JPS62278232A - 直送圧延法による非時効深絞り用冷延鋼板の製造方法 - 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】 ３、発明の詳細な説明 「発明の目的」 本発明は直送圧延法による非時効深絞り用冷延鋼板の製
造方法に係り、直送圧延を前提として優れた保絞り性、
耐２次加工脆化特性、非時効性および材質均一性を付与
することのできる方法を提供しようとするものである。

産業上の利用分野 直送圧延法により非時効深絞り用冷延鋼板の製造技術。

従来の技術 連続焼鈍に代表される短時間での加熱、冷却からなる焼
鈍プロセスで、優れた深絞り性と非時効特性を有する冷
延鋼板を製造するためには、従来、鋼中の固溶炭素およ
び窒素を完全に固定して材質の加熱速度および冷却速度
感受性を無くすことが必須とされ、鋼中のＣ，Ｎ含有量
に対して化学量論的に当量となるようにＴｃ、Ｎｂ。

Ｂ、Ｚｒ　　等の添加を行なうのが一般的である。

従って鋼中のＣ，Ｎｉを製鋼段階で低減させることは、
炭窒化物形成元素の必須添加量低減を可能とし、成分コ
スト上有利となる。また、今日の製鋼脱ガス技術の進歩
と脱ガス装置の普及により、９Ｊ４中のＣ，Ｎ量が２０
　ｐｐｍ以下であるような鋼が効率的に且つ大量に製造
されるようになったのに伴い、上記した成分設計による
微量元素添加鋼の汎用鋼としての重要性が注目されるよ
うになってきた。然し、斯うした技術的背景に蟇づいた
高深絞り性、非時効冷延鋼板の製造技術に関しては、特
公昭４４−１８０６６、特公昭５３−３５００２．特公
昭５３−４３１３０、特公昭５４−１２４５．特公昭５
４−１２８８３゜特公昭５ｇ−７３７，特公昭５８−４
９６２７、特公昭５９−４３９７６の各公報のように多
くの開示がなされている。即ちこれらの多くは、添加元
素の種類１組み合せおよび鋼中Ｃ，Ｎ量との化学量論比
に基づく添加量の規定が主たる内容である。

箇た。各添加元素の功罪に関しては概略下記の認識が一
般的である。

７４：炭窒化物形成元素としては、比較的広い温度領域
でＮ、Ｃを固定する。特にＮに関しては、スラブ加熱段
階において既に几Ｎとしての析出が認められ、熱延過程
で有効にＮを固定する。

従って連続焼鈍を前提として熱延板段階でＮを固定する
鋼では、ＡＩのみによってＡＩＮとして固定する方法（
この場合は７００℃前後での高温巻き取りが必要）に比
し１巻き取り温度を下げることができる利点がある。ま
た、几の炭窒化物はＮｂ、Ｖ等の炭窒化物に比べて析出
物サイズが大きく、特に化学量論的に十分な量のｎを添
加した場合比較的良好な粒成長性が得られる。

然し、ｎは強力な炭化物形成元素であるため、Ｃ量に対
して十分な貴ぶ加した場合は、Ｐ等による粒界脆化の問
題が特に箱焼鈍において深刻となる。また、ｎ添加鋼の
場合は、スラブの表面性状が悪く１手入れが必要なこと
、メンディツシュのノズル寿命を低下させることなどの
製鋼プロセスにおける欠点と共に、焼鈍後の表面特性１
％にＣＧＬ素材等に適用する場合はバクダリング性が問
題となることも上げられる。

Ｎｂ　：　Ｎｂは（１の固定に寄与する元素であり、Ｎ
に関してもＮｂｒＣ，Ｎ）の形で固定するが几はどの効
果はなく、基本的にはＮはμＮ　として析出させるのが
一般的である。またＮｂは、ｎに比べてスラブ表面手入
れ、タンディツシュのノズル詰まり等の問題に対しては
影＃け少ない。

