JPS61133324A - 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目厚さの鋼鋳片
を鋳造し、熱間圧延により数龍程度の厚さまで薄くした
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た場合
、鋳造工程とそ几に続く二回の圧延工程全大幅にＷ３略
化するか。

もしくは、こ几ら工程の一部を省略することがそ几に応
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
ら几ていた厚さの薄肉鋼鋳片ｆ鋳造し、熱間圧延を省略
して鋼鋳片を直接冷間圧延した後。

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
ｎている。かかる熱間または冷間の圧延工程を省略ある
いに簡略化し之プロセスの場合に最も問題（−なるのは
、鋳造組織の悪影響が最終製品に持ち越さ几、プレス成
形に供さｎ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
な加工性は得ら几ない。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
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。かかる観点（二基づｂて、上記の薄肉鋼鋳片全
鋳造し、　　ｊ鋼鋳片を直接冷間圧延した後、再結晶焼
鈍するプロセスが開示さ几ている（例えば、特開昭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）。

本発明者らは、実際にこ１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た。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、あるいは薄肉鋼鋳片′ｆｔ極めて簡略
化しに熱間圧延、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
を重ねた。

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ｎ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ｎた薄鋼板の製造
技術を確立したものである。

（問題点を解決するための手段、作用）本発明ノ要旨ハ
、Ｏ：０．００７％ｗ％ｓｉ：　ｏ、　８　Ｘ以下、Ｍ
ｎ二１−　ＯＮ以下、Ｐ　：　０．１０に以下、ｓ　：
　ｏ、　ｉ　０　Ｘ以下、Ｓｏｔ、ＡＥ：　０．０１〜
０．０６に、Ｎ　：　０．００８Ｘ以下、および他の不
可避的不純物からなり、さらにＮｂとＴｉを複合して含
有し、　Ｔｉ　は（４８／１４）（Ｎ（ト）−０，００
２Ｘ］＜Ｔｉ（Ｘ）で、かつＴｉ（匍＜［：４．０００
酬（４８／１４　）　Ｎ（転）〕を満たす範囲内、Ｎｂ
はＮｂ（４））２．０００（Ｘ）で、かつ０．００３Ｘ
以上０．０２５　Ｘ未満の範囲内であり、かつ（Ｔ　ｉ
　（Ｘ）＋　Ｎｂ（ト））＜０．０４にであり、残部Ｆ
ｅよりなる薄肉鋼鋳片を連続鋳造し、鋳造時（−１５５
０℃から１３５０℃までの平均冷却速度を１．０℃ｉ以
上とし、該鋳片の厚さを５０ｍ以下とし、再結晶温度以
下で圧下率を６０Ｘ以上とする圧延を行った後、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
方法である。

鋳造後の１３５０℃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’Ｃ以下の温度域に５分間以上保持した後肢圧延を
行うことも好ましい。

鋳造後、冷間圧延前、また灯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に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、薄肉の鋼鋳片金熱藺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ためには、（１）薄肉の鋼鋳片全鋳
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（二よる鋳造組織の破壊、のすべて
の条件全満足する必要がめるとの知見に基づくものであ
る、本発明を構成する各々の限定理由は主（二上記（１
）〜（３）のいず几かに基づくものであり、こ几を実験
結果に基づいて説明する。

以下の実験は、Ｏ：０．００１〜０．１０％、Ｓｉ：０
．０１〜Ｏ，ｌ　Ｘ、　Ｍｎ：　０．１０〜０．１５　
Ｘ％Ｐ　：０．０１〜０．１５％、Ｓ：０．２Ｘ以下、
Ａｆ、：０．０１〜０．１に、Ｎ：５〜１１００ｐｐ％
Ｎｂ：０．００１〜０．０６　Ｘ、　Ｔｉ：０．００１
〜０．０５％の範囲の成分の溶鋼を、１５５０〜１３５
０℃問および１３５０〜９００℃間の平均冷却速度、鋳
片厚さを変化させて鋳造した後、一部には熱間圧延金泥
し、種々の巻き取り相当処理又は鋳片の加熱相当処理を
行って、冷間圧延（２０〜９０Ｘ）ｆ施し、７７５℃で
４０式の再結晶焼鈍、ＬＸＯ調質圧延を行った。

（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程を
簡略化したプロセスでは、最終製品の材質におよばず鋳
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。こ几は先に述べた
如く、鋳造組織が十分破壊さｎ−ないために１割几の起
点となり易いことが根本的な理由である。この鋳造組織
の悪影響は、デンドライト（樹枝状晶）の間隔が５大き
い場合はど著しいものになる。

