JPS6357492B2 - - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

本発明はストリツプ鋳造スラブからアルミニウ
ム合金板を製造する方法、およびそのような方法
により得られる製品に関する。ここに「板」なる
用語は、一般に「箔」（例えば0.15mm以下）と称
される厚さのもの、ならびに慣習的に「板（シー
ト）」と考えられる厚さ（例えば6.0〜0.15mm）の
ものを包括的に指称するものとする。 ここで「ストリツプ鋳造」」とは約25mm以下の
厚さ（多くの場合それよりも可成り小さい厚さ）
のアルミニウム合金スラブの連続鋳造である。
種々のストリツプ鋳造法が公知である。この明細
書において説明のために詳しく引用される一公知
方法は、ツイン・ロール型の鋳造機（例えば米国
カリホルニヤ州リバーサイドのハンター・エンジ
ニヤリング社製の連続ストリツプ鋳造機）を使用
するものである。ツイン・ロール鋳造機におい
て、溶融金属は、一対の強度に冷却された鋼製ロ
ールの間のニツプル中で固化され、そのロール対
はそれらのロールに接近している断熱射出ノズル
から溶融金属を引き出す。鋳造材料は例えば５〜
10mmの範囲の厚さのスラブの形状であり、そして
典型的には60〜200cm／分の速さで鋳造される。
金属は鋳造ロール対の中心線を通るときに実質上
完全に固化される。そして金属はロール間の空隙
（ニツプ）を通過するときに強い圧縮および幾分
かの塑性変形を受け、その結果としてその表面は
鋳造ロールと良好な熱交換接触をなし、そして鋳
造されたストリツプまたはスラブには幾分かの残
留ひずみがある。 ストリツプ鋳造スラブからのアルミニウム合金
の製造には種々の利点（例えば製造コストの低
減）がある。Mnに富む粒子の制御し難い沈澱お
よびそれに起因しての比較的少数の大きな結晶粒
の成長があるために従前のAl―Mn（1.0％）合金
の微細結晶粒の変形可能板を、ストリツプ鋳造ス
ラブから製造することは、可能でなかつた。箔ゲ
ージの板材料中における大きな結晶粒の存在は
（「大きな」とは板材の厚さに相当することもあり
うる）、個々の粒が種々様々に変化するので、板
材の成形におて非常に重大な問題を与え、それに
より引き裂けおよび／またはしわ付き表面を生ず
ることがありうる。従つて、ストリツプ鋳造スラ
ブから作られるAl―Mn合金板の使用は、もし適
切な強度および変形性が併せ得られれば多くの場
合に経済的に有利であるにも拘らず、例えば硬質
箔容器用のAl―Mn合金製品（例えば箔）を製造
する際には大きな結晶粒の生長を防ぐために慣用
法で厚い直接冷却（D.C.）インゴツドに鋳造し、
そして連続的に熱間および冷間圧延した金属材料
を用いる必要があつた。 本発明は、 (a) 必須成分として1.3〜2.3％のマンガン；任意
成分としてそれぞれ0.5％未満の鉄、マグネシ
ウムおよび銅、0.3％未満のケイ素、2.0％未満
の亜鉛、それぞれ0.1％未満のジルコニウム、
クロムおよびチタン、それぞれ0.3％未満合計
1.0％未満のその他の元素；ならびに残部のア
ルミニウム；を含むアルミニウム合金の約25mm
以下の厚さのスラブをストリツプ鋳造し、 (b) Mn合量のうちの少なくとも50％を固溶体か
ら析出（沈澱）させるに足る時間にわたり鋳造
スラブを焼鈍し、 (c) 焼鈍スラブの厚さを冷間圧延によつて少なく
とも30％減少させ、 (d) その加工材料をその再結晶温度よりも低い温
度において、(イ)加工材料が実質的に再結晶をし
ないままでとどまりかつ(ロ)固溶体からMnがさ
らに沈澱することによりAlマトリツクスのMn
含量が0.2％またはそれ以下にまで低減する、
ような時間にわたつて加熱することにより中間
焼鈍する、連続工程からなるアルミニウム合金
板の製法を広く提供するものである。該中間焼
鈍段階の後に、加工材料を、好ましくはさらに
冷間圧延に付して、所望の最終板厚にまで厚味
を減じ、その後に部分的または完全な最終焼鈍
を付す。 本発明方法のストリツプ鋳造工程において、規