これに対し、Ｎｂ　　はオーステナイト相の動的回復・
再結晶挙動を遅τ帯させる効果が犬きく、熱延仕上げ幅
間がＡｒ３以上で十分に確保されな１ハ場合は、不均一
な微細フェライト組織になり易く、冷圧・焼鈍後に十分
な材質が辱ら九ない。

Ｂ：Ｂは上記したように炭化物形成元素にょって鋼中Ｃ
を完全に固定した場合に間組となる２次加工脆化を回避
するため、粒界強度を高める目的から添力口される場合
と、低温領域の比較的広い範囲でＢＮ　を形成する特性
を活かして、熱延巻き取り温度を低下させるために添加
される場合、および熱延板のフェライト組繊細粒化を狙
いとして添加される場合などがある反面、このＢの添加
自体は、再結晶温度の上昇、焼鈍時の粒成長抑制、深絞
り性劣化などの問題もはらんでおり、添加量は極微量に
限られる。然し。

こうした実用上の功罪が比較的明らかになっている反面
、その金属組織学的な役割に関しては必ずしも明確にな
っていないのが現状である。

Ｚｒ　、　Ｖ　、Ｗ　、　Ｍｏ等も有効な炭窒化物形成
元素であるが、軟質深絞り用冷延鋼板に対して添加され
るケースは少ない。これは、合金コストの割に汐加効果
が小さいことおよび表面欠陥を引き起こすことから軟質
鋼板として必ずしも適切な添加元素ではないことによる
。

上記した種々の元素を添加した極低炭素鋼叛を製造する
上で、プロセス上特に問題とされるのが熱延粂件である
。これは熱延段階で析出する炭窒化物を、その後の冷間
圧延−再結晶焼鈍過程で再結晶粒の粒成長を阻害しない
程度に粗大什させておくことを狙いとすることが１Ｍ景
にある。そのためには、−（Ｉｚにスラブ加熱温度を下
げてスラブ段階で既に析出している粗大炭窒化物の再溶
解を抑制する方法および熱延巻き取り温度を高めて熱延
後に析出する炭窒化物を成長・粗大化させる方法が採ら
れる。

発明が解決しようとする問題点 上記した一連の成分設計、プロセスの最適化に関しては
、概ね確立された技術といっても過言ではない。然し、
鉄鋼製造プロセスにおける革新的な技術と目される連続
鋳造−直送圧延プロセスを前提とした場合、上記した思
想に基づく材料設計は必ずしも満足され得るものとはな
らない。つまり、凝固過程から直接圧延される場合、鋼
中のＣ，ＮＦｉ全て熱延における圧延・冷却過程で析出
する。これはスラブ状態での冷却速度と比較して炭窒化
物の析出温度域（１０００℃〜６００℃）での冷却速度
が速いため、炭窒化物の析出・粗大化が十分進行せず、
炭窒化物は微細分散する傾向にある。このことは、冷圧
後の焼鈍段階での再結晶の抑制と共に再結晶後の粒成長
を阻害するため、焼鈍後の材質が硬質低延性となる。

以上の観点から連続鋳造−直送圧延プロセスは、エネル
ギーコスト上のメリットが絶大であるにもかかわらず、
軟質深絞シ用鋼板として炭窒化物を添加するタイプの極
低炭素鋼に対しては好ましくないのが一般的な概念であ
る。なおこの問題を解決しようとする観点から、連続鋳
造−直送圧延におけるスラブ中の等軸晶率を制御する唯
一の技術（特公昭６１−１０５３５１が開示されている
が、技術的な背景が不明確で、等軸晶率の制御自体、連
続鋳造−直送圧延プロセスにおいては甚だブラックボッ
クス的技術であると言わざるを得ないので必ずしも適切
な手法となし得ない。

