JP3428296B2 - 熱延鋼板の製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、表面性状および延
性に優れた引張り強さが４０ｋｇｆ／ｍｍ² 以下の熱延
鋼板の製造方法に関する。

【０００２】

【従来の技術】特開昭59-143021 号公報では、延性鋼板
の経済的な製造方法の一つとして、所定成分の鋼を溶製
後、連続鋳造によりスラブとした後、直ちに熱間圧延を
施すことにより、スラブ再加熱のエネルギーコストを低
減し、且つ延性を改善する延性鋼板の製造方法が提案さ
れている。この方法はエネルギー原単位低減には非常に
有効なプロセスであるが、熱延後の鋼板表面に欠陥が多
発するため、表面品質の厳格な用途に対しては適用が困
難であり、良好な表面性状と鋼板の延性を両立させるこ
とが極めて困難であった。このような表面欠陥の発生
は、スラブ凝固後から熱延段階においての鋼中Ｓの挙動
に密接な関係がある。

【０００３】鋼中のＳは高温のγ領域においては固溶Ｓ
として存在するが、冷却に伴いＦｅあるいはＭｎと反応
して硫化物を形成する。特に、ＳがＦｅＳとして鋼中に
存在すると、ＦｅＳの融点は約１０００℃とγの低温域
まで液相として存在するため、熱延段階において液相Ｆ
ｅＳに応力が集中してしまい、ＦｅＳの優先発生サイト
であるγ粒界から割れが発生し、最終製品での鋼板表面
性状を著しく劣化させることはよく知られている。一般
に、このようなＦｅＳに起因した熱間脆性を防止するた
めに、鋼にＭｎを添加することによりＦｅＳより安定で
γ域では固相状態で存在するＭｎＳあるいは（Ｆｅ，Ｍ
ｎ）ＳといったＭｎを含む硫化物（以下Ｍｎ系硫化物と
呼ぶ）として固溶Ｓを固定することが一般的である。

【０００４】

【発明が解決しようとする課題】しかしながら、スラブ
に連続鋳造後、直接熱間圧延を施すようなプロセスにお
いては、凝固後、連続冷却段階において圧延されるた
め、Ｍｎ系硫化物により固溶Ｓを完全に固定することが
できず、残存固溶Ｓと地鉄との反応による溶融ＦｅＳに
よる表面割れが発生しやすい。このような熱間脆性は熱
延の粗圧延および引き続く仕上げ圧延のいずれにおいて
も発生するが、粗圧延で発生した表面割れは、粗圧延終
了から仕上げ圧延開始までに生成するスケールにより消
費されるため問題とならないが、より低温でおこなわれ
る仕上げ圧延においては表面スケール生成量が少ないた
め表面割れが顕在化する。また、このようなＦｅＳはγ
粒界にフィルム状に存在するため、熱延終了後の最終製
品においても、特に局部伸び領域での破断の起点となる
ため鋼板の延性を劣化させてしまう。また、Ｍｎ添加に
よりＭｎ系硫化物として固溶Ｓを析出させる場合も、鋳
造後のスラブ冷却段階で熱間圧延を施す時には、Ｍｎ系
硫化物が微細に析出するため、γ粒界に析出した微細な
Ｍｎ系硫化物による粒界延性破壊が顕著となり、γ域の
低温であるほど微細Ｍｎ系硫化物が増加するため圧延時
の表面割れが顕著となり、鋼板の表面性状を劣化させ
る。

【０００５】本発明は、上記の問題を解決するためにな
されたもので、優れた表面性状と延性を有する熱延鋼板
を歩留りの低下を伴うことなしに、しかも経済的に製造
することのできる方法を提供することを目的とする。

【０００６】

【課題を解決するための手段】本発明は、Ｃ含有量が
０．０１％〜０．０７％の低炭素鋼を素材とし、熱延鋼
板としての最終製品の表面性状と延性を良好とするた
め、連続鋳造後の熱延工程で鋼中のＳを硫化物として適
正な形態に制御することにより、比較的低いコストで鋼
中Ｓの硫化物析出に起因した表面欠陥発生を防止すると
ともに、粗大な硫化物に起因した最終製品での延性の低
下を防止することにより、熱延鋼板の表面性状および延
性を改善しようとするものである。

