JPH0379718A - 表面性状と加工性に優れた複合組織熱延高張力鋼板の製造方法 - 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〕 本発明は主に自動車の足班り部品等に使用される高張力
熱延鋼板で、特に表面性状と加工性に優れ、かつ引張強
さが５０ｋｇｆ／ｍｍ２以上の、複合組織熱延鋼板の製
造方法に関する。

〔従来の技術及びその問題点〕

近年、自動車産業界等においては、省エネルギー、省資
源といった観点から、部材の板厚を薄くして軽量化をは
かることが検討されており、このための鋼板の高張力化
が要望されている。一方鋼板の高張力化はプレス等の加
工を困難にすることから、プレス底形が比較的容易な低
降伏比型複合組織（Ｄｕａｌ　Ｐｈａｓｅ）高張力鋼板
が注目されている。

一般にこの複合組織高張力鋼板は特開昭５８−６９３７
号公報、特開昭５６−１６６２４号公報等に示されるよ
うにＰやＳｉを添加することにより、熱間圧延終了後に
充分なフェライトを生威し、未変態のオーステナイトを
その後の急冷・低温巻取によってマルテンサイトにする
方法で製造されている。

しかし、Ｐ添加系ではＰが偏析し易く、しかも焼入れ性
を高めるため、最適な量と形態のマルテンサイトが得ら
れず、その結果として材質バラツキが大きくなったり、
中心偏析による加工割れが生じ易いといった欠点があっ
た。

これに対しＳｔ添加系ではＰ添加系に比べ材質バラツキ
は比較的少ないが、Ｓｉスケールと呼ばれるスケールが
鋼板表面に生じ、このＳｉスケールは熱延ままの鋼板表
面に赤褐色の雲形模様を呈して外観を損ねるという問題
点があった。更に、このＳｉスケールは鋼板の地鉄に凹
凸を作っているため、酸洗後塗装しても雲形模様が観察
され外観不良となることがある。特に近年は塗装の厚み
を低減する方向にあるとともに、塗装色として白色系も
多用されるため、鋼板地鉄の模様が従来以上に浮き出や
すくなってきたことから、雲形模様の低減が強く要望さ
れている。そこで、この雲形模様の原因たるＳｉスケー
ル低減のため、従来より鋼中のＳｔをできるだけ下げ、
加熱温度を下げる方法がとられていた０例えば、特開昭
５８−６９３７号公報記載の発明ではＳｉの含有量が０
．２５ｗｔ％より多いと鋼板の表面性状が劣化すること
から、Ｓｉの上限を０．２５−ｔ％に規制している。し
かし、通常の熱延においてＳｉスケールを安定して皆無
にするにはＳｔを０．０４％以下程度にせざるをえない
のが実状であり、このような低Ｓｉ威勢で複合組織高張
力鋼板を製造するにはＴｉ、　Ｎｂ等の元素の添加を必
要とし、良好な材質を安定して得ることが困難であった
。又、低温加熱はＳｉスケール低減に有効ではあるが、
Ｓｉ添加鋼においてＳｉスケールを皆無にするにはかな
り低い温度に管理する必要があり、仕上圧延温度の確保
が困難となり、材質劣化あるいは形状劣化を招くととも
に熱延の作業性を損ねる。このため、仕上圧延温度の確
保と低温加熱は両立しがたく、操業上Ｓｉスケールの散
発が免れなかったのが実状である。

更に、複合組織を安定して得るにはできるだけ巻取温度
を低くすることが有効であるが、スラブに中心偏析があ
る場合は、低温巻取材ではプレス時に２枚板状の割れを
起こすことがあるといった欠点があった。

〔発明が解決しようとする課題〕

本発明は、上記のような欠点を解消し、加工性に優れ、
しかも雲形模様のない表面性状に優れた複合組織高張力
熱延鋼板を安定して製造し得る方法を提供することを目
的とするものである。