「発明の構成」 問題点を解決するための手段 Ｃ：　Ｏ，ＯＯ４ｖｔ　＊以下、 ８４　：　Ｑ、　１　ｗｔチ以下。

Ｍｎ：０．０５〜０．３ｗｔ％、 Ｐ：０．０５ｗｔ壬以下、 Ｓ　：　０．０３　ｗｔ％以下。

ｍｏｌ、Ａｌ：　０．０１〜０．０８ｗｔ　ｓ。

Ｎ：０．００４　ｖｔ係以下、 Ｎｂ　：　０．００５〜０．０３　ｗｔ　’Ａ。

ｎ　：　０．００５〜０．０３　ｖｔ　％、Ｂ　：　Ｏ
，ＯＯ３ｗｔ　＊以下 を含有した銅を連続鋳造後、加熱炉に装入することなく
熱間圧延するに当って、粗圧延における最終２パスの圧
下率を各４５チ以上とすると共に累積圧下率として７０
憾以上を確保し、仕上圧延機の入側２スタンドにおける
累積圧下率を７０１以上とすると共に出側２スタンドに
おける累積圧下率を２０幅以下とし、８８０℃以上で圧
延を終了し、６４０〜８００℃の温度範囲で巻取り、次
いで該熱延銅帯を圧下率７０〜９０％で冷間圧延してか
ら再結晶温度以上、ＡＣ，魚具下の温度範囲で連続焼鈍
することを特徴とする直送圧延法による非時効深絞シ用
冷延鋼版の製造方法。

作用 Ｃ’：０．００４０優以下、Ｎ：０．００４０優以下に
低減して微量添加元素の必要量を低減せしめた条件下で
加熱速度および冷却速度感受性をなくし、深絞り性と非
時効性に優れた鋼を得しめる。

＆を０．１４以下、Ｐを０．０５４以下とすると共にＢ
を０．００３％以下添加して軟質化、脆化防止を図る。

Ｍｎを０．０５〜０．３０１含有させることによりＳを
０．０３　＊以下とすることと相俟って熱間脆化防止を
図り、又渦流れ改善を得しめ、しかも深絞）性力化を回
避する。

ｍｏｔ、Ａｌを０．０１〜０．０８％として熱延巻取り
時の鋼中Ｎ固定を図る。

Ｎｂ　　を０．００５’１以上含有させることにより几
が０．０３１ｉ以下とされた条件下で鋼中Ｃを適切に固
定し、しかもこのＮｂを０．０３１以下として焼鈍後の
材質硬化をなからしめる。

ｎを０．００５４以上としてＴｔＨの析出と残留Ｃの固
定を図り、しかも０．０３０　％以下として連続鋳造−
熱間圧延プロセスによる製品の表面性状を良好とする。

粗圧延における最終パスおよびその前段パスの圧下率を
４５％以−ヒとすると共にその累積圧下率を７０％以上
として歪誘起による素材中ＴｃＮ　、ＭｎＳなどの析出
促進を図る。

仕上げ圧延の前段で累積圧下率７０４以上の圧下をなす
と共に出側の累積圧下率を２０嘩以下とすることにより
ＮｂＣのサイズ増大とフェライト粒径の著しい細粒化を
抑制する。

更に８８０℃以上で熱間圧延を終了し、６４０〜８００
℃で巻取ることにより熱延時に几Ｎとして固定されなか
ったＮを完全に、４ｔＮ　として析出させ、又Ｎｂ　（
Ｃ％Ｎ）およびＭｎＳの成長粗大化を図り、しかもスケ
ール厚の増大に伴う酸洗性劣化を避ける。冷間圧延率を
７０〜９０係として下値を良好にして深絞り性を確保し
、またその後の焼鈍温度を再結晶温度以上、ＡＣ，魚具
下として深絞り性に好ましい再結晶集合組織を確保する
。

実施例 上記したような本発明について更に説明すると１本発明
者等は一ヒ記した従来技術に鑑み、製品の表面性状、材
料特性を考慮した上で、連続鋳造−直送圧延プロセスに
て非時効・深絞り用冷延鋼板の製造方法を見出したもの
であって、具体的に述べると、　ｗｔ％Ｃ以下単に壬と
いう）で。

