JPH0617517B2 - プレス加工性に優れた冷延鋼板の製造法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明は、高延性並びに深絞り性を具備したプレス加工
用冷延鋼板の製造法に関する。

〔従来の技術〕

例えば自動車のクオータパネル，フェンダー，オイルパ
ン等の材料としては、加工性の非常に優れた冷延鋼板が
要求される。このような深絞り性冷延鋼板を製造するた
めの従来の技術を鋼成分の観点から見ると，Ｔi，Ｎbな
どを単独或いは複合添加することによって鋼中のＣやＮ
を固定して延性を高め且つ非時効性を確保すると共にＴ
i，Ｎbの炭窒化物の作用によって深絞り性の向上に有効
な｛111｝方位の再結晶集合組織を発達させた深絞り用
鋼板が提案されている。例えば，特公昭44-18066号公
報、特開昭59-67322号公報および特開昭59-89727号公報
等にはかようなＴi添加鋼が開示され，特公昭54-1245号
公報，特公昭59-34778号公報および特開昭58-81952号公
報等にはＮb添加鋼が開示され，特開昭59-67319号公報
にはＴi-Ｎb添加鋼が開示され，そして特開昭59-123720
号公報にはＴi，Ｎb，Ｃr添加鋼が開示されている。

次に、このような深絞り用冷延鋼板を製造するための従
来の技術を熱間圧延工程に着目すると，次のとおりであ
る。

熱間圧延されるスラブは溶鋼を連続鋳造もしくは造塊後
分塊圧延することによって製造され，スラブはいったん
常温まで冷却されて精整工程で手入れされてから再び加
熱炉で所定の温度まで加熱され，しかるのちに熱間圧延
するという，冷えたスラブを加熱炉に装入する冷片装入
法（コールドチャージ法，以下ＣＣＲ法と呼ぶ）が通常
であった。そのさいのスラブ加熱温度は1200℃付近のか
なり高温域が選ばれていた。高温に加熱する理由は，Ｔ
iやＮbでＣが固定されている鋼は通常の低炭素鋼よりも
γ相からα相へ変態するＡr₃変態点が約900℃付近と高
く、このγ相温度域で熱延を終了させないと材質が劣化
するので、熱延での仕上圧延出側温度を高温に保持する
必要があるためであった。

別の方法として、近年、連続鋳造したスラブを常温まで
冷却せずにそのまゝ加熱炉に装入する熱片装入法（ホッ
トチャージ法、以下ＨＣＲ法と呼ぶ）や、更に進んで、
加熱炉を省略して連続鋳造したスラブをそのまゝ，もし
くは保熱処理を施して熱間圧延する連続鋳造−直接圧延
法（以下ＣＣ−ＤＲ法と呼ぶ）が開発され，既に実用化
されている。例えば、特公昭60-45692号公報は、ＣＣ−
ＤＲ法をＴi，Ｎb等を添加した極低炭素鋼に適用し，60
0℃以上900℃未満のスラブ表面温度のもとで熱間圧延を
開始する方法を開示する。また，特公昭60-45689号公報
は800℃以上1000℃未満の温度にＴi，Ｎb等を添加した
極低炭素鋼スラブを均熱して熱間圧延する方法が記載さ
れ，連続鋳造の場合には特別の加熱炉を必要とせずに冷
却速度の制御のみでプレス成形性のよい鋼板が製造でき
るとされている。

〔発明が解決しようとする問題点〕

Ｔi，Ｎb等の炭窒化物形成元素を添加した極低炭素鋼で
は，この炭窒化物の作用によって冷延焼鈍後に｛111｝
方位の再結晶集合組織を発達させるものであるから、熱
延板の段階で炭窒化物の大きさと分布状態を適切に制御
しておくことが重要となる。そして，省エネルギー・省
工程の観点から最も好ましい熱延技術と思われるＣＣ−
ＤＲ法においても，熱延板での炭窒化物の大きさと分布
状態の制御を適切に行うことが可能性の良い深絞り用冷
延鋼板を製造する上で重要であることは変わりはない。

ＣＣＲ法により，いったん室温まで冷却されたスラブで
は炭窒化物は比較的大きなものが充分に析出しており，
これを加熱温度まで昇温して保持すると，一部は再固溶
するものの溶け残ったものは核として存在し，その後の
熱間圧延中および巻取られたのちに好ましい分布状態で
再析出するものと思われる。このことは，後に例示する
ようにＣＣＲ法でも加熱温度が低いものの方が，すなわ
ち溶け残りの炭窒化物の多いものの方が，冷延鋼板の
値が高いという事実から説明される。