定の如き組成（好ましくはMnは1.5〜1.8％の範
囲）の溶融合金を、約25mm以下の厚さのストリツ
プまたはスラブに鋳造する型式の鋳造装置へ連続
的に供給する。実用上、鋳造機を用いて約３mm以
下の厚さでスラブを鋳造することは、普通経済的
には不利であろう。本発明の目的にとつて、合金
は鋳造中の金属中にMn合量のうちの高割合を過
飽和の固溶体の状態で維持する条件下で鋳造さ
れ、従つて鋳造操作は、好ましくは、鋳造金属の
非常に迅速な固化が生ずるような鋳造機で行う。
従つて、ツイン・ロール型の鋳造機では非常に迅
速な固化が達成されるので、ツイン・ロール型鋳
造機で鋳造を行うのが好ましい。しかし、その他
の型式のストリツプ鋳造機、例えば英国特許第
1549241号明細書記載のツイン・ベルト型のもの、
または米国特許第3570586号明細書記載のブロツ
ク型鋳造機（鋳造金属からの高速の熱移動が行わ
れうる）を、本方法に使用できる。若干の例にお
いて（殊に鋳造機自体において熱間圧下加工がな
されない場合）、鋳造スラブをスラブ焼鈍段階の
前に、幾分かの熱間圧延加工に付して、その鋳造
スラブ中に幾分かのひずみが発生するようにする
のが望ましいことがある。そのようなひずみは、
次のスラブ焼鈍段階におけるマンガンの沈澱を助
長する。しかし、鋳造された状態のスラブを熱間
圧延するのを避けるのが好ましく、その理由は、
そのような熱間圧延によつて合金の加工のための
総合コストが可成り増加するからである。 上記の如き鋳造の様式から起因する鋳造スラブ
中の高マンガン含量およびマンガンの非常な過飽
和の故に、スラブ焼鈍処理により、微細なマンガ
ンに富む金属間粒子の濃密な沈澱が生ずる。周知
のように、過飽和溶液から沈澱する粒子の寸法
は、溶質による過飽和度の増加につれて小さくな
る。ストリツプ鋳造されたMn含量1.7％のAl合金
から沈澱される粒子の寸法は、ストリツプ鋳造さ
れたMn含量1.1％のAl合金（同一条件で処理）か
ら沈澱される粒子寸法よりも小さい。このこと
は、高マンガン含量合金については、スラブ焼鈍
段階後に存在するMnに富む粒子の数がはるかに
多いこと、またそれらの粒子間の空隙が一層接近
していること、を意味する。スラブ焼鈍処理は、
マンガン含量のうちの少なくとも50％がMnに富
む金属間粒子の形で沈澱するに足る時間にわたり
続けられる。高度に過飽和化された鋳造スラブに
ついては、その平均粒子寸法は典型的には0.1〜
２ミクロンの範囲であること、そして粗大なまた
は団粒化した粒子は、実質的に不存在であること
が判明した。 スラブ焼鈍処理は、普通450〜550℃の範囲内の
温度で実施するが、上記の範囲を幾分か外れる温
度例えば400〜600℃の温度では相対的に効果は低
減するものの実施可能である。 本発明方法における中間焼鈍処理は、適切に相
互に選択された時間および温度の条件下で、アル
ミニウムマトリツクス中の固溶体状のマンガンの
量をそのマトリツクスの約0.2％以下にまで低減
させる工程として実施するが、その際にその材料
は少なくとも実質的に再結晶を生じないように維
持される。このことはその中間焼鈍後（および何
らかの冷間圧延前）にその材料は約20容量％以下
の再結晶粒しか含まないことを意味する。そのよ
うな条件は以下において「非再結晶条件」と称す
ることがある。 スラブ焼鈍段階における微細な富マンガン粒子
の濃密沈澱の結果として、固溶体状の残留Mnの
うちのさらに多くのものが、再結晶温度よりも低
い温度で実施される中間焼鈍によつて沈澱されう
る。溶解Mnが沈澱部位にまで移動すべき距離
は、同一の熱処理を受ける慣用の一層稀薄なAl
―Mn合金と比較して、非常に多数の富マンガン
金属間粒子（従つて粒子間距離が小さい）の故に
著しく短くなる。 溶解状態のMnは、非再結晶化構造中において
は、再結晶化アルミニウムマトリツクス中におけ
るよりも一層迅速に拡散するが、この理由は転位
やその他の格子欠陥に沿つて拡散が増大されるか
らである。 従つて中間焼鈍段階後に、固溶体状の残部Mn
