ
のＢＨ性向上効果が発揮されることになる。これに対し
てＴｉで０．　Ｎとも析出固定した場合にはＢ（２）Ｂ
Ｈ性にかんする効果は発揮されず。

ま＊、　Ｔｔで００一部を析出させ残部を固溶０として
存在させ念場合には、常温時効性が大きくなって好まし
くない、Ｂの添加量下限はかかる効果を発揮する固溶Ｂ
量で決まり、上限は固溶Ｂ量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　ｐ
ｐｍ以上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
述べた。ｆｓ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
、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。圧延条件についてはすでに
記し几、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、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り、
例えば、箱型焼鈍方法および連　３絖型亜鉛めっきライ
ン、その他のめっきを行う連続焼鈍型ラインを含む連続
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（実施例を示す。

（実施例１） 第１表に示す化学成分を有する薄肉鋼鋳片を、表に示す
種々の鋳造条件にて鋳造し、゛かかる後、表記の冷間圧
延、焼鈍を行って得九薄鋼板を引張試験に供し友、その
機械的性質を第２表に示す。

本発明例である供試鋼４１〜８はいずれも良好な材質特
性を示し、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−熱間圧延一冷間圧延一焼鈍」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ｔ、これに対し、比較鋼ム９は鋳造後の１
５５０〜１３５０Ｃの冷却速度が小さく、ｌ６１０は鋳
片厚さが厚（、Ｊ１６１１は冷間圧延率が小さいために
、既述の理由により良好な材質（特にＥ４ｒ値）が得ら
れない、ま之、供試鋼ｌｌＸ１２〜１６はいずれも本発
明の成分範囲と異なり、同様に材質は極めて低いもので
ある、 （実施例２） 第１表に示す供試鋼４１の化学成分、鋳造条件による薄
肉鋼鋳片を鋳造しｔ後、第３表に示す種種の条件の処理
を行つ友後、第１表に示す供試鋼墓１と同一条件の冷間
圧延、焼鈍を行って得を薄鋼板を引張試験に供した。そ
の機械的性質を第４表に示す。

本発明の方法によって製造され之薄鋼板はいず゛　れも
良好な材質特性を示し、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−熱間圧延一冷間圧延
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九− （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
化し比熱間圧延工程にて成形性の優れ友薄鋼板金製造す
ることができ、省エネルギー、製造コスト等の著しい低
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ｔ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めるつ 代理人　弁理士　秋　沢　政　光 他２名 き≦ミ 夷こ　　　　　　−聾 止 一〇Ｎ＼ → Ｕ！ Ｎ− １、Ｌ＋と　　　　−壇

Claims (5)

【特許請求の範囲】
1. （１）Ｃ：０．００７％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：０．００８％以下、 および他の不可避的不純物からなり、さらにＮｂとＴｉ
   とＢを複合して含有し、Ｔｉは（４８／１４）〔Ｎ（％
   ）−０．００２％〕＜Ｔｉ（％）で、かつＴｉ（％）＜
   〔４．００Ｃ（％）＋（４８／１４）Ｎ（％）〕を満た
   す範囲内、ＮｂはＮｂ（％）＞２．００Ｃ（％）で、か
   つ０．００３％以上０．０２５％未満の範囲内であり、
   かつ〔Ｔｉ（％）＋Ｎｂ（％）〕＜０．０４％であり、
   Ｂは２ｐｐｍ以上３０ｐｐｍ以下であり、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。