一方、ＨＣＲ法やＣＣ−ＤＲ法では，スラブの段階で低
温域までは冷却されないので炭窒化物の析出が充分でな
いうちに加熱炉に装入される（ＨＣＲ法）か，熱間圧延
される（ＣＣ−ＤＲ法）ことになる。その結果として，
熱延鋼板中に析出している炭窒化物は非常に微細のもの
が数多く存在するようになる。言うまでもなく，これら
の炭窒化物は，深絞り性に好ましい集合組織をもたらす
と言う意味では，決して望ましいものではない。したが
って，ＨＣＲ法やＣＣ−ＤＲ法で得られる熱延板は，Ｃ
ＣＲ法で得られる熱延板よりも，深絞り用鋼板の母材と
しては劣るものであることは否定できない事実である。

ところで，スラブを高温に加熱する理由としては，先に
γ域で熱間圧延を終了する必要性を挙げたが，これも冷
延鋼板の再結晶集合組織を深絞り性に好ましいものとす
るための手段である。すなわち，α域圧延になると加工
組織の残留した熱延鋼板となり，この熱延鋼板における
加工組織は冷延焼鈍後の｛111｝方位の再結晶集合組織
の形成を著しく抑制すると考えられているからである。
しかし，これまでのＣＣ−ＤＲ法では，α域での仕上熱
延技術が提案されている。例えば，先の特公昭60-45689
号公報はその実施例に示される如くＡr₃点以下の700℃
如何で仕上圧延を行うことが示されている。本発明者ら
は，本発明で提案する鋼成分をもつ鋼をこの特公昭60-4
5689号公報が教えるようなＡr₃点以下の温度でＣＣ−Ｄ
Ｒ法に従って仕上圧延することを調査研究して見たが，
おそらくは鋼成分の相違によるものとも考えられるが，
冷延焼鈍後の値が大きく低下した。また，同様のこと
を先の特公昭60-45692号公報に示されるＣＣ−ＤＲ法に
よる低温圧延技術についても適用してみたが，やはり高
値を得ることは困難であった。

以上の事実は，ＣＣ−ＤＲ法では，前に述べたように，
(1)熱延板に析出する炭窒化物の大きさと分布が適切と
はならないこと，(2) 低温仕上圧延による加工組織が残
留すること，の二点が相乗されて冷延焼鈍後の値が低
下したものであると考えられる。

本発明の目的は，このような問題点を解決することにあ
り，深絞り用鋼板として充分な高値と高延性を具備す
る冷延鋼板の製造法を提供するものである。

〔問題点を解決する手段〕

本発明は，前記の目的を達成する冷延鋼板の製造方法と
して， 重量％において， Ｃ：0.001〜0.01％， Ｓi：0.1以下， Ｍn：0.5％以下， Sol.Al ：0.01〜0.10％， Ｐ：0.03％以下， Ｓ：0.015％以下， Ｎ：0.007％以下， Ｏ：0.01％以下， Ｔi：下式(1)に従う〔有効Ｔi量〕が４×Ｃ％以上で且
つこの〔有効Ｔi量〕が0.15％以下， 〔有効Ｔi量〕＝全Ｔi量−〔Ｎ％×(48/14) ＋Ｓ％×(48/32）＋０％×（48/16)×1/2〕……(1) Ｎb：0.03％以上で且つ〔有効Ｔi量〕との関連で，〔有
効Ｔi量〕＋Ｎb≦0.20％を満足する範囲， を基本成分とし，さらに，必要に応じて Ｃr：0.06〜0.20％， Ｂ：0.0005〜0.0020％， の一種または二種を含み，残部：Ｆeおよび不可避的不
純物からなる鋼の連鋳スラブを，常温まで冷却すること
なく，スラブ幅方向中央における表面温度≧800℃で加
熱炉に装入し， 1100℃≧スラブ加熱温度≧1000℃， 930℃≧仕上圧延出側温度≧850℃， 730℃≧熱延巻取温度≧600℃， の条件で熱間圧延を行い，次いで圧下率60％以上の冷間
圧延を行い，そして再結晶温度以上920℃以下の温度で
焼鈍することを特徴とする，プレス加工性に優れた冷延
鋼板の製造法を提供するものである。