含量は、約0.2％以下であり、この低い残留Mn含
量は中間焼鈍以後の冷間圧延の後に行われる最終
焼鈍において何らの困難（問題）も引き起こさな
い。 高Mn含量、鋳造方法および熱処理（スラブ焼
鈍、スラブ焼鈍後の冷間圧延、実質的な再結晶な
しの中間焼鈍等）の組合せ故に、本発明の板製品
は約0.1〜約２ミクロンの平均粒子寸法の金属間
粒子を有するサブグレイン構造の微細粒（結晶
粒）によつて特徴づけられ、また所定の最終焼鈍
温度範囲（約250〜450℃）にわたつて小さい勾配
の降伏強度曲線（添付図参照）を有することによ
つて特徴づけられる。この小さい勾配は結果の再
現性の点から有利であり、最終焼鈍時間および／
または温度の小さな変動は、大きく変わつた性質
を与えないからである。特に、本発明の方法によ
れば、ストリツプ鋳造（例：ツイン・ロール鋳
造）スラブから、強度および変形性（すなわち成
形性；伸び率で示される）の特性を兼備したAl
―Mn合金板の製造が可能であり、それらの特性
は、合金を比較的厚いインゴツトとして鋳造し、
次いで連続的に熱間および冷間圧延する工程を含
む高コストルートの慣用法により作られた一層稀
薄なAl―Mn合金の板の特性と少なくともほぼ等
しいものである。本発明の方法は、硬質箔容器に
することができる板材を製造するのに非常に適当
である。あるいは本発明方法は、前述の慣用の厚
いインゴツトから製造される板材よりもすぐれた
強度を有し、それにもかかわらず変形性（成形
性）をほとんど犠牲としない板材を作るのにも使
用することができる。さらには、中間焼鈍工程後
の材料（すなわち本発明の完全な方法における中
間焼鈍後の冷間圧延および最終焼鈍工程を受けて
ない材料）は、それ自体が多くの場合において有
用な板材製品である。 特定した如き範囲内のMn含量のAl合金をツイ
ン・ロール鋳造機（本発明方法において使用する
のに好ましいタイプの鋳造機）によつて鋳造する
ことは、英国特許第4111721号明細書に既に記載
されているが、次の加工過程においてはその材料
は、沈澱粒子の寸法を大きな寸法にまで増大する
ことを意図された特別な焼鈍処理に付されるの
で、再結晶温度よりも低い温度において実施され
る本発明方法の中間焼鈍に相当する熱処理はな
い。 英国特許第3930895号明細書においては、本発
明において意図する如き範囲の高Mn含量である
が、0.75〜1.75％の範囲のMg含量をも有するAl
合金を、これもまたツイン・ロール鋳造機によつ
て鋳造することが記載されているが、鋳造された
スラブは次いで高温処理に付して、沈澱粒子を団
粒化させて４〜12ミクロンの範囲の粒大な寸法と
する（本発明方法におけるスラブ焼鈍と反対の目
的）のであるから、冷間圧延後の後続の焼鈍にお
いて最大限のMn沈澱を達成するのには効果的で
ない。 本発明のさらに別の特徴および利点は以下に述
べる詳しい説明で一層明かとなろう。 本発明方法は、下記の組成（一般的および好適
な範囲および限度）を有するアルミニウム合金の
スラブをストリツプ鋳造する工程を含んでいる。

【表】

【表】 本発明の好ましい特定の具体例においては、使
用される合金は1.5〜1.8％のMn、0.1〜0.3％の
Fe、約0.1％のSiおよび0.03％未満のMgを含んで
いる。 本発明において使用される合金はAl―Mn合金
であると考えることができる。なんとなれば、こ
れらの合金において形成される金属間相は主とし
てAl―Ｍインタ―メタリツクであり、かつマン
ガンは主要合金元素であるからである（しかし場
合によつては亜鉛が主要合金元素となりうる可能
性の例外があるけれども、亜鉛は所望の寸法範囲
における粒子としての金属間相の沈澱に効果を与
えない）。 ツイン・ロール鋳造機では鋳造物の微細構造の
著しくすぐれた均一性が達成されるので、本発明
の鋳造工程はツイン・ロール鋳造機で実施するの
が好ましい。ツイン・ロール鋳造機を用いる場合
には、鋳造ロールのニツプ中でスラブの少量の熱
間圧下加工がなされるが、鋳造機のこのような固
