JP4013505B2

JP4013505B2 - 極低炭素薄鋼板とその製造方法

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Publication number: JP4013505B2
Application number: JP2001261501A
Authority: JP
Inventors: 修二中居; 達生金井; 善彦樋口; 正平城
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2000-11-27
Filing date: 2001-08-30
Publication date: 2007-11-28
Anticipated expiration: 2021-08-30
Also published as: CN1358878A; KR100437931B1; US20020096232A1; US7247211B2; CN1137280C; US6726782B2; JP2002220636A; US20040163741A1; KR20020041303A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、極低炭素薄鋼板とその製造方法に関する。より詳述すれば、本発明は、電気モータのケースやオイルクリーナのケースなどのプレス製品を製造する場合のように、複雑かつ強い程度のプレス加工を行っても、介在物を起点として起こるピンホール欠陥やプレス割れなどの成形不良の発生を抑制しうる板厚0.30mm以上の極低炭素薄鋼板とその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
従来、プレス加工には、焼鈍された冷延鋼板が用いられている。そのような冷延鋼板は主に低炭素Alキルド鋼が使用され、焼鈍方法はバッチ焼鈍が基本であった。
【０００３】
近年、生産性の向上が求められており、連続焼鈍を基本とする製造方法へと変化してきている。これに伴い、強加工が求められる用途には成形性の良い極低炭素鋼板が用いられるようになった。
【０００４】
しかし、この極低炭素鋼は、例えば電気モータのケースやオイルクリーナのケースのように強加工が求められる用途に供されると、ピンホール欠陥やプレス割れなどの成形不良を発生することがある。
【０００５】
ところで、これらに類似した用途に用いられる材料には板厚が0.30mm未満の缶用冷延鋼板があり、この場合は加工レベルがさらに厳しく、製缶不良を抑制するための種々の方策がとられている。
【０００６】
例えば、特開平６−172925号公報、特開平７−207403号公報などではスラブ中の介在物量を微細分散させる方法が開示されている。
また、特開平６−17111 号公報では、スラグ中のFeO 、MnO を低減して鋼中介在物を低減する方法が開示されているが、そのためにはCaまたはMgを主体とした合金あるいは還元剤を用いている。
【０００７】
さらに、特開平11−36045 号公報、特開平11−279678号公報でも上述のような欠陥を生じさせない方法として介在物組成を制御することを開示している。
しかしながら、これらは低炭素Alキルド鋼に関するものである。このため複雑な形状を有する自動車部品などを製造する強加工を施す冷延鋼板としては不適切なことが多い。本明細書では、このような用途での強加工を「複雑強加工」と云う。
【０００８】
一方、低炭素鋼で介在物を低減させる方法は特開平11−279721号公報が開示しているが、その用途はブリキ、ティンフリー鋼、つまり製缶用であり板厚が0.26mm以下となっている。
【０００９】
特開2000−1746号公報でも介在物の生成を阻止する方法が挙げられているが、Caおよび／またはREM を添加することを前提としているため、FeO 、MnO を主体とした酸化物系介在物を低減しても、逆にCaあるいはREM 系の介在物が増加してしまう欠点を有していた。
【００１０】
なお、極低炭素鋼を製造する際の二次精錬装置としては特開平11−36045 号公報の段落［0030］、特開2000−1746号公報の段落［0003］に記載のRH真空処理装置を用いることが一般的であり、RH真空処理装置により真空脱炭および脱炭後の脱酸処理を行うことが一般的な二次精錬処理方法である。