〔課題を解決するための手段〕

本発明者らは上記の課題を解決するため種々検討を重ね
た結果、以下の知見を得た。

■　低温巻取にて製造された複合組織高張力熱延鋼板は
通常のフェライト・パーライト組織鋼板に比べて中心偏
析の影響を強く受け、プレス時の２枚板状の割れはこの
中心偏析部にトラップされた水素による割れであること
を見出した。これは、通常の５００〜６００℃巻取では
コイルの状態で高温に保たれるため、この間に鋼中の水
素が鋼板外に十分放出され得るのに対し、低温巻取では
鋼中水素の放出が起こりにくいためであり、このような
割れを防止するには、偏析の原因になり得るＰ添加を避
けたＳｉ添加成分系とし、製鋼段階で水素量を低減する
と同時に連続鋳造時も偏析しにくいように鋳造温度を制
限することが必要である。

■　雲形模様に対しては、Ｓｉスケールの低減ではなく
、むしろＳｉスケールを鋼板全面に均一に発生させれば
雲形模様をなくすことが可能であり、この方法によれば
Ｓｔ添加が可能になるとともに極端な低温加熱が不要に
なり仕上圧延温度の確保が容易になり、熱延の作業性も
改善される。

本発明は以上のような知見に基づくものであり、その要
旨は以下のとおりである。

（１）　　Ｃ：　０．０３〜０．１５ｗＬ％、Ｓｉ：１
．１〜２．０ｗｔ％、Ｍｎ　：　０．５〜２．０ｗｔ％
、Ｐ：０．０２５ｗｔ％以下、Ｓ：０．０１ｗｔ％以下
、Ｈ：　０．０００５ｗｔ％以下、Ａ！：０．００５〜
０゜１ｗｔ％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的元素か
らなる鋼を溶製し、鋳造温度ＴＤ（℃）を １５４２　　（５５×Ｃ（ｗｔＸ）＋８０×Ｃ（ｗｔ％
）２＋１３×Ｓｉ（ｗｔＸ）＋４．８　×Ｍｎ（ｗｔＸ
）　｝≦ＴＤ（℃）≦１５９２　　（５５×Ｃ（ｗｔＸ
）十８０×Ｃ（ｗｔ％）２＋１３×Ｓｉ（ｗｔＸ）＋４
．８×Ｍｎ（ｗｔＸ））−・−・・−・−■ ０式で規定する範囲内で連続鋳造してスラブとした後、
加熱炉にてスラブ表面温度１１００℃以上に加とした後
、加熱炉にてスラブ最高表面温度をＴ（℃）としＴ−６
０（℃）以上の温度となる在炉時間をｔ（分）とすると
Ｔ≦−２，７５ｔ＋１４２０となるようにし、その後の
熱間圧延において１回以上のデスケーリングを行なった
後、８００〜９００℃で圧延を終了し、２５０℃以下で
巻取ることを特徴とする表面性状と加工性に優れ、かっ
引張強さが５０ｋｇｆ／ｍｍ２以上の、複合組織熱延鋼
板の製造方法。