有の効果を別として、スラブは、通常、冷間圧下
加工前に何らの熱間圧延も受けない。本発明の説
明のための前述の具体例において、連続スラブを
得るためにハンター・エンジニヤリング・カンパ
ニイ製の前述の特定タイプのツイン・ロール鋳造
機で鋳造工程を実施できる。スラブの寸法は例え
ば厚さ7.6mmおよび巾1420mmである。 熱間圧延後（もし行われるならば）および何ら
かの冷間加工前に、本発明方法ではスラブは１〜
24時間450〜550℃（好ましくは500〜550℃）の範
囲内の温度に加熱することにより、合金のマンガ
ンのほとんどを平均粒寸法約0.1〜２ミクロン
（典型的には約0.5ミクロン）を有する富マンガン
金属間粒子に沈澱させる。スラブをツイン・ロー
ル鋳造機で鋳造する場合には、その鋳造工程に引
き続く熱間圧下加工を行わずに、そのスラブを鋳
造されたままの状態でスラブ焼鈍操作を付す。こ
の加熱工程は、ストリツプ鋳造スラブ加熱のため
の慣用の装置で行うことができる。前記の例にお
いては、スラブ焼鈍工程はスラブを500℃で２〜
４時間加熱することにより実施する。 スラブ焼鈍工程後、そして何らの中間の熱間加
工を行うことなく、スラブを慣用的な方式で冷間
圧延して、その厚味を少なくとも30％減ずる。こ
の初期冷間圧延工程は、前記特定例においては、
加工材料を初期の鋳造時の厚さ7.6mmから0.76mm
の厚さにまで減厚するように実施する（すなわち
90％の冷間圧下率である。） この初期冷間圧延段階に引き続き、加工材を約
250〜約450℃の範囲内の温度において加熱するこ
とにより中間焼鈍するが、この際にはアルミニウ
ムマトリツクス中の固溶体状のマンガンの量を、
マトリツクスの重量の約0.2％以下にまで低減し、
しかも加工材が実質的に再結晶しないように維持
するような時間および温度条件下で実施する（す
なわち中間焼鈍材料が約20容量％以上の再結晶粒
を含まないようにする）。 中間焼鈍工程における「再結晶温度」とは材料
を、ある特定の時間にわたつて実質的に再結晶を
起こさないように維持して（再結晶粒を20％以下
になるように維持して）、加熱しうる最高温度を
意味する。一般的に言つて、本発明の中間焼鈍工
程は、選定された個々の中間焼鈍時間にわたつて
再結晶温度より低い温度（前記の範囲内）に材料
を加熱することにより行われる。再結晶温度は、
時間に従属して変るものであること、すなわち広
範囲にわたつて焼鈍時間が短くなれば再結晶温度
は高くなるという関係にあることは了解されよ
う。所与の中間焼鈍時間については、再結晶温度
は、中間焼鈍されるべき個々の合金組成と前処理
（特にスラブ焼鈍操作）とに依存して変りうる。
従つて、約２時間の中間焼鈍時間の間に、中間焼
鈍工程のための上記温度範囲の高い部分（例えば
425℃付近）の温度は、ある種の材料（特に500℃
よりも実質的に高い温度でスラブ焼鈍されたも
の、または比較的に高い鉄含量であるもの）の再
結晶温度よりも高いことがありうる。しかし、高
マンガン含量（1.7％およびそれ以上）および低
鉄含量（0.2％以下）であると、425℃で２時間加
熱したときに再結晶は起こらない。多くの材料お
よび予め選択された中間焼鈍時間についての再結
晶温度は、簡単な実用試験および処理試験片の検
査によつて容易に決定できる。このようにして一
旦再結晶温度が決定されると、再結晶温度より低
いが前述の温度範囲内にある中間焼鈍温度が選定
されうる。 本発明の中間焼鈍工程は適宜な方法（方式）で
実施することができ、例えば冷間圧延ストリツプ
の高速連続焼鈍として、または１個のバツチのコ
イルの低速バツチ焼鈍として行うことができる。
本発明の前記特定例においては、中間焼鈍は約２
時間にわたり300〜350℃の温度で加熱することに
よりバツチ焼鈍として行われる。本発明の中間焼
鈍工程の次には好ましくは、さらに冷間圧延段階
を設けて材料の厚さを減じて（この場合に約30％
以上）、所望の最終板厚にする。上記の本発明の
好ましい態様例においては、この冷間圧延操作に
よつて板は0.76mmから0.1mmの最終厚にまで減小