【００１１】
【発明が解決しようとする課題】
本発明の課題は、Ｃ：0.010 ％以下の極低炭素鋼を用いて、例えば電気モータのケースやオイルクリーナのケースなどを製造するために、「複雑強加工」を行っても、ピンホール欠陥やプレス割れなどの成形不良の発生を抑制しうる板厚0.30mm以上の薄鋼板とその製造方法を提供することである。
【００１２】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、板厚0.30mm以上の加工用冷延鋼板において、極低炭素鋼が低炭素Alキルド鋼よりもピンホールやプレス割れの生じやすい原因について調査を行い、その抑制手段に関し、次のような知見を得た。
【００１３】
(1) 低炭素Alキルド鋼は、転炉からの出鋼時に強力な脱酸処理を行っている。また、転炉出鋼から真空脱ガス開始までは、取鍋の移動等に要する時間を必要とする。このため、出鋼時に生成した脱酸生成物の大半は、真空脱ガス処理開始までの時間内に取鍋中の溶鋼の上方に既に浮上し、溶鋼上面のスラグに吸着除去される。さらに、真空脱ガス処理中に、介在物は除去される。
【００１４】
これに対し、極低炭素鋼の転炉出鋼時は全く脱酸処理を行わないか、あるいは少量のAlを添加する弱い程度の脱酸処理のみであり、真空脱ガス処理で脱炭を行った後に脱酸を行う。このため、脱酸から鋳込みまでの時間が短く、低炭素Alキルド鋼の場合と比較して、鋼中の酸化物系介在物は多量に残留する。そしてこのような酸化物系介在物を起点としてピンホールやプレス割れが生じる。
【００１５】
(2) 強力な加工時にピンホールなどの欠陥を発生させる原因は, 上記(1) の精錬段階で鋼中に残留した介在物の存在の他に、鋳造段階でスラブ中に巻き込まれる介在物の存在も原因となる。そして、これらの介在物の由来は、取鍋スラグや連続鋳造時のパウダーである。
【００１６】
これらの知見(1) および(2) を同時に解決する条件で製造したスラブを用いて熱間圧延鋼板を得る。さらに、脱スケール後、冷間圧延を行い、焼鈍処理を経て冷延鋼板とすることにより、「複雑強加工」を行っても、介在物を起点としたピンホール欠陥やプレス割れなどの成形不良の発生を抑制できる薄鋼板の製造が可能なことを見出し、本発明を完成した。
【００１７】
すなわち、本発明は、質量％で、Ｃ：0.010％以下、Si：0.5％以下、Mn：1.5％以下、Ｐ：0.12％以下、Ｓ：0.030 ％以下、Al：0.080 ％以下、Ｎ：0.0080％以下、ならびにTi：0.10％以下および／またはNb：0.05％以下、残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有する鋼板であって、ｒ値が1.7以上、かつJIS G0555 に基づく、60視野における非金属介在物の観察総数が20個以下であることを特徴とする極低炭素薄鋼板である。
【００１８】
前記化学組成は、Ｆｅの一部に代えてＢ：0.0050％以下を含むものであってもよい。前記化学組成は、Ｆｅの一部に代えてＶ：0.05％以下を含むものであってもよい。前記化学組成は、Ｆｅの一部に代えてCa：0.0050％以下を含むものであってもよい。
【００１９】
通常、上述のような化学組成には、各種不可避的成分が含有されるが、本発明の場合、そのような不純物として、Cu、Cr、Sn、Sbをそれぞれ最大0.1％を含むものであってもよい。
【００２０】
本発明は、その別の面からは、上述のような化学組成の溶鋼を、転炉製鋼により製造し、取鍋での二次精錬を経て、連続鋳造、熱間圧延、そして冷間圧延、さらに、連続焼鈍を行うことで極低炭素薄鋼板とするが、転炉出鋼後の二次精錬に際して、精錬容器内に収容し、雰囲気を減圧に調整可能な直胴型浸漬管を精錬容器内の溶鋼に浸漬し、溶鋼中に攪拌用ガスを吹き込むことを特徴とする極低炭素薄鋼板の製造方法である。
【００２１】
脱ガス処理後には、連続鋳造を行うが、連続鋳造時の取鍋スラグ中の(FeO)+(MnO) を15質量％以下に制御し、加えて、鋳造時のスループット量を5Ton／分以下とする。
【００２２】
かかる処理方法によれば、例えば、スラブ中の粒径35μm 以上のクラスター系介在物個数を15000 個／10kg以下とし、スラブ中の粒径35μm 以上の球状介在物個数を400 個／10kg以下とすることができる。
【００２３】