以下に本発明の内容を詳述する。

本発明者らは，前述の問題点を解決すべく，炭窒化物形
成元素を添加した極低炭素鋼について，これをＨＣＲ法
により熱間圧延することによって，冷延焼鈍後の冷延鋼
板の加工性を従来のＣＣＲ法と同程度にまで向上させる
ことを目的に広範な研究を重ねた。ＣＣ−ＤＲ法ではな
くＨＣＲ法を対象としたのは，現在の連鋳技術では連鋳
機出側のスラブ表面温度が幅方向中央部でも約860℃付
近にまで低下するので，これを直ちに熱間圧延したとし
ても，仕上圧延をＡr₃点以上にすることが困難であると
判断されるためである。

この研究の中で本発明者らは二つの重要な知見を得た。
その一つは，ＨＣＲ法においてもスラブ加熱温度の低い
方が冷延焼鈍後の値が大きいことである。その二は，
スラブ加熱温度が同じでも熱延仕上温度が850℃までは
仕上温度の低い方が冷延焼鈍後の値が大きいことであ
る。これらの内容は後記の実施例において実証するが，
まず本発明で採用する鋼成分および製造条件について個
別に説明する。

鋼成分について。

Ｃは，その含有量が少ないほど冷延鋼板の延性を高める
うえで好ましく，また，0.01％を越える量より多くなる
と，炭窒化物形成元素を多く必要とし且つ炭窒化物の析
出量の増大によりプレス成形性を劣化させるようにな
る。他方，実用規模の製鋼炉においてＣ含有量を0.001
％未満にまで低減することは困難である。このような理
由によりＣ含有量は0.001〜0.01％とする。

Ｓiは溶鋼の脱酸，Ｍnは熱間脆性の防止を主目的として
添加されるが，ＳiおよびＭnはいずれも多量に添加しす
ぎると延性を低下させる。本発明鋼においては，通常の
冷延鋼板に含まれる量のＳi≦0.1 ％，Ｍn≦0.5 ％まで
は許容され，この量の範囲であれば既述の目的は十分に
達成される。

Alは，溶鋼の脱酸を目的に添加されるが，その量が鋼中
のSol.Al（酸可溶Al）で0.01％未満となるような量では
その目的が十分に達成できない。またSol.Alが0.10％を
越えるような量となるとその効果が飽和すると共に，か
えって非金属介在物を増加させて表面疵の原因となるの
でSol.Alの量として0.01〜0.10％とする。

Ｐは，余り多く添加すると，降伏強度および引張強度を
高めるようになるし，また極低Ｃ鋼においては，粒界へ
の偏析を起こして二次加工割れの原因となるので，その
含有量の上限を0.03％とする。

Ｎは，少なければ少ないほど，Ｔi添加量が少なくてす
むので望ましく，またＮが多くなり過ぎると〔有効Ｔi
量〕を減少させ且つ最終製品のプレス成形性を劣化させ
るので，その許容限度としてＮ≦0.007 ％とする。

Ｓ，Ｏは，いずれも〔有効Ｔi量〕を減少させこれらが
多くなると〔有効Ti量〕を確保するための全Ｔi量が増
加するようになり，且つ表面性状を劣化させることか
ら，Ｓ，Ｏの許容限度をそれぞれＳ≦0.015 ％，Ｏ≦0.
01％とする。

Ｔiは，ＣおよびＮを固定することによって冷延鋼板の
非時効性を確保させると共に，生成したTiC が，深絞り
性の向上に有効な〔111〕方位の再結晶集合組織にする
作用を供する。このためには，前述の(1)式で示される
〔有効Ｔi量〕が，４×Ｃ％以上必要である。しかし，
Ｔi量が0.15 ％を越えるようになると，フエライト中に
固溶するＴi量が多くなって降伏強度の上昇および延性
の低下をもたらす。そして，製造原価を高めることにも
なる。従って，Ｔiは〔有効Ｔi量〕が４×Ｃ％以上で且
つ0.15 ％以下とする。なお，本発明鋼においては，Ｔi
に加えてＮbを複合添加することによって，少ないＴi添
加量でもγ値の面内異方性を改善するものであり，Ｎb
との関連した〔有効Ｔi量〕の上限が存在し，〔有効Ｔ
i〕＋Ｎbの合計量が，後述のように0.20 ％までとす
る。