される（すなわち冷間圧延率約87％）。 この最終厚の板は次いで最終の部分的または完
全焼鈍（典型的には約２時間にわたり約250〜約
400℃の温度）に付される。前述の本発明の特定
例において、この工程は板を２時間約300〜350℃
の温度に加熱することによる最終部分焼鈍処理と
して行われる。 上述のようにして作られる本発明の製品は、微
細なグレインまたはサブグレイン寸法を有し、そ
して制御された部分焼鈍応答（すなわち高再結晶
温度）および小勾配の降伏強度／焼鈍温度曲線を
有する変形可能すなわち成形可能な板（0.1〜２
ミクロンの平均粒子寸法のAl―Mn金属間粒子を
含む）である。従つて良好な降伏強度および延性
を兼備している。本発明は慣用の厚い直冷鋳造イ
ンゴツトから、連続する熱間およ冷間圧延操作に
よつて作られる一般的な箔合金と実質的に同等な
強度および成形性を兼備した板を製造するように
実施できる。また例えば最終焼鈍を低い温度で実
施することにより、ほとんど成形性を犠牲にする
ことなく高い降伏強度を有する板を作ることも可
能である。本発明の板製品は、硬質箔容器および
深絞り調理器具等の製造に非常に満足すべきもの
であることが判明した。 連続する複数の冷間圧延段階の間の非再結晶化
中間焼鈍の実施は、微細結晶粒の完全焼鈍シート
の製造のために必須である。非結晶化条件下にお
ける中間焼鈍も、材料が箔（0.15mmまたはそれ以
下）にまで減厚されるべきときに、本発明の有利
な結果を得るために必要である。減厚加工が余り
苛酷でない場合および部分的最終焼鈍（例えば連
続する冷間圧延段階の間の中間焼鈍）のみが与え
れる場合の板製品の場合には、そのような処理は
製品の延性を向上改善する傾向がある。それにも
かかわらず、中間焼鈍処理を受けた材料自体（し
かし次の冷間圧延および最終焼鈍処理を受けない
材料自体）も、種々の目的のために有用な製品を
なす。従つて有用な板製品は、特定組成の合金を
ストリツプ鋳造してスラブとし、スラブ焼鈍し、
所望の最終厚まで冷間加工し、最終厚において中
間焼鈍する（しかしその中間焼鈍後の冷間圧延お
よび最終焼鈍は行わない）工程によつて製造でき
る。そのような場合に「中間焼鈍」は、実質的に
は冷間圧延製品板の最終的な部分焼鈍である。 本明細書で用いられる「平均粒子寸法」とは、
例えば英国特許第3989548号明細書に記載の方法
により測定される平均粒子直径を指称するものと
する。 本発明をさらに説明するために以下実施例を挙
げる。 実施例 １ 1.7％のMn、0.2％のFe、0.1％のSiおよび0.03
％のTi（結晶粒精練剤）を含むAl―Mn合金を、
ハンター・エンジニヤリング・カンパニイ製のツ
イン・ロール鋳造機で7.6mm厚のスラブの形に鋳
造した。鋳造した状態のスラブのいくつかのコイ
ルを、加熱によりスラブ焼鈍し、次いで鋳造厚の
7.6mmから0.76mmまで冷間圧延（90％減厚）し、
中間焼鈍し、さらに冷間圧延して0.09mmの最終箔
厚にし、そして最終焼鈍した。これらの熱処理
（スラブ焼鈍、中間焼鈍、および最終焼鈍）は、
それぞれのコイルで変えたが、それらはすべて本
発明に従つた条件で行ない、下記の表に示す
種々の熱処理の組合せにより本発明のアルミニウ
ム合金板のコイル（Ａ―１、Ａ―２、Ｂ―１およ
びＢ―２）を作つた。 スラブ焼鈍段階の後に各試験片を試験して、意
図した焼鈍（温度／時間）条件が被試験材料につ
いての再結晶温度以下であつたことを調べた。

【表】 〃 〃 〃
試験の際に、得られた板の結晶粒寸法またはサ
ブグレイン寸法は25ミクロン以下であること、お
よび金属間粒子の平均寸法は２ミクロン以下であ
り従つて板は粗大な金属間粒子を実質的な含まな
いことが判明した。スラブ焼鈍段階の後に金属間
粒子の平均寸法は約0.5ミクロンであると推定さ
れ、そして引き続く中間焼鈍および最終焼鈍にお
いて、これらの粒子の寸法は制御下に増大した。 上記四つのコイルからのシートを、ダイスを用
いて困難なく硬質箔容器に成形した。 四つのコイルＡ―１、Ａ―２、Ｂ―１およびＢ