さらに、連続鋳造により得られたスラブに熱間圧延を行うに際して、スラブ平均温度1100℃以上から熱間圧延を開始し、仕上げ圧延の出口温度をAr₃点以上とすること、さらに巻取温度を450 〜750 ℃とする。
【００２４】
前記熱間圧延において、粗圧延後に加熱または短時間の保熱処理を行って、圧延コイルの全長にわたり、仕上げ圧延の出口温度をAr₃点以上としてもよい。
このようにして得られた熱延鋼板は、脱スケールし、45％以上の圧下率で冷間圧延を行い、続いて焼鈍処理を行う際に、該焼鈍処理がバッチ焼鈍の場合にあっては650 ℃以上、また連続焼鈍の場合にあっては750 ℃以上の均熱処理を実施し、その後、調質圧延を施こす。
【００２５】
本発明によれば、複雑強加工を必要とする用途に供されても、ピンホール欠陥やプレス割れなどの成形不良を抑制しうる薄鋼板が得られる。
【００２６】
【発明の実施の形態】
次に、本発明において化学組成、製造条件、および介在物の形態を上述のように規定した理由について説明する。なお、本明細書において本発明にかかる鋼の化学組成およびスラグ組成を規定する「％」は、とくにことわりがない限り、「質量％」である。
【００２７】
Ａ) 化学組成
Ｃ：本発明は真空脱ガス装置を用いて脱炭反応を行う溶鋼が前提の発明であるため、転炉だけでは不可能な領域としてＣの上限を0.010 ％とし、下限については特に制限はない。好ましくは、0.007 ％以下である。
【００２８】
Si：脱酸剤および製品の強化成分としてSiは用いられるが、本発明の場合、真空脱ガス装置を用いて行う脱炭反応終了後にSiの合金鉄を用いてSiを添加する。Si合金鉄の添加量が余り多いと、合金鉄中のＣにより溶鋼全体のＣ％が過剰に増加し、極低炭鋼としての製品性能が劣化するため、上限を0.5 ％とした。好ましくは、0.3 ％以下である。下限については特に制限はない。
【００２９】
Mn：Siと同様であるが、上限については1.5 ％とする。好ましくは、1.3 ％以下である。
Ｐ：冷間圧延製品の固溶強化成分として広く用いられているが、やはり脱炭反応終了後にＰの合金鉄を用いて添加する。Ｐ合金鉄の添加量が余り多いと、合金鉄中のＣにより溶鋼全体のＣ％が過剰に増加し、極低炭鋼としての製品性能が劣化するため、上限を0.12％とした。下限については特に制限はない。
【００３０】
Ｓ：製品性能の劣化抑制の観点からＳは低いほど好ましく、上限を0.030 ％とする。
Ti：極低炭素鋼においては固溶Ｃ、固溶Ｎのない、いわゆるIF鋼(interstitial-free steel) が製品性能に優れるため多用されている。そのためにはTiC 、TiN として析出させるに足りるTi量が必要だが、余り過剰なTiはコストアップをもたらすだけでなく、製品性能も劣化するため、上限は0.10％とした。好ましくは、0.002 〜0.08％である。
【００３１】
Nb：IF鋼を得るためにTiに代えてあるいはTiと共にNbが0.05％以下添加される。好ましくは、Ti添加に加えてNbを複合添加したり、例えばTi添加に加えてNbも0.05％以下複合添加して、あるいはNbとＢを複合添加することによっても、優れたＩF 鋼を得ることができる。さらに、Ti添加量を主にTiN 、TiS の析出に足りる量とし、固溶Ｃを残留させBH性( 焼付け硬化性) を付与させることがある。いずれの用い方としてもNbの上限値として0.05％で十分である。好ましくは、0.02％以下である。
【００３２】
Al：真空脱ガス装置を用いて脱炭反応終了後に脱酸剤として添加する。過剰添加しても脱酸効果は薄れるだけでなく、アルミナ系介在物を増加させるため上限は0.080 ％にする。好ましくは、0.05％以下である。
【００３３】
Ｎ：極低炭素鋼としてＮは低いほどTi添加量を低く抑制できる。また、析出物の増加による製品性能の劣化が抑制できるため上限を0.0080％とした。好ましくは、0.0050％以下である。
【００３４】
次に、本発明にあっては、上述の化学組成に加えて、Ｂ、Ｖ、Caの少なくとも１種を添加することで複雑強加工性をさらに改善するようにしてもよい。
Ｂ：Ti添加した極低炭素鋼薄鋼板を複雑強加工したときの最大の欠点となる耐二次加工脆性を改善するために必要により添加することができる。さらに、Ti添加しない極低炭素薄鋼板においては、固溶Ｎを析出させる効果を有する。いずれの場合においても0.0050％超ではその効果が飽和するため、これを上限とした