Ｃ：０．００４０係以下、Ｓ４　：　０．１憾以下１Ｍ
界：０．０５〜０．３０％、Ｐ：０．０５壬以下、Ｓ：
０、０３１以下、　ｓｏｌ、Ａｌ：　０．０１　％〜０
．０８係。

Ｎ：０．００４０冬以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０３
憾、几：０．００５〜０．０３０悌を主要成分とし、０
．００３０多以下のＢを必要に応じて複合添加した鋼を
素材とする。然して該素材によって非時効・９絞り用冷
延鋼板を製造するに当たり、必須の製造工程としては以
下の如くである。

連続鋳造後加熱炉に装入することなく熱間圧延を行々う
工程ｃ以下、ＨＤＲプロセスと称する）にて、粗圧延に
おける最終２パスにおける圧下率を各々４５憾以上、累
積圧下率を７０係以下とし、仕上げタンデム圧延機にお
ける入側２スタンドにおける累積圧下率を７０％以上、
出側２スタンドにおける累積圧下率を２０％以下として
、８８０℃以上の温度にて圧延を終了し、６４０〜８０
０℃の範囲で巻き取る。該熱延銅帯の冷間圧延工程にま
戸いて冷間圧下率を７０〜９（、幅の範囲とする。該冷
延鋼帯の焼鈍工程において再結晶温度以上、　ＡＣ，ｉ
は以下の温Ｉｆ＆ｉ囲にて連続焼鈍を行なう。

上記した本発明が本来目的とするところは。

製鉄プロセスにおいてエネルギー的に大きな利点を有す
るＨＤＲプロセスを非時効・深絞９用冷！ＪＬ鈷板の製
造に対して有利て展開することである。これは材質制御
の観点からは炭窒化物形成元素を含む極低炭素鋼におい
て、）ＴＤＲプロセスの過程で析出する炭窒化物を再結
晶焼鈍時における粒成長を阻害しない程度に粗大化させ
ることが、また製品品質の観点からはスラブ表面無手入
れ状態にて十分な表面品質が保証されることが究極の目
的となる。

上記した本発明を構成する諸項目について、規定理由を
説明すると、本発明は鋼中Ｃ，Ｎの固定に対して、　Ｎ
ｂ　、　ｎ、　、４１を主要添加元素とし、必要に応じ
てｎ添加を行なうものであって、先ず本発明における各
元素の主たる添加目的と最適添加範囲は以下の如くであ
る。

Ｎｂ：　ｎ添加による鋳造タンディツシュのノズル詰ま
りおよびＨＤＲプロセスでのスラブ表面無手入れ化に伴
う表面欠陥を克服するためＮｂを主たる鋼中Ｃ固定元素
とする。然し、その添加範囲は第１図に示す如＜、ｏ、
ｏｏｓチ以下では本発明で規定するｎ量の場合十分に鋼
中Ｃを固定することができず、焼鈍材の完全非時効化が
困難となる。これに対し０．０３１以上では、鋼中Ｃの
固定は十分になされるが、過剰のＮｂＣの析出によって
焼鈍後の材質が硬化する。従って本発明ではＮｂの添加
量を０．００５〜０．０３４とする。

ｎ：ｎは有効なＣ，Ｎ固定元素であるが、　）ＴＤＲプ
ロセスでは表面性状に悪影響を及ぼすため添加量を従来
開示されている技術に比べて抑制する必要がある。然し
、一方で凝固直後から鋼中Ｎを固定する作用があるため
、巻き取り時でのμＮとしてのＮ固定の負荷軽減を狙い
として添加は必須とする。第２図はこうした観点から熱
延板のヘゲ発生率及びＴＬＮの析出量に対するπ添加量
の影響を示したもので１表面欠陥防止の観点から上限を
０．０３０　％とし、ｎＮとしての析出とＮｂ巣独によ
る残留Ｃの固定を狙いとしてその下限をｏ、　ｏ　ｏ　
ｓ　ｓとする。