、（２）　　Ｃ：　０．０３〜０．１５ｗｔ％、Ｓｉ：
１．１＝２．０ｗｔ％、Ｍｎ　：　０．５〜２．０ｗｔ
％、Ｐ：０．０２５ｗｔ％以下、ｓ　：　ｏ、　ｏ　ｉ
特ｔ％以下、Ｈ：　０．０００５ｕｔ％以下、Ａｊ　：
　０．００５〜０．１ｅｙｔ％を含有し、更にＣｒ　：
　０．０５〜０．５ｗｔ％、Ｃａ　：　０．０００５〜
０．０１００ｗｔ％の１種以上を含有し、残部がＦｅ及
び不可避的元素からなる鋼を溶製し、鋳造温度ＴＤ（℃
）を １５４２−　（５５×Ｃ（ｗｔＸ）＋８０×Ｃ（ｗｔＸ
）　”＋１３　Ｘ　Ｓｔ　（ｗｔＸ）　＋４．８　×Ｍ
ｎ（ｗｔｌ）　｝≦ＴＤ（℃）≦１５９２−　（５５×
Ｃ（ｗｔＸ）＋８０×Ｃ（ｗｔＸ）　”＋１３×Ｓｉ　
（ｗｔＸ）　＋４．８×Ｍｎ（ｗｔり　）−・−−−−
−−一・−・・■ ■弐で規定する範囲内で連続鋳造してスラブとした後、
加熱炉にてスラブ表面温度１１００℃以上に加とした後
、加熱炉にてスラブ最高表面温度をＴ（℃）としＴ−６
０（℃）以上の温度となる在炉時間をｔ（分）とすると
Ｔ≦−２，７５ｔ＋１４２０となるようにし、その後の
熱間圧延において１回以上のデスケーリングを行なった
後、８００〜９００℃で圧延を終了し、２５０℃以下で
巻取ることを特徴とする表面性状と加工性に優れ、かっ
引張強さが５０ｋｇｆ／ｍｍ２以上の、複合組織熱延鋼
板の製造方法。

〔作　用〕

本発明における成分及び熱延条件の限定によりもたらさ
れる作用を以下に述べる。

Ｃは複合組織中のマルテンサイトの体積率を増加させ、
強度を高める作用があり、このため少なくとも０．０３
ｗｔ％を必要とし、一方０゜１５ｗｔ％を超えると加工
性及び溶接性の劣化が大きいので０．０３〜０．１５ｉ
１ｔ％の範囲に限定される。

Ｓｔはその量が多いほどフェライト変態を促進させ、未
変態オーステナイト中のＣ濃度を上げ複合組織を生成し
やすくなると共に、本発明のもう一つの目的であるＳｉ
スケールの鋼板全面への均−発生化に最も重要な元素で
ある。即ち、Ｓｉが１．１ｗｔ％未満では熱延中にＳｉ
スケールの一部が剥離し、熱延後雲形状のＳｉスケール
が残る。Ｓｉが１．１ｗｔ％以上で、かつ後に述べる加
熱温度条件で製造すれば熱延後も鋼板全面にＳｉスケー
ルが均一に残り、酸洗後も雲形模様は見られなくなる。

このためＳｉの下限は１．１ｗｔ％に限定する必要があ
るが、好ましくは１．２５ｗｔ％以上とする。上限の設
定は、Ｓｉスケールの均一化の点では必要ないが、Ｓｉ
の増加はスケールオフ量を増加させ歩留りの低下を招く
と共にコスト増となるので上限を２．０ｔｓｔ％とした
。

尚、複合組織を安定して得るにはＳｔ含有量が１．１〜
２．０ｗｔ％であれば、十分である。

更にＳｉと雲形模様との関係について詳述する。

先ず、加熱時に鋼中のＳｉがスラブ表面に濃化し、地鉄
との密着性が良いファイアライト（Ｆｅ、Ｓｉｇｎ）が
生成する。このファイアライトは熱延及び熱間デスケー
リングによっても剥離が完全になし得ないため、剥離部
と未剥離部（Ｓｉスケール）が生じる。この未剥離部は
熱延時に地鉄と共に圧延方向に展伸され、剥離部（黒色
）と異なる赤褐色を呈するため、熱延ままでは赤褐色の
雲形模様となる。

更に、ファイアライト未剥離部（Ｓｉスケール部）は剥
離部よりスケール厚みが厚い状態で熱延されるため、熱
延後の鋼板の地鉄断面は、ファイアライト未剥離部は凹
に、剥離部は凸になっている。

二〇地鉄の凹凸は酸洗後でも残るため、鋼板表面の段差
として雲形模様は残ることになる。このように雲形模様
はファイアライト未剥離部と剥離部とが生じることに起
因する。本発明はファイアライトの密着性を上げること
で熱間でのファイアライトの剥離を防止し、仕上圧延後
も鋼板全面に均一なファイアライトを残すことを基本技
術としている。