Ｖ：極低炭素鋼において固溶Ｎ、固溶Ｃの析出を一層促すために、炭化物や窒化物を析出させる成分として、必要によりＶを用いることがあるがその効果の上限は0.05％である。
【００３５】
Ca：強脱酸剤であり、鋳込みノズル詰まりを抑制する目的で必要により添加することがあるが、過剰添加はCa系介在物を増加させるので上限は0.0050％とする。
【００３６】
Cu、Cr、Sn、Sb：いずれも不可避的不純物元素で多量に含有すると、延性が劣化してプレス割れを生じることがあるので、それぞれの許容上限を0.1 ％とする。
【００３７】
本発明にかかる極低炭素鋼は例えば従来のように転炉精錬、真空処理を伴った二次精錬、連続鋳造、熱間圧延、そして必要により、さらに冷間圧延を経て製造される。その際に各製造段階で以下に特定する条件の下で製造することが好ましい。
【００３８】
Ｂ) 精錬条件
真空脱ガス後の取鍋スラグ中における低級酸化物 (FeO ＋MnO)比率と連続鋳造後のスラブ中におけるクラスター系介在物 (主にアルミナ) との関係を調査したところ図１の結果を得た。
【００３９】
図１の結果からもわかるように、(FeO＋MnO)％が15％を超えるとクラスター状介在物数が急激に増加することが認められた。
従って、これが急増しない領域すなわち (FeO ＋MnO)％を15％以下とする。これにより、スライム法で抽出した粒径35μｍ以上のクラスター系介在物数を15000 個/10kg 以下とすることができる。
【００４０】
Ｃ) 鋳造条件
連続鋳造時のノズルにおけるスループット量と、鋳造時に鋼中に巻き込まれると推定される、主に取鍋スラグまたは連続鋳造パウダーに由来する粒径35μｍ以上の酸化物系球状介在物との関係について詳細に調査を実施したところ、図２の結果を得た。
【００４１】
図２の結果からも分かるように、球状介在物はスループット量が５Ton /min 超で急増することが認められた。従って、本発明ではこれを５Ton /min 以下とし、これによりスライム法で抽出される大きさ35μｍ以上の球状介在物数は400 個/10kg 以下とすることができる。
【００４２】
Ｄ) 真空精錬条件
真空脱ガス装置としては一般的にRH真空脱ガス処理装置が使用される。
図３はその概略説明図であり、取鍋10中の溶鋼12は、RH装置14を構成するAr吹込みノズル16を備えた上昇管18、真空排気系20に連結された真空槽本体22、および下降管24を経由して真空槽22内を循環する。真空槽22内が真空にされ脱ガスが行われるとともに酸素吹込用の昇降ランス26からの酸素吹き込みによる脱炭が行われる。また、合金投入口28からの合金成分の投入により最終的な成分調整が行われる。
【００４３】
図４は本発明の別の態様を示すもので、図中、真空槽22として雰囲気を減圧に調整可能な直胴型浸漬管30を使用し、取鍋10の底部に設けたポーラスノズル32から溶鋼中にArガスを吹込みつつ、真空雰囲気下の浸漬管内に溶鋼12を吸引する。その他の操作は図３の場合に同様である。
【００４４】
次に、この雰囲気を減圧に調整可能な直胴型浸漬管から構成される装置 (図４) を用いて、この浸漬管を精錬容器内の溶鋼に浸漬し、溶鋼中に攪拌用ガスを導入して溶鋼を真空精錬した後に連続鋳造を行い、得られた鋳片からスライム法に基づき抽出された大きさ35μm 以上のクラスター系介在物数を調査した。図４の場合は取鍋の底部に設けられた底吹ポーラスノズルからArガスの吹き込みが行われている。その結果、クラスター系介在物個数は15000 個/10kg 以下であることが認められた。
【００４５】
この真空精錬方法では取鍋スラグの攪拌が可能であるために、減圧下脱炭しAl添加した後に、溶鋼中Alを用いて取鍋スラグ中FeO 、MnO を還元することが可能であり、これによって処理後(FeO＋MnO)を容易に低減することができる。また、浸漬管内径Ｄ(m) 、取鍋内径Do(m) とした時のＤ/Do を調整することにより介在物個数はさらに低減できることがわかった。
【００４６】
図５にはＤ/Do と介在物個数の関係を示すが、Ｄ/Do を0.5 以上とすることが介在物個数低減に好ましいことがわかる。Ｄ/Do が0.5 未満では浸漬管内に収容できるスラグ量が少ないためスラグ中の低級酸化物低減効果が低下してしまうためである。