４１：４１は通常のキルト鋼としてのレベル０．０１〜
Ｏ，ＯＳ　俤の添加を行ない、熱延巻き取り時に鋼中Ｎ
の完全固定を狙う。

Ｂ：Ｂは２次加工脆化防止の効果があることは艮〈知ら
れている。従って本発明では０゜００３０憾以下の範囲
で添加する。これは０．００３０１以−ヒでは、再結晶
温度の上昇により通常の連続焼鈍で十分な軟質化が図れ
かいばかりか、深絞り性の劣化を来たすことによる。

Ｓｉ：、ｓはフェライトの固溶強化元素であり、軟質化
に対しては少ない方が好ましい。本発明では材質上特に
影響の無いレベルとして０．１係を上限とする。

Ｍｎ　：　Ｍｎは深絞り性を劣化させる元素として知ら
れており鋼中含有量は少ない方が好ましいが、ＦｓＳ形
成による熱間脆性防止及び溶鋼の湯流れ改善等の観点か
ら上、下限を０．０５〜０．３０％とする。

Ｐ：Ｐは＆と同様強力な固溶強化元素であり、浸入形固
溶元素（Ｃ’、Ｎ）を固定した極低炭素鋼においては１
箱焼鈍時等には粒界に偏析して脆化を引き起こす。従っ
て本発明では実用的観点から上限を０．０５％とする。

Ｓ：Ｓは熱間脆性を助長する元素であり本来少ない方が
好ましい。本発明においては血によってＭＦＩＳとして
固定し得るレベルと、＆ｈＳによる再結晶抑制作用を抑
えるため、その上限を０．０３係に規定する。

Ｃ，Ｎ：Ｃ，Ｎは時効に関与する主たる元素であり、で
きる限り低減されるのが好ましい。そこで本発明におい
ては実用的観点及び微量添加元素の必要量低減を目的と
して、いずれも０．００４０チ以下とする。

本発明において最も新規性が強調されるべき点は、従来
の概念では、炭窒化物形成元素を含む極低炭素鋼を素材
とした深絞り用冷延鋼板の材質に対しては、好ましくな
いと考えられていたＨＤＲプロセスを前提として、優れ
た材質を有する深絞り用冷延鋼板の製造技術を開示した
事で、それは熱間圧延時の圧下スケジュールを制御する
ことによって達成される。即ち、第３図に示す如く、粗
圧延終了後に採取した素材中の析出物（ｎＮ　、　Ｍｉ
ｓ等）の平均サイズは、粗圧延スケジュールに依存する
。つ−まり粗圧延終了温鼠Ｃ−股には１，０００〜１，
０５０℃）近傍では、後段での圧下量を増すことによっ
てサイズが大きくなる。これは歪誘蔵による析出の促進
によるもので、析出開始温度領域での強圧下が有効であ
ることを示している。従って本発明にシいては、凝固後
の粗圧延過程で最終パスおよび前段パスにおける圧下を
各々４５係以上、最終２パスにおける累積圧下率を７０
１以上とする。

次に、仕上げ圧延過程ではＮｂＣの析出が開始する。然
し、ＮｂＣ’の急激な析出はオーステナイトの動的回復
・再結晶速度を遅らせるため、オーステナイト粒の細粒
化と共にフェライト粒の組粒化が進行する。これは、熱
延板のコイル方向及び長手方向での組織の不均一を来た
すため好１しくない。そこで本発明では仕上げ圧延過程
において均等にＮｂＣを析出・成長させることと、オー
ステナイト牧を必要以上に、細粒化させないことを目的
として、比較的動的回復・再結晶が速い前段のパスでは
強圧下を行ない、ＮｂＣの析出に伴う細粒化が急激に進
行する後段のパスでは圧下量を下げることを検討した。