【０００７】すなわち、第一の発明は、重量％で、Ｃ：
０．０１〜０．０７％、Ｓｉ：０．０１〜０．３％、Ｍ
ｎ：０．０５〜１．０％、Ｐ：０．０３％以下、sol.Ａ
ｌ：０．００１〜０．１％、Ｓ：０．００１〜０．０２
５％、Ｎ：０．００５％以下、残部Ｆｅ及び不可避的不
純物からなる熱延鋼板の製造方法において、連続鋳造直
後のスラブをＡｒ3 点以下に冷却することなく直ちに粗
圧延により粗バーとした後、粗バーの温度を９００℃以
上から下式（１）に規定される温度Ｔ（℃）までの温度
範囲内まで冷却し、上記温度範囲内に粗バー温度が達し
た後、粗バー全体を加熱速度２℃／秒以上で温度上昇量
４０℃以上まで加熱し、次いで熱間仕上げ圧延を施しＡ
ｒ3 点以上で終了し、５５０℃以上で巻取ることを特徴
とする熱延鋼板の製造方法である。

【０００８】第二の発明は、連続鋳造により長さ１２ｍ
〜４０ｍのスラブとする方法で、第三の発明は、Ａｒ₃
点以上の温度で粗圧延を施してシートバーとした後、一
旦シートバーを巻取り、次いで巻き戻しながら再びシー
トバーを加熱速度２℃／秒以上で温度上昇量４０℃以上
まで加熱し、次いで熱間仕上げ圧延を施しＡｒ₃ 点以上
で終了し、５５０℃以上で巻取ること熱延鋼板の製造方
法である。

【０００９】

【発明の実施の形態】以下に、本発明の表面性状及び熱
延に優れた深絞り用熱延鋼板の製造方法について詳細に
説明する。 (1) まず、鋼の化学組成の添加理由及び限定理由につい
て述べる。 Ｃ：０．０１〜０．０７％ Ｃは鋼の強度を上昇させる元素である。Ｃ量が０．０１
％未満では所定の強度が得られず、また、粒成長性が大
きくなり、熱延後のフェライト粒径の増大に伴う鋼板の
成形加工後の２次加工脆性が生じやすくなる。一方、Ｃ
量が０．０７％を越えると引張り強度を４０ｋｇｆ／ｍ
ｍ² 以下にすることができない。

【００１０】Ｓｉ：０．０１〜０．３％以下 Ｓｉ量が０．０１％未満では所定の強度が得られない。
また、Ｓｉは鋼板の表面性状に悪影響をおよぼすだけで
なく、鋼の強度を上昇させる効果があり、引張り強度を
４０ｋｇｆ／ｍｍ² 以下にすることができないため、強
度鋼板の延性を維持する観点から、その含有量の上限を
０．３％に限定する。

【００１１】Ｍｎ：０．０５〜１．０％ Ｍｎは、鋼を強化する作用があり、強度に応じて必要量
含有させるものである。しかし、Ｍｎ量が１．０％を越
えると鋼板の延性が低下し深絞り性に悪影響をおよぼす
ため上限を１．０％とする。また、Ｍｎ含有量を０．０
５％未満になると、熱延段階の固溶ＳをＭｎＳとして固
定できず、固溶Ｓの存在に起因した鋼板の表面疵が発生
しやすくなるため下限は０．０５％程度とする。

【００１２】Ｐ：０．０３％以下ＰはＭｎと同様に、鋼
を強化する作用があり、強度に応じて必要量含有させる
ものである。Ｐ含有量が０．０３％を越えると熱延後の
フェライト粒界にＰが偏析し、粒界強度が低下し、鋼板
のプレス成形後に２次加工脆性が生じやすくなるため
に、上限を０．０３％とする。

【００１３】sol.Ａｌ：０．０１〜０．１％ sol.Ａｌは、鋼の脱酸のために有効な元素である。しか
しながら、sol.Ａｌの含有量が０．０１％未満ではその
効果が不十分であり、一方、sol.Ａｌが０．１％を越え
ると脱酸生成物である介在物の量が増加して、加工性が
劣化する。したがって、sol.Ａｌの含有量は、０．０１
〜０．１０％の範囲内に限定する。

【００１４】Ｓ：０．００１〜０．０２５％ Ｓは熱延段階においてＭｎＳ等の硫化物系介在物を形成
するが、Ｓ量が０．０２５％を越えると、硫化物の析出
量が高くなり、鋼板の成形加工時の亀裂発生点になるた
め、鋼板の局部伸びが著しく劣化する。またＳ量が０．
０２５％を越えると硫化物系介在物量が増加するだけで
なく、低融点（約９８０℃）のＦｅＳが熱延中に液相状
態で存在することにより鋼板表面に欠陥が発生してしま
うため、鋼板の表面性状が損なわれる。一方、Ｓ量が
０．００１％未満となると、熱延段階でのスケール剥離
性が低下してしまい、鋼板表面に部分的にスケールが残
存したまま仕上げ圧延において押し込まれてしまい、最
終製品において押し込み疵と呼ばれる欠陥が発生してし
まうため、鋼板の表面性状を良好に保つ上で望ましくな
い。