Ｎbは，Ｔiと複合添加することによって，Ｃ含有量およ
びＴi含有量を本発明のように低下させても，γ値の面
内異方性を著しく改善させることができる。このような
効果は，Ｎb量が（0.2％−〔有効Ｔi量〕）以下の量で
達成され，これ以上のＮb量を添加すると再結晶温度の
上昇および延性の低下をもたらす。従って〔有効Ｔi
量〕＋Ｎb≦0.2 ％以下とする。しかしＮb量が0.03％未
満ではγ値の面内異方性改善効果が得られない。

Ｃrは，これ単独では本発明が目的とする好ましい結果
が得られないが，ＴiおよびＮbと複合添加することによ
って，深絞り性に好ましい延性の向上および降伏応力の
低下が見られるようになる。したがって，とくに軟質な
材料を得る場合に有効な元素である。しかし，Ｃr含有
量が0.06％未満ではこのような効果がなく，また0.20％
を超えるような量ではこの効果が飽和し製造原価を高め
るだけになる。したがって，とくに降伏応力の低い材料
が要求される場合には0.06〜0.20％の範囲でＣrを含有
させる。

Ｂは，ＴiおよびＮbと複合添加された場合には粒界強度
を向上させる効果が認められる。したがって，くに深絞
り用鋼で問題とされる耐二次加工割れ性の改善に有効で
ある。しかし，Ｂ含有量が0.0005％未満ではこのような
効果はなく，また0.0020％を超えると結晶粒が細粒にな
って硬質化するとともにγ値の劣下が顕著となる。した
がって，耐二次加工割れ性の要求される場合には，0.00
05〜0.0020％の範囲でＢを含有させる。

次に本発明の製造条件について説明する。

加熱炉装入温度： 本発明は前記の成分の鋼の連鋳スラブを常温まで冷却す
ることなく高温のまゝ加熱炉に装入するＨＣＲ法を適用
するものであるが，連続鋳造機出側のスラブ表面温度は
スラブ幅中央部で約860℃付近であり，その後の加熱炉
までの搬送時間による温度低下を考慮して加熱炉装入時
のスラブ表面温度を800℃以上とする。なお，800℃未満
にまで温度が低下すれば，ＣＣＲ法との区別がつかなく
なる場合もある。

スラブ加熱温度： 加熱炉でのスラブ加熱温度は次に述べる仕上圧延出側温
度と共に本発明において重要な要件である。本発明者ら
は，前述の本発明に従う成分の鋼のスラブをＨＣＲ法に
より加熱温度を種々変化させて熱間圧延を行い，コイル
を巻取り，以後，酸洗によって脱スケールし，冷延およ
び焼鈍して得た冷延焼鈍材の機械的性質を調べたが，加
熱温度が低いほど，より具体的には1100℃以下となると
γ値および全伸びが大きくなることがわかった。その理
由は現時点では必ずしも明確ではないが，加熱温度が低
いほど炭窒化物の固溶限が低下するので，加熱中に析出
している炭化物が多くなることが関与しているものと推
察される。延性が大きくなる理由についても必ずしも明
確ではないが，γ値が大きくなるのでそれに付随して得
られる効果であると推察される。このようなことから，
本発明法においては，加熱炉でのスラブ加熱温度の上限
をは1100℃とする。加熱温度の下限については析出物の
点からはとくに限定されないが，次に述べる仕上圧延出
側温度が850℃より低くなると冷延焼鈍後の値が低下
するのでこの仕上圧延出側温度850℃を確保するために
加熱温度の下限は1000℃以上に規制されねばならない。
このことは1200℃程度の加熱が通常であったという前述
の従来技術の説明と矛盾するようであるが，そうではな
い。最近の熱間圧延技術および設備の進歩により，例え
ば，加速圧延，仕上圧延入側のホットバー厚みを大きく
する，仕上圧延前にホットバー加熱装置を設ける，など
により，スラブ加熱温度の下限が1000℃の加熱でも仕上
圧延出側温度850℃が確保できるようになったからであ
る。以上の理由により本発明においてスラブの加熱温度
は1000℃以上1100℃以下とする。