―２の性質を下記の表に示す。

【表】

【表】 さらに比較するために、Al―Mn（1.1％）合金
から慣用法により（すなわち厚い直冷インゴツト
を鋳造し、熱間圧延および冷間圧延により減厚し
て）作つた標準的な0.09mmの完全焼鈍箔の性質は
下記の通りである。 極限引張り強度 9.8〜11.2Kg／mm² 降伏強度 3.8〜5.2Kg／mm² 伸び率 16〜22％ エリクセン 7.1〜7.4mm 添付図のグラフは、コイルＢの平均降伏強度
（表に示したものおよびその他の焼鈍温度で得
られた値）を焼鈍温度に対してプロツトしたもの
である。このグラフは低勾配の降伏強度／焼鈍温
度曲線を示す。これは本発明により作られるアル
ミニウム合金板について特徴的なものである。 実施例 ２ 下記の組成（Ｄ，Ｅ）の合金の7.5mm厚のスラ
ブをツイン・ロール鋳造機で鋳造した。

【表】 それぞれのスラブ（Ｄ，Ｅ）を500℃で２時間
スラブ焼鈍し、7.5mmから3.8mmへ冷間圧延し（49
％減厚）、次いで２時間400℃で加熱することによ
り非再結晶化中間焼鈍し、再び3.8mmから２mmへ
冷間圧延し、そして２時間400℃における最終部
分焼鈍に付した。得られた板の性質は下記の表
に挙げられている。

【表】 スラブ焼鈍後および中間焼鈍処理後のAl―Mn
金属間粒子寸法のそれぞれは、実施例１の板で得
られた値と同様であつた。ここで得られた板は同
様な結晶粒構造を示した。

【図面の簡単な説明】

添付図面は、実施例１のコイルＢから得られた
板についての焼鈍温度（横軸、℃）と降伏強さ
（縦軸、Kg／mm²）との関係を示すグラフである。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ (a) 必須成分として1.3〜2.3％のMn；任意
   成分としてそれぞれ0.5％未満のFe、Mgおよび
   Cu、0.3％未満のSi、2.0％未満のZn、それぞれ
   0.1％未満のZr、CrおよびTi、それぞれ0.3％未
   満合計1.0％未満のその他の元素；ならびに残
   部のAl；を含むアルミニウム合金の約25mmよ
   り小さい厚味のスラブをストリツプ鋳造し、 (b) 何らかの冷間圧下加工の実施前にその材料を
   スラブ状のまま焼鈍し、その際にはMn含量の
   少なくとも50％が焼鈍終了時において0.1〜２
   ミクロンの平均粒度の金属間粒子の形で沈澱す
   るに足る時間にわたり加熱することにより焼鈍
   処理を行い、 (c) スラブ状焼鈍材料を冷間圧延してその厚さを
   少なくとも30％減じ、 (d) 冷間圧延材料をその再結晶温度よりも低い温
   度において固溶体状の残留Mnをアルミニウム
   マトリツクスの0.2重量％以下にまで減ずるに
   足る時間にわたつて加熱することにより中間焼
   鈍する、 一連の工程を含むアルミニウム合金板の製法。 ２ 中間焼鈍された材料を、 (a) 所望の最終厚味のシートを与えるようにその
   厚さをさらに減少させるため１回またはそれ以
   上の追加の冷間圧延を行い、 (b) それぞれの該追加圧延処理後に材料を焼鈍す
   る、 ことからなる追加工程に付すことを特徴とする特
   許請求の範囲第１項記載の方法。 ３ スラブ焼鈍工程は約450℃〜約550℃の範囲内
   の温度で実施することを特徴とする特許請求の範
   囲第１または２項記載の方法。 ４ 鋳造工程は材料を冷却ロールの間で連続的に
   鋳造処理することにより実施し、その冷却ロール
   によつて鋳造金属材料の熱間圧下加工をも行つて
   残留ひずみを生じさせることを特徴とする特許請
   求の範囲第１，２または３項に記載の方法。 ５ 鋳造スラブをスラブ焼鈍処理前に熱間圧延に
   付すことを特徴とする特許請求の範囲第１項記載
   の方法。 ６ 合金のMnおよびFe含量は、Mnが1.5〜1.8％
   そしてFeが0.1〜0.3％の範囲である特許請求の範
   囲第１〜５項のいずれかに記載の方法。