【００１５】Ｎ：０．００５％以下 Ｎは、加工性を高めるために少ない方が好ましく０．０
０５％以下に限定する。

【００１６】(2) 次に製造条件の限定理由を述べる。ま
ず、本発明においては鋼を溶製し連続鋳造によりスラブ
とした後、Ａｒ₃ 点以下に冷却することなく直ちに粗圧
延を行う。直ちに粗圧延を行う理由は、スラブ温度冷却
に伴うスラブ再加熱によるエネルギーコストを低減する
のに効果的であるためである。但し、スラブ表面あるい
はコーナー部での温度低下を補償するために、オンライ
ンでの軽加熱処理あるいは、短時間の再加熱炉での軽加
熱処理はスラブ全体の温度を均一にするために有効な手
段であり、本発明において採用することができる。

【００１７】次いで、粗バーの温度を９００℃以上で鋼
中Ｍｎ含有量、Ｍｎ％と鋼中Ｓ含有量、Ｓ％から下式
（１）に規定される温度Ｔ（℃）以下の温度範囲内の温
度まで冷却する。そして、この温度に達してから加熱を
行う。Ｔ＝9020／{2.929−log(Ｍｎ％）・（Ｓ％)}−27
3 …（１） この温度に達してから加熱を行うのは、９
００℃未満ではγ−α変態によりＦｅＳがγ粒界にフィ
ルム状に生成され熱間延性が低下し、また、Ｔ（℃）以
上ではＭｎＳが析出していないため粗バーを再度加熱し
てもＭｎＳの無害化を図れないためである。ここでの加
熱条件は、粗バー全体を加熱速度２℃／秒以上で温度上
昇量４０℃以上まで加熱する。粗バーの加熱においては
粗バーの温度上昇量を４０℃としなければならない理由
は、スラブ直送圧延にともなうＭｎＳの微細析出を緩和
し、熱間延性を良好にすることにより熱延鋼板の表面性
状を良好にするとともに、ＭｎＳ粒子によるγ粒の細粒
化を防止し、軟質高延性にするためであり、４０℃未満
ではその効果が不十分である。

【００１８】また、粗バー加熱時の加熱速度を２℃／秒
以上とした理由は、２℃／秒未満では粗バー表面が過酸
化状態となり、仕上げ圧延時の脱スケール性が低下し鋼
板にスケール性欠陥が発生するためである。

【００１９】次いで、熱間仕上げ圧延を施しＡｒ₃ 点以
上で終了して最終目標板厚とし、５５０℃以上で巻取
る。Ａｒ₃ 点以上以上で終了する理由は、Ａｒ₃ 温度未
満で圧延が終了すると、粗大な結晶粒が鋼板表面から発
達し、最終熱延板の延性を著しく低下させるためであ
る。巻取り温度を５５０℃以上とする理由は、巻取り温
度が５５０℃未満になると鋼中のＣが十分にセメンタイ
トとして析出しなくなり、同様に鋼板の延性が低下して
しまうためである。

【００２０】従来の仕上げ圧延では、スラブが長いと、
圧延機入側において粗バー後端部が待機している間に粗
バー温度が低下してしまい、仕上げ終了温度がＡｒ₃ 点
以下となり、鋼板の延性を劣化させる粗大組織が発達し
てしまう。このため、従来のスラブ長さには制約があっ
た。しかし、本発明法によれば仕上げ圧延機入側で、粗
バー全体を加熱し昇温できるため、従来のスラブ長さよ
り長い１２ｍ以上のスラブ長さで良好な表面性状および
延性を確保することができる。ただし、４０ｍ以下が好
ましい。

【００２１】また、本発明では、粗圧延を施してシート
バーとした後、このシートバーを一旦コイルボックスに
巻取り、このことによりシートバーの先端および後端の
温度差を低減し、引続いて巻き戻しながら再びシートバ
ーを加熱速度２℃／秒以上で温度上昇量４０℃以上まで
加熱し、次いで熱間仕上げ圧延を施すことにより、さら
に表面性状および延性の均一化を促進することができ
る。

【００２２】(3) 本発明における仕上げ圧延前での粗バ
ーのインライン熱処理（粗バーの冷却、再加熱）及びそ
の加熱条件は、本発明者の実験に基づき得られたもので
ある。以下に、その実験例について説明する。