仕上圧延出側温度： 本発明者らは，適切な加熱温度との組み合わせにより，
仕上圧延出側温度を960〜750℃の範囲で変化させ，コイ
ルに巻取り以後，酸洗によって脱スケールし，冷延およ
び焼鈍して得た冷延焼鈍材の機械的性質を調べたとこ
ろ，仕上圧延出側温度が960〜850℃までの範囲では温度
が低い方がγ値が高く，850℃より低下するとγ値が低
下するという知見を得た。この理由も現時点では必ずし
も明確ではないが，前者については，同じ加熱温度の場
合には仕上圧延出側温度が低いほど炭窒化物の析出が促
進されるためと思われる。後者の仕上圧延出側温度が85
0℃未満になるとγ値が低下する理由としては，炭窒化
物の析出によるγ値の向上効果よりも，α域圧延による
｛111｝方位集合組織の発達を抑制する効果の方が大き
くなるためと推察される。このことから仕上圧延出側温
度は850℃以上とすることが本発明の目的を達成するう
えで重要となる。また，本発明において仕上圧延出側温
度の上限を930℃としたのは，(1) 930℃を超える温度で
はγ値の低下が大きくなること，および(2)スラブ加熱
温度の上限を1100℃としたので930℃を超える仕上圧延
出側温度を安定して確保することが困難となること，に
よる。

熱延巻取温度： 本発明に従う組成のスラブについて本発明に従う加熱炉
装入温度，加熱温度および仕上圧延出側温度のもとで熱
間圧延し，その巻取温度を種々変化させ，次いで酸洗に
よって脱スケールし冷延および焼鈍を行って得た冷延焼
鈍板の機械的性質を調べたところ，そのγ値は巻取温度
の上昇とともに向上することがわかった。巻取温度が高
いほどγ値が向上するのはコイルに巻取られた後に凝集
肥大する炭窒化物の量が多くなるためと推察される。巻
取温度を600℃以上とするとγ値は深絞り溶鋼板として
の要件を実質的に満足する値になる。したがって本発明
において巻取温度の下限を600℃とする。巻取温度の上
限は機械的性質の面からは特に存在しないと考えられる
が，あまり高温になると酸洗性の低下や巻取後のコイル
変形などの悪影響が現れるので730℃を上限とする必要
がある。

冷延圧下率： 冷延圧延での圧下率は，本発明鋼のように高γ値を得る
ためには少なくとも60％が必要である。冷延圧下率が60
％以上であれば，連続焼鈍のように短時間焼鈍でも再結
晶するに充分な歪みを蓄積することができる。冷延圧下
率の上限はとくに規制されないが冷延作業性などを考慮
すると85％程度が望ましい。

焼鈍温度： 焼鈍温度は高い方が機械的性質が良くなるが，あまり高
くするとα→γ変態が生じてかえってγ値が低下するの
で焼鈍温度範囲は再結晶温度以上920℃以下とする。

以下に実施例を挙げて本発明の構成および効果をより具
体的に説明する。

実施例１ 本例は熱間圧延条件を規定するための営業生産規模の製
造実験である。

第１表に示す化学成分値の鋼を180tonＬＤ転炉および真
空脱ガス処理装置を用いて溶製し，連続鋳造によって鋼
スラブとした。この鋼スラブを第２表に示す各種の条件
のもとで熱間圧延し4.0mmの熱延コイルとした。得られ
た熱延コイルはいずれも酸洗によって脱スケールした
後，板厚0.8mmまで冷間圧延し，各冷延板を900℃×１分
の連続焼鈍に供した。その後，伸び率0.8％の調質圧延
を施した。これらの冷延焼鈍板の機械的性質を第２表に
併記した。

第２表の結果から次のことがわかる。

本発明で規定するよりもスラブ加熱温度が高いNo.１
（比較例）に比べて，No.２〜４の本発明例では伸びが
1.5〜2.7％高いだけでなく，値も0.18〜0.27高い。

本発明で規定する仕上圧延出側温度範囲よりも高いNo.
５（比較例）および低いNo.６〜７（比較例）に比べ
て，No.２〜４の本発明例では伸びが1.6〜3.9％高く，
且つ値も0.20〜0.33高い。

本発明で規定するよりも巻取温度が低いNo.９〜10（比
較例）と比較して，No.２〜４およびNo.８の本発明例で
は伸びが2.0〜4.6％高く且つ値も0.08〜0.31高い。

参考例として示すNo.11〜13のＣＣＲ法の場合にも加熱
温度の低い方が冷延鋼板の機械的性質は良好である。

実施例２ 第３表に示す化学成分の鋼をそれぞれ30kg真空溶解炉で
溶製し，加熱温度1250℃で熱間鍛造したあと，各鍛造か
ら24mm×50mm×150mm寸法の試験片を切り出した。つい
でこの試験片を高周波誘導加熱炉で1450℃に加熱するこ
とによってＴiあるいはＮbの炭窒化物を溶解させたあ
と，900℃まで冷却した時点で加熱炉に装入した。