■　鋳造組織の微細化の定め（二は、核発生度　　　数
を多くすることにより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、凝固時の過冷掌ヲ犬きくする意味で、凝固時の冷却
速度全限定する必要があり、後者についても冷却速度の
影響が大きい、本発明者らは、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
却速度ｔ　ｉ、　ｏ″’Ｃ／ｓｅｅ’Ｃ／ｓｅｅ以上る
との知見を得比。さらに望ましくは５．０℃ム以上であ
り、最も望ましくは２０’Ｃ／−以上である。

こｎ、を実験データ（二よって第１図に示す。

該条件全満足する場合にのみ良好な材質（ｒ値Ｉ　Ｅｔ
）が得ら几ているのは明らかである。上記１５５０〜１
３５０℃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Ｈ６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ｔり；ｈ。

■　溶鋼中の付会成分は、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
０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ｎ、る鋼板に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０葉を低くして延性を
高める必要がある。

ところが、含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りため、
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Ｏｆｔ’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、α相からγ相へ
の変態時およびγ相高温域の冷起速度（前記１５５０℃
〜１３５０　ｔｌ：：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にょるα相中での粒成長の抑制によ
ってこ几らの問題点を解決できることを知見した。こ几
を実験データによって第２図に示す。即ち、Ｔｉ、Ｎｂ
’ｉ添加しｌい堝せには極低炭素成分では組織の粗大化
によりｒ値、Ｕが劣る。こ几に対しＴｉとＮｂを複会し
て添加した場合は、前記γ、α相の微細化（二より極低
炭素鋼成分とする効果が発揮さＢ、　Ｈｔ、、値の良好
な鋼板が得られるのである。Ｔｉの添加量はＴｉＮ′ｆ
：微細に析出させるためにＮＩＬ−とのほぼ当量が望ま
しく、少なくともＯ，Ｎの総量（二対する当量未満でな
け几ばならない。Ｏ，Ｎを完全（二析出させるｉｉ　（
Ｔｉ（Ｘ））　（４，０００（Ｘ）＋　（４８／１４）
％）］）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。

また、Ｎｂ単独ではＴ１Ｎｉ二よる上記γ相の微細化が
得らｎず、材質は劣る。更にこの場合には、Ｎが冷却中
のα相域めるい扛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（二あり、（１）延
性を高めるとの観点から極低炭素鋼（０：　０．００７
に以下）とする、伐）γ相域での粒成長を抑えるために
Ｔｉ金添加しＴｉＮを析出させる、（３）α相域での粒
成長金抑えるため＋Ｚ　Ｎｂを添加しＮｂＯ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℃／
―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
図く：示す如く鋳片厚さが厚くなると、その厚さ方向中
心部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２０ｍ以下であり最も望ましくは、
１０ｆｉ　４以下である。

（２）　　冷間圧延（−よる鋳造組織の破壊と圧延集会
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ζ：述べてｈるよう（−１鋳造組織が十分破壊
さｎず、鋳造組織の悪影響が最終製品に持ち越さ几、プ
レス成形に供さ几る用途に対しては加工性、特（：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（ユは、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
り性を付与するため（：は、再結晶温度以下で圧延して
圧延集会組織を発達させた後、再結晶焼鈍することが有
効となる。本発明では、凝固時およびその後の冷却時に
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。

圧延集会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ｉ、、
ｓｏｘ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７５Ｘ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１ば特（：限定する必！！はない。

（３）　　巻き取ジ温度あるい鉱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（：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（ＮｂＯｔ　Ｔ　ｔ　Ｎ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几め（二析出
物の凝集度は比較的小さい。鋼板の延性ｔ−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ケ
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６００℃以上８５０℃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５綱１以上保持した後肢圧
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ｆＬ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、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り
温度より高くすることが、コイル前、後端部の材質を同
上できるために、コイル長さ方向の材質均一性の点で有
効である。こういつ比類の処理は同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ｔ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、本明細書では以
上に熱間圧延を省略し几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；；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５プロセスである。この場合（：は、熱間圧延（
二よって鋳造組織が破壊さ几るために材質特性は同上す
る。従って、軽度の熱間圧延と以上の技術思想を組み甘
わせることで、製造コス）ｆｌわずか（二上昇するもの
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。ｇ／ｃ６図に必要な圧延率（再結晶温度以上
）を実験データ（；よって示す。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几ているの
は明らかで、従来の熱間圧延（圧下率：約９５Ｘ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、ｌ→α変態前の
１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、加熱し北
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。