【００４７】
Ｅ) 熱間圧延、冷間圧延条件
スラブ加熱温度は基本的に低温ほど熱間圧延後の結晶粒が細粒となり、冷間圧延母材としては好ましい。しかしそれは熱間圧延の仕上げ出口温度をAr₃点以上に保つための温度が得られることが前提である。そのために再加熱あるいは直送型で保熱または均熱さらには直送＋加熱型であっても、熱間圧延の開始温度は1100℃以上とする。
【００４８】
熱間圧延の仕上げ出口温度は製品性能を良好なものとするため、全長全幅にわたってAr₃点以上を確保して熱延鋼板とする。Ar₃点未満では成形性に好ましくない結晶方位が発生し、ひいては冷延製品を複雑強加工したとき、介在物原因でない、いわゆる成形性不足によりプレス割れなどを生じることがある。また、上記目的達成の手段として粗圧延後のバーを再加熱したり、均熱化のため保熱することや連続仕上げ圧延を実施することも可能である。
【００４９】
熱間圧延後の巻取温度は高温ほど軟質となり、深絞り用途に適しているが、750 ℃より高温にすると摩擦が低下してコイラーで巻取りが困難になる。また、高強度薄鋼板などは適度に巻取温度を低下させることにより製品の強度調整が行えるが、450 ℃より低いと効果が少なく、これを下限とする。
【００５０】
冷間圧下率は冷間圧延製品としての良好な成形性に加え板厚精度、表面性状を得るため圧下率45％以上とする。これにより、介在物原因でない、いわゆる成形性不足により起こるプレス割れなどを抑制することが可能である。
【００５１】
焼鈍温度は冷間圧延後再結晶および結晶粒成長を促し、良好な成形性を得るため、バッチ焼鈍では650 ℃以上、連続焼鈍では750 ℃以上とする。これにより、介在物原因でない、いわゆる成形性不足により起こるプレス割れなどを抑制することが可能である。
【００５２】
これまで述べてきた精錬条件、鋳造条件、真空精錬条件、そして熱間・冷間圧延条件については好ましくはその１または２以上を満足すれば良いが、満足する条件が多くなればそれだけ複雑強加工用により好ましい極低炭素薄鋼板が得られる。
【００５３】
Ｆ) 圧延製品の介在物
上記方法で製造した圧延鋼板、例えば冷延鋼板はその介在物量が極めて少ない。JIS G0555 に基づく非金属介在物測定によれば、介在物のほとんどがＣ₁、Ｃ₂と分類される。従来、介在物量の測定は顕微鏡下で介在物により占められた格子点数をもとに算出されるが、本発明による介在物は微細で、分散しているため従来法による評価ではいずれも０％となり、優劣の判定が困難であった。
【００５４】
そこで、本発明にあってはJIS G0555 に基づくものの、60視野における非金属介在物の観察総数 (格子点にかかるか否かによらず、介在物の存在数を計数) で評価する。
【００５５】
ここに、JIS G0555 に基づく本発明における介在物の計測方法は次の通りである。まず、試験片を圧延方向に沿って中心部から切り出し、焼入れした表面を研磨してから、400 倍の倍率の顕微鏡視野で介在物の数を計測し、合計視野数を60として、計測した介在物の数を合計する。
【００５６】
本発明による介在物の観察総数が20個以下の鋼板は、複雑強加工用途に供されても、介在物を起点としたピンホール欠陥やプレス割れなどの成形不良は発生しない。
【００５７】
このようにして得られた冷延鋼板は、その後、電気めっきあるいは塗装を施す等の表面処理を行うことができる。また、連続溶融亜鉛めっきも適用が可能なことは言うまでもない。
【００５８】
なお、本発明を熱延鋼板として用いることも状況によっては可能であり、その点についても特に制限するものではない。
本発明において極低炭素薄鋼板の板厚を好ましくは0.30mm以上とするが、その上限は制限ないが、プレス成形の限界厚さとして一般には６mm以下である。
【００５９】
【実施例】
表１に本例で用いた供試材の溶鋼成分値を、表２にスラグの組成およびスラブ中のクラスター系介在物数および鋳造条件とスラブ中の球状介在物数をそれぞれ示す。また、表３に製品性能を示す。
【００６０】
ここで、成形性の評価は絞り比＝1.8 の円筒深絞り試験を行い、側壁部に生じた欠陥の発生率％で判定した。これは製缶用の成形性評価より厳しく、本発明に言う「複雑強加工用途」における成形性を評価するものである。
【００６１】