第１図にＳｉ量・スラブ加熱温度と表面性状との関係を
示す。Ｓｉ以外の化学成分は本発明範囲内であり、加熱
条件はＴ≦−２，７５ｔ＋１４２０の範囲内とし、粗圧
延時及び仕上圧延直前にデスケーリングを行った。鋳造
温度（ＴＤ）は■式の範囲内であり、仕上終了温度は８
００〜９００℃１巻取は２５０℃以下で行った。第１図
より、加熱温度が１１００℃以上で、かつＳ１１．１　
ｗｔ％以上の場合に全面均−Ｓｉスケールとなり雲形模
様がなくなることがわかる。これは、Ｓｉが１．１ｗｔ
％未満の場合は加熱時のスラブ表面へのＳｉ濃化が十分
でないために、ファイアライトの地鉄との密着性が十分
でなく、熱延又は熱間デスケーリング時にファイアライ
トの一部が剥離され雲形模様が残り、一方Ｓｉが１．１
ｗｔ％以上になるとスラブ表面へのＳｉ濃化が十分に行
なえるようになり、ファイアライトの地鉄との密着性が
上がり、仕上圧延後も鋼板全面に均一なファイアライト
を残すことが可能となるためである。

尚、表面性状は熱間圧延・巻取終了後、酸洗前に幅端部
の１０ｍｍ及び長手方向端部より５００ｍを除いたコイ
ルの全幅・全長の表裏面を目視観察し、赤褐色のＳｉス
ケールに全面が覆われ黒色スケールのないもの（全面均
−Ｓｉスケール）を合格とし、赤褐色と黒色のスケール
がまだら状（雲形模様）になっているものは不合格とし
た。ここで全面均−Ｓｉスケールとなったものは酸洗後
も雲形模様は皆無である。尚、加熱温度が低い場合は大
部分は黒色のスケールとなるが、Ｓｉスケールが散発し
く面積率５〜１５％）酸洗後もこれが雲形模様として残
ったため不合格とした。

Ｍｎは０．５ｗｔ％未満ではマルテンサイトが得られな
いので０．５ｗｔ％以上必要である。しかしＭｎが多す
ぎるとフェライト変態を抑制しベイナイト変態を助長す
るとともにコスト高となるので上限を２．０ｗｔ％とし
た。

Ｐ、Ｓは加工性・溶接性等を劣化させるとともに、偏析
を助長する。従ってこれらの量は低い方が良く、Ｐは０
．０２５賀ｔ％以下、Ｓは０．０１吋％以下とした。好
ましくはＰは０．０２ｗｔ％以下、Ｓは０．００５ｗｔ
％以下とする。

Ｍは脱酸材として有効であるが、０．００５ｗｔ％以上
でその効果が発揮される。しかし、０．１ｗｔ％を超え
て使用することは介在物の増加をもたらし好ましくない
ため０．１ｗｔ％以下とした。

Ｈは中心偏析部にトラップされ、割れの原因となること
から上限を０．０００５Ｈｔ％とした。

なお、第２項の発明においては、前記成分元素の他にさ
らにＣａおよびＣｒが添加される。

Ｃａは介在物の形状を調整し、冷間加工性を改善する作
用があるが、０　、０００５ｗ　ｔ％未満ではその効果
を得ることができず、一方０．０１００ｗｔ％を超える
と介在物の量を増やし、かえって冷間加工性を損なうこ
とから０．０００５〜０．０１００ｗｔ％に限定した。

Ｃｒはオーステナイトの安定化に寄与し、複合組織化に
有効であり、０．０５ｗｔ％以上でその効果が発揮され
るため下限を０．０５ｓｍｔ％とした。０．５ｗｔ％を
超える添加は経済的でないため上限を０．５ｗｔ％とし
た。

