JPH0582458B2 - - Google Patents

Description

【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
れた深絞り性、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Ti、Nb、Ｂ、Zr等
の添加を行なうのが一般的である。従つて鋼中の
Ｃ、Ｎ量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、鋼中のＣ、Ｎ
量が20ppm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つたのに伴い、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つてきた。然し、斯
うした技術的背景に基づいた高深絞り性、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54−12883、特公昭58−
737、特公昭58−49627、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、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。 また、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。 Ti：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TiN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。従つ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、AlのみによつてAlN
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、巻き取り温度
を下げることができる利点がある。また、Ti
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Tiを添加した場合比較的良好な粒成長性
が得られる。然し、Tiは強力な炭化物形成元
素であるため、Ｃ量に対して十分な量添加した
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、Ti添加鋼の場
合は、スラブの表面性状が悪く、手入れが必要
なこと、タンデイツシユ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、特にCGL素材等に適
用する場合はパウダリング性が問題となること
も上げられる。 Nb：NbはＣの固定に寄与する元素であり、Ｎに
関してもNb（Ｃ、Ｎ）の形で固定するがTiほ
どの効果はなく、基本的にはＮはAlNとして
析出させるのが一般的である。またNbは、Ti
に比べてスラブ表面手入れ、タンデイツシユの
ノズル詰まり等の問題に対しては影響は少な
い。これに対し、Nbはオーステナイト相の動
的回復・再結晶挙動を遅滞させる効果が大き
く、熱延仕上げ温度がAr₃以上で十分に確保さ
れない場合は、不均一な微細フエライト組織に
なり易く、冷圧・焼鈍後に十分な材質が得られ
ない。 Ｂ：Ｂは上記したように炭化物形成元素によつて
鋼中Ｃを完全に固定した場合に問題となる２次
加工脆化を回避するため、粒界強度を高める目
的から添加される場合と、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、および熱延板のフエライト組織細粒化を狙
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つてい
る反面、その金属組織学的な役割に関しては必
ずしも明確になつ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
添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板を
製造する上で、プロセス上特に問題とされるのが
熱延条件である。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化させて
おくことを狙いとすることが背景にある。そのた
めには、一般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つても過言で
はない。然し、鉄鋼製造プロスセにおける革新的
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、Ｎは全ての熱延における圧延・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
て炭窒素物の析出温度域（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ツトが絶大である
にもかかわらず、軟質深絞り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61−10535）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
ツクボツ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：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、Ac₃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。 作 用 Ｃ：0.0040％以下、Ｎ：0.0040％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。 Siを0.1％以下、Ｐを0.05％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0.05〜0.30％含有させることによりＳを
0.03％以下とすることと相俟つて熱間脆化防止を
図り、又湯流れ改善を得しめ、しかも深絞り性劣
化を回避する。 sol.Alを0.01〜0.08％として熱延巻取り時の鋼
中Ｎ固定を図る。 Ｎを0.005％以上含有させることによりTiが
0.03％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0.03％以下として焼鈍後の
材質硬化をなからしめる。 Tiを0.005％以上としてTiN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％以上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TiN、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70％以上の圧下
をなすと共に出側の累積圧下率を20％以下とする
ことによりNbCのサイズ増大とフエライト粒径
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TiNとして固定
されなかつたＮを完全にAlN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％として値を良好にし
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、AC₃点以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、本発明者等は上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つて、具体的に
述べると、wt％（以下単に％という）で、 Ｃ：0.0040％以下、Si：0.1％以下、Mn：0.05
〜0.30％、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.03％以下、sol.
Al：0.01％〜0.08％、Ｎ：0.0040％以下、Nb：
0.005〜0.03％、Ti：0.005〜0.030％を主要成分と
し、0.0030％以下のＢを必要に応じて複合添加し
た鋼を素材とする。然して該素材によつて非時
効・深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
を行なう工程（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％以上、累積圧下率を70％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、640〜800℃の範囲で巻き
取る。該熱延鋼帯の冷間圧延工程において冷間圧
下率を70〜90％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、AC₃点以下の温度
範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・深絞り用冷延鋼
板の製造に対して有利に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、HDR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、Nb、Ti、Alを主要添加元素とし、必
要に応じてＢ添加を行なうものであつて、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：Ti添加による鋳造タンデイツシユのノズル
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図に示す如く、0.005％以下では本