加熱温度1050℃で１時間保持し，仕上圧延出側温度910
℃で熱間圧延を行い，710℃まで10℃/Sで冷却し，710℃
の塩浴炉に浸漬して巻取相当熱処理を施し，板厚4.0mm
の熱延板とした。これらを酸洗したあと，板厚0.8mmま
で冷間圧延し，各冷延板を900℃で１分間の連続焼鈍し
た。その後，1.0％の調質圧延を行った。

得られた冷延鋼板の機械的特性値を第４表に示した。ま
た，第４表には耐二次加工割れ限界温度も示した。この
耐二次加工割れ試験法としては，試験材を90mmφにブラ
ンク後，第１次絞り50φ，第２次絞り40φ，第３次絞り
33φの三段絞り（最終絞り比＝2.7）でカップ成形し，
得られたカップを40mmの高さにトリムした後，各試験温
度に調整した冷媒中にカップを置いて，頂角60゜の円錐
コーン形のポンチを押し込み，縦割れと称される脆性破
壊の発生しない下限の温度を測定し，この温度を耐二次
加工割れ限界温度としたものである。

第４表の結果から明らかなように，No.１〜８の鋼はい
ずれも全伸びが466％以上と高くそして値が1.87〜2.2
8と高いばかりでなく，Δγが0.55以下となり，γ_minで
あるγ₄₅が1.74以上となって面内異方性が著しく改善さ
れている。

また，Ｔi,Ｎb,Ｃのほぼ同等なNo.３とNo.６を比較した
場合，0.15％Ｃrを添加したNo.６は，Ｃr無添加のNo.３
に比べて，Y.S が小さく且つ全伸びが大きなっている。
また，耐二次加工割れ性について，Ｂ以外の鋼成分のほ
ぼ等しいNo.２および３とNo.８を比較すると，0.0010％
Ｂ添加鋼のNo.８の耐二次加工割れ限界温度は−90℃と
低く，優れた耐二次加工割れ性を具備している。

これに対して比較鋼No.９〜11（Ｎb含有量が本発明で規
定するより低い）は全伸びは49.7％以上と高いが，Δγ
が0.62〜0.71と大きく，γ_minであるγ₄₅が1.57以下と
低い値であり面内異方性の点で深絞り性に問題がある。

また，Ｎb量とＴi量のそれぞれ多いNo.12とNo.13の鋼
は，は2.24〜2.31，γ_minは2.08〜2.10と高く，Δγ
も0.28〜0.46と小さいので深絞り性は充分であるが，全
伸びは45.6〜46.0％と本発明鋼に比べて低い。

そして，Ｃ量の多いNo.14の鋼はNo.12やNo.13と同様に
全伸びが低い。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 松元 孝 広島県呉市昭和町11番１号 日新製鋼株式 会社呉研究所内 (56)参考文献 特開 昭58−48633（ＪＰ，Ａ) 特開 昭61−3844（ＪＰ，Ａ)

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】重量％において、 Ｃ：0.001〜0.01％， Ｓi：0.1％以下， Ｍn：0.5 ％以下， Sol.Al：0.01〜0.10％， Ｐ：0.03％以下， Ｓ：0.015％以下， Ｎ：0.007％以下， Ｏ：0.01％以下， Ｔi：下式(1)に従う〔有効Ｔi量〕が４×Ｃ％以上で且
   つこの〔有効Ｔi量〕が0.15％以下， 〔有効Ｔi量〕＝全Ｔi量−〔Ｎ％×(48/14)＋ Ｓ％×(48/32)＋０％×(48/16)×1/2〕 ・・(1) Ｎb：0.03％以上で且つ〔有効Ｔi量〕との関連で， 〔有効Ｔi量〕＋Ｎb≦0.20％を満足する範囲，を基本成
   分とし，さらに，必要に応じて Ｃr：0.06〜0.20， Ｂ：0.0005〜0.0020％ の一種または二種を含み，残部：Ｆeおよび不可避的不
   純物からなる鋼の連鋳スラブを、常温まで冷却すること
   なく，スラブ幅方向中央における表面温度≧800℃で加
   熱炉に装入し， 1100℃≧スラブ加熱温度≧1000℃， 930℃≧仕上圧延出側温度≧850℃， 730℃≧熱延巻取温度≧600℃， の条件で熱間圧延を行い、次いで圧下率60％以上の冷間
   圧延を行い，そして再結晶温度以上920℃以下の温度で
   焼鈍することからなるプレス加工性に優れた冷延鋼板の
   製造法。