連続鋳造時の鋳造温度（ＴＯ）は中心偏析を軽減するた
めに下記■式で規定される範囲にする必要がある。

１５４２　　（５５×Ｃ（ｗｔＸ）＋８０×Ｃ（ｗｔ％
）２＋１３×Ｓｉ（ｗｔＸ）＋４．８　　×Ｍｎ（ｗｔ
Ｘ））　　２１口（℃）≦１５９２−　　（５５×Ｃ（
ｗｔＸ）＋８０×Ｃ（ｗｔχ戸＋１３×Ｓｉ（＋ｍｔχ
）＋４．８×Ｍｎ（ｗｔＸ））・−・・−・−一−−−
−−−■ 鋳造温度（ＴＤ）が０式の上限を越えると中心偏析が急
増しプレス時の割れが多発するようになる。−方下限未
満では凝固温度にあまりにも近すぎるため鋳造作業が困
難になる。

次に熱延条件について述べる。

先ず、スラブ加熱温度は１１００″Ｃ（スラブ表面温度
）以上とし、その際のスラブ最高表面温度をＴ（℃）と
しＴ−６０（℃）以上の温度となる在炉時間をｔ（分）
とするとＴ≦−２，７５ｔ　＋１４２０となるようにす
る必要がある。先に述べたように、本発明の目的のため
にはファイアライトを鋼板全面に均一に発生させ、かつ
熱延時に剥離しないよう地鉄との密着性を上げる必要が
ある。そのためにスラブ加熱の温度と時間の制限が必要
となる。

第２図にスラブ加熱温度・在炉時間と熱延後の表面性状
との関係を示す。ここで用いた鋼は化学成分０．０６ｗ
ｔ％Ｃ−１゜３５ｗｔ％Ｓｉ　　１．１８ｗｔ×Ｍｎ　
−０，０１５ｗｔ％Ｐ　　０．００２ｗｔ％Ｓ　　０．
１２ｗｔ％Ｃｒ０．０３６ｅｙｔ％Ａ　ｌ　−０，００
２３ｗｔ％Ｃａ　−０，０００２ｗｔ％Ｈ１鋳造温度（
ＴＤ）は０式の範囲内であり、仕上圧延温度８００〜９
００″Ｃ５巻取温度２５０℃以下にて製造した。又、表
面性状の評価方法は第１図と同様とした。第２図よりわ
かるように、加熱温度１１００℃未満及びＴ＞−２，７
５ｔ＋１４２０では鋼の表面はＳｉスケールによる雲形
模様を呈しているのに対し、加熱温度１１００℃以上か
つＴ≦−２，７５ｔ＋１４２０では雲形模様はなく鋼板
全面に均一なスケール外観となっている。これは、加熱
温度１１００℃未満ではファイアライトの生成量が十分
でなく剥離しやすいためであり、一方Ｔ＞−２，７５ｔ
＋１４２０ではガス放出の増加等によるスケール層の割
れ及び剥離が進むためにスケールの密着性が劣化したた
めである。尚、加熱温度の上限は−２，７５ｔ　＋　１
４２０で規定されるが、経済性を考慮すると１３５０℃
以上は避ける方が望ましい。

又、加熱条件はＴ−Ｔ−６０（℃）間の温度と時間を規
制すればよい。これは上述したスケールの特性は最高温
度付近の温度と時間に律速されるためである。

次に熱間圧延中に１回以上のデスケーリングを行う必要
がある。これはスケール傷の発生防止とスケール面の均
一化のためである。このデスケーリングは高圧水や縦ロ
ールによる応力付加等の通常の方法でよい。

熱間圧延は通常の方法で良いが、複合組織化し、材質を
確保するため圧延終了温度は８００〜９００℃とする。

圧延終了温度が９００″Ｃを越えるとオーステナイト結
晶粒が十分細粒とならず、粗大なベイナイトが増加し、
低降伏比が得られなくなる。

−前圧延終了温度が８００℃未満になると加工組織が増
加し、伸びが劣化する。

巻取温度は２５０℃以下とする。これは２５０℃を越え
るとマルテンサイトが十分得られなくなり、降伏比が上
昇するためである。巻取温度の下限は特に規制の必要は
ないが、コイルが長時間水濡れ状態にあると錆による外
観不良が懸念されるため、５０℃以上が望ましい。