第４図は熱延仮におけるＮｂＣの析出サイズとフェライ
ト粒径におよぼす圧延圧下スケジュールの影響を示した
ものである。この図から明らかなように、前段における
圧下を大きく採ることによって、ＮｂＣのサイズの増大
と共にフェライト粒径の著しい細粒化を抑制できる。そ
こで本発明では、加熱炉材で定量されたＮｂＣサイズ≧
１００１ｍ、粒／ｆＮａ＜８．５を満たす仕上げ条件と
して、入側２スタンドにおける累積圧下率を７０幅以上
、出側２スタンドにおける累積圧下率を２０係以下とす
ることを必須条件とする。

また５本発明における熱間圧延後の巻き取り温度は、６
４０〜８００℃に規定する。これは、連続焼鈍において
は、急速加熱焼鈍時に微細析出する。４／Ｎがフェライ
トの粒成長を阻害するため、熱延時に′ｒ４゛、Ｎとし
て固定されなかったＮを完全にμＮとして析ｄさせるた
め巻き取り温度の下限を６４０℃とした。上限に関して
は本来高ければ高い程析比物の成長粗大化を図ることが
できるため材質的には好ましい方向であるが。

高過ぎるとスケール厚の増大に伴う酸洗性の劣化等の点
から上限が決まる。しかし、本発明におけるプロセス上
の特徴は、超高温巻き取υによってＮｂ（Ｃ，Ｎ）及び
＆Ｓを成長粗大化させることにもある。第５図は第１表
中の鋼−１゜５について熱延後の巻き取シ温度とフェラ
イト粒径及びフェライト中の析出物サイズの関係を。

示したものである。微量添加元素量が少ない鋼−１では
、７００℃以上の巻き取シで結晶粒の粗大化が認められ
るのに対し、本発明鋼レベルのＮｂ　、　７ｚ、　Ｂを
含む鋼−５では、８００℃糧度までフェライトの正常粒
成長と共に析出物の粗大化が認められる。従って本発明
では巻き取り温度の上限を８００℃とする。

本発明は上記した条件に℃製造した熱延鋼板を冷間圧延
、連続焼鈍に供するにあたり、冷間圧延率は７０〜９０
％の範囲に、また焼鈍温度は再結晶温度以上、ＡＣ，魚
具下の範囲とする。

これは、前者に対しては第６図に示す如く製品の深絞シ
性を評価する指標であるＴ値の変化に基づくもので、後
者に対しては上記熱延条件にて製造した熱延鋼板は焼鈍
条件に関しては何ら制約を及ぼさないため、再結晶温度
以上で焼鈍されれば浸れた材質が得られる。然し、ＡＣ
１点以上に加熱されて−Ｈオーステナイト化されると深
絞り性に好ましい再結晶集合組織が壊されるため、　Ａ
Ｃ’、魚具上に加熱されることは材質上避けなくてはな
らない。

本発明によるものの具体的な製造例について説明すると
共に比較例を適宜に示して本発明法の効果を具体的に示
すと以下の如くである。

次の第１表は本発明者等が本発明を構成する上で使用し
た鋼の化学組成を示したものである。

又次の第２表は前記した第１表中の鋼を転炉溶製後Ｒｆ
（脱ガス処理、連続鋳造によってスラブとし、冷却後加
熱炉で再加熱して圧延を行なう従来法、連続鋳造後−直
送圧延を行なうＨＤＲプロセスにおいて熱延条件を従来
法と同一とする比較法、）ＴＤＲプロセスにおいて熱延
条件を本発明法に規定した条件とする本発明による各々
の条件で熱間圧延を行なった後、冷間圧延率８０チで冷
間圧延後、８５０℃で連続焼鈍を行なったときの材質を
示すのである。

即ちこのような第２表によれば、比較法によって熱間圧
延を行なった製品の材質レベルは、従来法によるもの圧
比べて劣るが１本発明法によるものでは従来法に匹敵す
る材質レベルが得られる。また１表面欠陥発生率も従来
材のレベルとなり、％にコイル内の材質の均一性に関し
ては従来法を上回るレベルとなる。