これには成形性が劣るために絞り割れを生じるケースと、絞り成形は可能であっても、側壁部にピンホールを生じるケースがあり、いずれも不良として評価集計した。
【００６２】
結果は同じく表３に示す。
本発明によれば、複雑強加工を実施しても介在物によるピンホールなどの表面欠陥および成形不良の生じない、圧延鋼板が得られることが明らかである。
【００６３】
【表１】

【００６４】
【表２】

【００６５】
【表３】

【００６６】
【発明の効果】
上記に詳述したように、本発明にかかる圧延鋼板およびそれにさらに表面処理を行った表面処理鋼板は、例えば電気モータのケースやオイルクリーナのケースなどの複雑強加工用途に供されても、介在物を起点としたピンホール欠陥やプレス割れなどが生じにくく、かかる効果を有する本発明の実用上の観点からの意義は極めて著しい。
【図面の簡単な説明】
【図１】スラグ中の (FeO ＋MnO)組成割合とスラブから抽出したクラスター系介在物量の関係を示すグラフである。
【図２】連続鋳造時のスループット量とスラブから抽出した球状介在物量の関係を示すグラフである。
【図３】 RH真空脱ガス装置の概略説明図である。
【図４】直胴型浸漬管を有する真空脱ガス装置の概略説明図である。
【図５】浸漬管径と取鍋径の比とスラブから抽出した介在物量の関係を示すグラフである。

Claims

質量％で、
Ｃ：0.010％以下、 Si：0.5％以下、 Mn：1.5％以下、
Ｐ：0.12％以下、Ｓ：0.030％以下、Al：0.080％以下、
Ｎ：0.0080％以下、
Ti：0.10％以下および／またはNb：0.05％以下、
残部Ｆｅおよび不純物
からなる化学組成を有する鋼板であって、ｒ値が1.7以上、かつJIS G0555 に基づく、60視野における非金属介在物の観察総数が20個以下であることを特徴とする極低炭素薄鋼板。
前記化学組成におけるＦｅの一部に代えて、Ｂ：0.0050％以下を含むことを特徴とする請求項１記載の極低炭素薄鋼板。
前記化学組成におけるＦｅの一部に代えて、Ｖ：0.05％以下を含むことを特徴とする請求項１または２記載の極低炭素薄鋼板。
前記化学組成におけるＦｅの一部に代えて、Ca：0.0050％以下を含むことを特徴とする請求項１ないし３のいずれかに記載の極低炭素薄鋼板。
前記化学組成における不純物として、Cu、Cr、Sn、Sbをそれぞれ最大0.1％を含むことを特徴とする請求項１ないし４のいずれかに記載の極低炭素薄鋼板。
質量％で、
Ｃ：0.010％以下、 Si：0.5％以下、 Mn：1.5％以下、
Ｐ：0.12％以下、Ｓ：0.030％以下、Al：0.080％以下、
Ｎ：0.0080％以下、
Ti：0.10％以下および／またはNb：0.05％以下
ならびに
Ｂ：0〜0.0050％、Ｖ：0〜0.05％、Ca：0〜0.0050％、
残部Ｆｅおよび不純物
ただし、不純物としてCu、Cr、Sn、Sbをそれぞれ最大0.1％までは許容される
からなる化学組成を有する鋼に、転炉精錬、取鍋における二次精錬、連続鋳造、そして熱間圧延を行う極低炭素薄鋼板の製造方法であって、転炉出鋼後の二次精錬に際して、精錬容器内に溶鋼を収容し、雰囲気を減圧に調整可能な直胴型浸漬管を精錬容器内の溶鋼に浸漬し、溶鋼中に攪拌用ガスを吹き込むことを特徴とする請求項１ないし５のいずれかに記載の極低炭素薄鋼板の製造方法。
連続鋳造時の取鍋スラグ中の(FeO)+(MnO)を15質量％以下に制御し、加えて、鋳造時のスループット量を5Ton／分以下とすることを特徴とする請求項６記載の極低炭素薄鋼板の製造方法。
連続鋳造により得られたスラブに熱間圧延を行うに際して、スラブ平均温度を1100℃以上から熱間圧延を開始し、仕上げ圧延の出口温度をAr₃点以上とすること、さらに巻取温度を450〜750℃とすることを特徴とする請求項６または７記載の極低炭素薄鋼板の製造方法。
前記熱間圧延において、粗圧延後に加熱または短時間の保熱処理を行って、圧延コイルの全長にわたり、仕上げ圧延の出口温度をAr₃点以上とすることを特徴とする請求項８に記載の極低炭素薄鋼板の製造方法。
得られた熱延鋼板を脱スケールし、45％以上の圧下率で冷間圧延を行い、続いて焼鈍処理を行う際に、該焼鈍処理がバッチ焼鈍の場合にあっては650℃以上、また連続焼鈍の場合にあっては750℃以上の均熱処理を実施し、その後、調質圧延を施すことを特徴とする請求項６ないし９のいずれかに記載の極低炭素薄鋼板の製造方法。