発明で規定するTi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0.03％以上では、鋼中
Ｃの固定は十分になされるが、過剰のNbCの
析出によつて焼鈍後の材質が硬化する。従つて
本発明ではNbの添加量を0.005〜0.03％とする。 Ti：Tiは有効なＣ、Ｎ固定元素であるが、HDR
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、一方では凝固直後から鋼
中Ｎを固定する作用があるため、巻き取り時で
のAlN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TiNの析出量に対
するTi添加量の影響を示したもので、表面欠
陥防止の観点から上限を0.030％とし、TiNと
しての析出とNb単独による残留Ｃの固定を狙
いとしてその下限を0.005％とする。 Al：Alは通常のキルト鋼としてのレベル0.01〜
0.08％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良
く知られている。従つて本発明では0.0030％以
下の範囲で添加する。これは0.0030％以上で
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ないばかりか、深絞り性の
劣化を来たすことによる。 Si：Siはフエ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％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、FeS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Siと同様強力な固溶強化元素であり、侵
入形固溶元素（Ｃ、Ｎ）を固定した極低炭素鋼
においては、箱焼鈍時等には粒界に偏析して脆
化を引き起こす。従つ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Mnによつ
てMnSとして固定し得るレベルと、MnSによ
る再結晶抑制作用を抑えるため、その上限を
0.03％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
％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ユールを制御することに
よつて達成される。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（TiN、
MnS等）の平均サイズは、粗圧延スケジユール
に依存する。つまり粗圧延終了温度（一般には
1000〜1050℃）近傍では、後段での圧下量を増す
ことによつてサイズが大きくなる。これは歪誘起
による析出の促進によるもので、析出開始温度領
域での強圧化が有効であることを示している。従
つて本発明においては、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％以
上、最終２パスにおける累積圧下率を70％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エライト粒の細粒
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ましく
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
テナイト粒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図は熱延板における
NbCの析出サイズとフエライト粒径におよぼす
圧延圧下スケジユ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つて、NbCのサイズの
増大と共にフエ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100nｍ、粒径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％以上、出側２スタンドにおける累積圧下
率を20％以下とすることを必須条件とする。 また、本発明における熱間圧延後の巻き取り温
度は、640〜800℃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
AlNがフエライトの粒成長を阻害するため、熱
延時にTiNとして固定されなかつたＮを完全に
AlNとして析出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
い程析出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、超高温巻き取りによつてNb（Ｃ、Ｎ）
及びMnS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
き取り温度とフエライト粒径及びフエライト中の
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
取り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、Ti、Ｂを含む鋼−５では、
800℃程度までフエ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。従つて本発明では巻
き取り温度の上限を800℃とする。 本発明は上記した条件にて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、AC₃点以下の範囲とする。これは、前者
に対しては第６図に示す如く製品の深絞り性を評
価する指標である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優れた材質が
得られる。然し、AC₃点以上に加熱されて一旦オ
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、AC₃点以上に加熱さ
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。

【表】 ＊：発明鋼
又次の第２表は前記した第１表中の鋼を転炉溶
製後RH脱ガス処理、連続鋳造によつてスラブと
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、HDR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
熱間圧延を行なつた後、冷間圧延率80％で冷間圧
延後、850℃で連続焼鈍を行なつたときの材質を
示すのである。

【表】 即ちこの第２表において発明鋼と発明法とが複
合したものが本発明の製造方法に従うもので、そ
の他は比較列であるが、このような第２表によれ
ば、比較法によつて熱間圧延を行なつた製品の材
質レベルは、従来法によるものに比べて劣るが、
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、表面欠陥発生率も従来材
のレベルとなり、特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、HDR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100％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」 以上説明したように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、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その効果の大
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つ
て、第１図はTi：0.015〜0.020％で連続焼鈍後の
全伸び、引張り強度、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％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Ti含有量の
影響を示した図表、第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バー
中におけるTiN、MnS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
サイズおよびフエライト粒度におよぼす仕上圧延
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
度と平均フエ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
平均値におよぼす冷間圧下率の影響を示した図
表である。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ 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％ 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、Ac₃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。 ２ 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％ を含有すると共に、 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、Ac₃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。