０は、先に述べた如く延性を向上させる観点からＯ，０
０７Ｘ以下とする。

Ｓｉは、高強度鋼板ｔ”Ｊ造する場仕添加することがあ
るが、脆性を助長する元素であり、また化成処理性、亜
鉛めっき性を阻害する元素でもあり、かかる観点からＯ
，Ｓ　Ｘ以下にすべきである。軟鋼板を製造する場合（
−はｏ、　ｉ　ｘ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１．０Ｘ以下にすべきでるる。軟鋼板
を製造する場合（ユは０．３に以下がよい。

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
加さ几るが、多ｉｔ：含ま几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　’Ｘとする。軟鋼板を製造する場合（二は０．
０３に以下がよい。

Ｓ量の増加に伴い硫化物を形成する鋼中の含金元素の必
要量は増加する。従ってＳの上限はα１０％とする。

ＭはＴｉ、Ｎｂ添加前の溶鋼脱酸剤として加えるが、Ｔ
ｉ、Ｎｂの歩留をよくするため（；は０．１０　Ｘ以上
の添加が必要であり、加え過ぎはコストアラｆになるこ
とから上限ｉ　０．０６％とする。

ＮはＴｉＮとしてＴｉに大部分は固定さ几るが、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。従って上限を０．００８Ｘとする。微細化効果を
発揮せしめる定めのＴｉＮ量を得るには１０ｐｐｍ以上
のＮ［が望ましい。

ＴｉはＴｉＮを形成してγ相を微細化する効果と。

鋼中ＮがＡｔＮとして析出することによる悪影響を排除
する役割を条文す。かかる効果を発揮する（二は（４８
／１４）（Ｎ（９４０，００２Ｘ：）（Ｔｉ（８）で、
かつＴｉ（ト）＜（４，ｏｏｃ（８）＋（４８／１４）
Ｎ（匍〕を満たす範囲内に添加することが必要である。

ＮｂはＣの一部をＮｂＯとして析出させることによりα
相を微細化する効果、および実質的にＣによる時効性を
無くす役割を果友す。かかる効果を発揮するにμＮｂ（
８）＞ｚｏｏｃ（ト）で、かつ０、００３　Ｘ以上０．
０２５　Ｘ未満の範囲内とすることが必要である。０．
０２５　Ｘ以上では再結晶温度が高くなってしまう。さ
らに塗装下地処理として行わ几るリン酸塩処理（ゼンデ
処理）性を良好なものにする之めに（Ｔｉ（ト）＋Ｎｂ
（４））＜０．０４　％とすることが必要である。

次に製造条件について記す。鋳造条１件についてはすで
に述べ念、鋳造後、圧延を行うまでの間に脱スケール処
理を行うことは同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。圧延条件についてにすでに
記した。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、この場付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ｎ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を含む連続焼鈍
方法等である。焼鈍温度（二ついては再結晶温度以上で
あ几ば特く二限定する必要はない。焼鈍後に調質圧延を
施すことは同等本発明の主旨に反するものではなく、必
要（二応じて実施してよい。

以下に実施例を示す。

（実施例１） 第１表：；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、　　　２表記
の冷間圧延、焼鈍を行って得た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部ト・８はいず几も良好な材質特
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
ロセスで得ら几てぃたのとほぼ同等の材質が得ら几、プ
レス成形に供さ几る鋼板として十分な加工性を有するこ
とが実証さ几た。

こ几に対し、比較鋼部９は鋳造後の１５５０〜１３５０
℃の冷却速度が小さく、Ｎａ１Ｑ　は鋳片厚さが厚く、
醜１１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Ｅｔ、ｒ値）が得らｆＬない。ま九、
供試鋼１ｍ１２〜１６はいず几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ｍ１の化学成分、鋳造条件による薄
肉鋼鋳片を鋳造した後、第３表に示す種々の条件の処理
を行った後、第１表に示す供試鋼Ｎ＋Ｌｌと同一条件の
冷間圧延、焼鈍を行って得た薄鋼板を引張試験（−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ｎた薄鋼板はいずｎ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」のプロセスで得ら几てい几のとほぼ同等の材質が得
ら几、プレス成形（：供さｎる鋼板として十分な加工性
を有することが実証さ几た。

（発明の効果） 本発明によ几は熱間圧延工程を省略するかもしくは簡略
化した熱間圧延工程；；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い
低減とな５、その効果な極めて大きいものである。

【図面の簡単な説明】

Ｍ１図探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因、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
質との関係を示す因、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　光 他２名

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
   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、残部
   Ｆｅよりなる薄肉鋼鋳片を連続鋳造し、鋳造時に１５５
   ０℃から１３５０℃までの平均冷却速度を１．０℃／ｓ
   ｅｃ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の優れた薄鋼板の
   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の優れた薄鋼
   板の製造方法。