（実施例） 第１表に示す化学成分組成の鋼を溶製後■式の範囲内で
連続鋳造してスラブとし、加熱炉に挿入し、熱間圧延を
行い３．５圓厚に仕上げた。デスケーリングは、粗圧延
時及び仕上圧延直前に行った。

熱延条件と機械的性質・表面性状を第２表に示す。

引張試験はＪＩ９５号試験片で圧延方向に直角な方向で
行った。鋼Ａ−Ｄは本発明成分の鋼であり、ＭＥ、Ｆは
いずれもＳｔが本発明の範囲外である。

第２表のうちＮα１〜４は本発明の範囲内であり、いず
れも強度５０ｋｇｆ／ｍｍ２以上の複合組織であり、低
降伏比と良好な伸びを有すると同時に、表面性状も良好
である。Ｎα５，６は加熱条件・熱延条件とも本発明範
囲内であり、いずれも複合組織にはなっているが、５ｉ
ｉｉが低すぎるため表面性状が悪い。随７は加熱条件が
本発明の範囲外であるために表面性状が悪い。Ｎα８は
巻取温度が高すぎるために複合組織にならず、降伏比が
高くなっている。

Ｎｏ、９は加熱温度が低すぎるために表面性状が悪く、
また仕上終了温度が低すぎるために加工フェライト組織
となり降伏比が高く伸びが低い。尚、表面性状の評価方
法は第１図の方法と同じである。

次に、第３表にＨ含有量及び鋳造温度が本発明の範囲外
の場合の実施例を示す。仕上板厚は３，５鵬、引張試験
は第２表と同じ（ＪＩＳ５号試験片で圧延方向に直角な
方向で行った。

Ｐ鋼は本発明の範囲内で製造したものであり、組織は複
合Ｍｉ織となり良好な加工性を有する。−方、Ｑ鋼は複
合組織にはなっているが、Ｈが高く鋳造温度が高いため
に中心偏析が強く、中心偏析部にＨがトラップされたた
め、プレス不良率が高い。尚、プレス不良率は１３イン
チのホイールディスクに実プレスした際の割れ及びネッ
キングの合計発生率であり、表面性状についてはＰ、Ｑ
両鋼とも全面均−Ｓｉスケールにて雲形模様はなかった
。

〔発明の効果〕

本発明の製造方法によれば、雲形模様のない加工性に優
れた引張強さ５０ｋｇｆ／ｍｍ２以上の複合組織熱延鋼
板を得ることができる。このため雲形模様発生部の切り
捨てや表面手入れが不必要となり、加工時の割れ等も低
減され、歩留りの向上・作業の効率化が可能となる。