つまり本発明法によるときは深絞り用冷延鋼板の材質レ
ベルを維持しながら、）ＴＤＲプロセスにおけるエネル
ギーコスト上の絶大なる利点を鉄鋼製造プロセスに１０
０１反映できる点から考えて工業的に極めて価値の高い
ものであることが確認された。

「発明の効果」 以上説明したような本発明によるときは直送圧延法にお
ける技術的関係を適切に解明し、優れた深絞り性を確保
しながら耐２次加工脆化特性や非時効性二更には材質的
均一性の如きを付与し得るもので、直送圧延におけるエ
ネルギーコストの大きな低減の如きとも相俟ち工業的に
七の効果の大きい発明である。

【図面の簡単な説明】

図面は本発明の技術的内容を示すものであって、第１図
はｎ　：　０．０１５〜０．０２０係で連続焼鈍後の全
伸び、引張り強度１時効指数におよぼすＮｂ含有量の影
響を要約して示した図表。 第２図はＮｂ：０．０１０〜０．０１６係の熱延板にお
けるヘゲ不良率および焼鈍後の時効指数におよぼすｎ含
有量の影響を示した図表、！３図は直送圧延法における
粗圧延の後段２パスでの累積圧下率と粗圧延パー中にお
ける７ＺＮ　、　Ｍ祁平均粒径の関係を示した図表、第
４図は７００℃巻取り材におけるＮｂＣ平均サイズおよ
びフェライト粒度におよぼず仕上圧延入側２スタンドお
よび出側２スタンドでの累積圧下率の関係を示した図表
、第５図は製造例における鋼１および鋼５の直送圧延後
の熱延巻き取り温度と平均フェライト粒径の関係を示し
た図表、第６図は製造例における鋼２について連続焼鈍
後の平均下値におよぼす冷間圧下率の影響を示した図表
である。 特許出願人　　日本鋼管株式会社 発　　明　　者　　　西　　　本　　　昭　　　彦同　
　　　　　　　　　細　　　谷　　　佳　　　仏間　　
　　　　　　　　政　　　岡　　　俊　　　雄同　　　
　　　　　　　丹　　　村　　　洋　　　−同　　　　
　　　　　　　１）　　　山　　　勝　　　彦同　　　
　　　　　　　寺　　　内　　　琢　　　雅同　　　　
　　　　　　金　　　藤　　　秀　　　司同　　　　　
　　　　　大　　　崎　　　恭　　　記事　ｌ　画 第　　Ｊ　　圓

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 Ｃ：０．００４ｗｔ％以下、 Ｓｉ：０．１ｗｔ％以下、 Ｍｎ：０．０５〜０．３ｗｔ％、 Ｐ：０．０５ｗｔ％以下、 Ｓ：０．０３ｗｔ％以下、 ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．０８ｗｔ％、 Ｎ：０．００４ｗｔ％以下、 Ｎｂ：０．００５〜０．０３ｗｔ％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３ｗｔ％、 Ｂ：０．００３ｗｔ％以下 を含有した鋼を連続鋳造後、加熱炉に装入することなく
   熱間圧延するに当つて、粗圧延における最終２パスの圧
   下率を各４５％以上とすると共に累積圧下率として７０
   ％以上を確保し、仕上圧延機の入側２スタンドにおける
   累積圧下率を７０％以上とすると共に出側２スタンドに
   おける累積圧下率を２０％以下とし、８８０℃以上で圧
   延を終了し、６４０〜８００℃の温度範囲で巻取り、次
   いで該熱延鋼帯を圧下率７０〜９０％で冷間圧延してか
   ら再結晶温度以上、ＡＣ＿３点以下の温度範囲で連続焼
   鈍することを特徴とする直送圧延法による非時効深絞り
   用冷延鋼板の製造方法。