【図面の簡単な説明】

第１図はＳｔ量・加熱温度と表面性状との関係を示す図
、第２図はスラブ加熱温度・時間と熱延後の表面性状と
の関係を示す図である。 ０　合格（全面切−Ｓｔスケールにて雲形模様な・シ）
Δ　不合絡むＬスケール散発し、わず゛力Ｘに１形Ｉｓ
ｓ有）Ｘ　不合絡（全面雲形櫻様薯） Ｓｂ８有量（ｗｔ％） ０　合格（全面埒＝Ｓムスケール１；で笠形横縁なし）
Δ　７Ｆ冶中ＥＳＣスケール散茫し、わずかｔ；雪形模
様有）Ｘ　／Ｆ合格性面賞形摸様膚） 最高加ｖ！、星度帯庄炉時間（分） 手続補正書（自発） １、事件の表示 平成１年特許願第２１３０１４号 ２、発明の名称 表面性状と加工性に優れた複合組織熱延高張力鋼板の製
造方法 ３、補正をする者 事件との関係　特許出願人 東京都千代田区大手町二丁目６番３号 （６６５）新日本製鐵株式會社 代表者　齋　　藤　　　　裕 ４、代理人〒１００ 東京都千代田区丸の内二丁目４番１号 ６゜ 補正の対象 明細書２２頁第２表 Ａ３（Ｃ鋼）の−２，７５ｔ ＋　１４２０ （℃）の値「１３３５　Ｊ を １３３７Ｊ に 補正する。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 （１）Ｃ：０．０３〜０．１５ｗｔ％、Ｓｉ：１．１〜
   ２．０ｗｔ％、Ｍｎ：０．５〜２．０ｗｔ％、Ｐ：０．
   ０２５ｗｔ％以下、Ｓ：０．０１ｗｔ％以下、Ｈ：０．
   ０００５ｗｔ％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１ｗｔ％
   を含有し、残部がＦｅ及び不可避的元素からなる鋼を溶
   製し、鋳造温度ＴＤ（℃）を １５４２−｛５５×Ｃ（ｗｔ％）＋８０×Ｃ（ｗｔ％）
   ＾２＋１３×Ｓｉ（ｗｔ％）＋４．８×Ｍｎ（ｗｔ％）
   ｝≦ＴＤ（℃）≦１５９２−｛５５×Ｃ（ｗｔ％）＋８
   ０×Ｃ（ｗｔ％）＾２＋１３×Ｓｉ（ｗｔ％）＋４．８
   ×Ｍｎ（ｗｔ％）｝・・・（１） （１）式で規定する範囲内で連続鋳造してスラブとした
   後、加熱炉にてスラブ表面温度１１００℃以上に加熱し
   、その際のスラブ最高表面温度をＴ（℃）としＴ−６０
   （℃）以上の温度となる在炉時間をｔ（分）とするとＴ
   ≦−２．７５ｔ＋１４２０となるようにし、その後の熱
   間圧延において１回以上のデスケーリングを行なった後
   、８００〜９００℃で圧延を終了し、２５０℃以下で巻
   取ることを特徴とする表面性状と加工性に優れ、かつ引
   張強さが５０ｋｇｆ／ｍｍ＾２以上の、複合組織熱電鋼
   板の製造方法。 （２）Ｃ：０．０３〜０．１５ｗｔ％、Ｓｉ：１．１〜
   ２．０ｗｔ％、Ｍｎ：０．５〜２．０ｗｔ％、Ｐ：０．
   ０２５ｗｔ％以下、Ｓ：０．０１ｗｔ％以下、Ｈ：０．
   ０００５ｗｔ％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１ｗｔ％
   を含有し、更にＣｒ：０．０５〜０．５ｗｔ％、Ｃａ：
   ０．０００５〜０．０１００ｗｔ％の１種以上を含有し
   、残部がＦｅ及び不可避的元素からなる鋼を溶製し、鋳
   造温度ＴＤ（℃）を １５４２−｛５５×Ｃ（ｗｔ％）＋８０×Ｃ（ｗｔ％）
   ＾２＋１３×Ｓｉ（ｗｔ％）＋４．８×Ｍｎ（ｗｔ％）
   ｝≦ＴＤ（℃）≦１５９２−｛５５×Ｃ（ｗｔ％）＋８
   ０×Ｃ（ｗｔ％）＾２＋１３×Ｓｉ（ｗｔ％）＋４．８
   ×Ｍｎ（ｗｔ％）｝・・・（１） （１）式で規定する範囲内で連続鋳造してスラブとした
   後、加熱炉にてスラブ表面温度１１００℃以上に加熱し
   、その際のスラブ最高表面温度をＴ（℃）としＴ−６０
   （℃）以上の温度となる在炉時間をｔ（分）とするとＴ
   ≦−２．７５ｔ＋１４２０となるようにし、その後の熱
   間圧延において１回以上のデスケーリングを行なった後
   、８００〜９００℃で圧延を終了し、２５０℃以下で巻
   取ることを特徴とする表面性状と加工性に優れ、かつ引
   張強さが５０ｋｇｆ／ｍｍ＾２以上の、複合組織熱延鋼
   板の製造方法。