【００２３】（実験１） 実験室真空溶解炉において表１に示すような低炭素Ａｌ
キルド鋼を溶製し鋳造によりインゴットとした後、この
鋼塊より平行部直径６ｍｍの丸棒引張り試験片を採取し
た。このサンプルを高周波で加熱処理しながら真空中に
て歪み速度２２／秒で引張り試験を行い、破断時の破断
部の絞り率（ＲＡ）を測定した。この試験における熱サ
イクルを図１に示すように、一旦１３５０℃まで加熱
し、１０分均熱することにより鋳造直後のＭｎＳなどの
硫化物や、ＡｌＮ、セメンタイトなどの析出物を完全に
溶解させて、鋳造直後の組織を再現した。引き続き、熱
サイクル（Ａ）においては、冷却速度−２０℃／秒でγ
域の所定の温度に到達した後、その温度で高温引張りに
より試験片を破断させた。一方、熱サイクル（Ｃ）にお
いては、１３５０℃に１０分試験片を保持後冷却速度−
２０℃／秒でγ域の所定温度まで冷却したのち、加熱速
度７℃／秒で試験片を２０℃から６０℃の温度上昇量、
ΔＴ（℃）加熱した後、引張り試験を行った。ここで、
表１に示した鋼のＡｒ3 温度は８５０℃で、Ｔ＝９０２
０／｛２．９２９−ｌｏｇ（Ｍｎ％）・（％Ｓ）｝−２
７３＝１２５９℃である。各熱サイクルにおける高温引
張り試験破断時の絞り率、ＲＡの試験温度に伴う変化を
図２に示す。いずれの試験温度においても、熱サイクル
（Ａ）による絞り率は、熱サイクル（Ｃ）に比べて低
い。また、サイクル（Ｃ）においても試験前の加熱温度
上昇量が大きいほど、同一試験温度での絞り率は高くな
る。ここで、このような高温引張り試験における破断時
の絞り率は、鋼の熱間延性を示しており、絞り率が低い
と熱延時の微小な表面割れが発生しやすくなり、熱延鋼
板の表面欠陥となる。図２に示すような温度低下に伴う
熱間延性の低下は、鋼中ＳがＭｎ，Ｆｅと反応して硫化
物がγ粒界および粒内に微細に析出し、特に加工中にγ
粒界の微細な硫化物に起因した粒界延性破壊が顕著とな
るためである。サイクル（Ｃ）において絞り率が改善さ
れるのは、引張り加工前の加熱処理によりγ粒界上の微
細硫化物の凝集粗大化反応が促進され、粒界延性破壊の
起点としての硫化物数が減少することによるものであ
る。一方、このような硫化物の凝集粗大化反応を促進す
るために、試験温度での等温保持も考えられるため、図
１のサイクル（Ｂ）に示すように、各試験温度において
５分および１０分等温保持後、高温引張り試験を行っ
た。サイクル（Ａ）に比較しサイクル（Ｂ）での等温保
持による絞り率の改善効果は高温ほどみられるものの、
サイクル（Ｃ）の加熱処理ほど顕著ではない。これは、
硫化物の凝集粗大化反応において、Ｍｎの拡散速度が律
速となるが、等温保持による凝集粗大化促進より、温度
上昇によるＭｎの拡散速度を速くすることが効果的であ
ることを示している。また、絞り率が８０％を越えると
熱延段階での熱間延性低下に伴う表面欠陥の発生は皆無
となるため、本実験結果より仕上げ圧延の温度領域であ
る１１５０℃以下での絞り率改善のためにはサイクル
（Ｃ）が最も効果的に表面欠陥を低減できる方法である
ことが明らかとなった。

【００２４】即ち、実験１から、γ域の所定温度まで冷
却した後試験片を４０℃以上まで加熱する熱サイクルを
行うことにより、仕上圧延での鋼板の絞り率を改善する
ことがわかる。

【００２５】

【表１】

【００２６】（実験２） 実験室真空溶解炉において表２に示すような低炭素Ａｌ
キルド鋼を溶製し３種類の熱サイクルにより熱間圧延を
施し、引張り試験による機械的特性に及ぼす熱延時の熱
サイクルの影響について検討した。熱サイクル（１）で
は、従来のスラブ再加熱熱延法を再現するため、この溶
鋼を鋳造後一旦室温まで冷却した後、再度１２００℃ま
で再加熱し、１ｈ均熱後熱間圧延を行い９００℃で３．
２ｍｍまで仕上げ圧延を終了し、６２０℃×１ｈの巻取
り処理をした。サイクル（３）では、鋳造後スラブを直
接熱間圧延に供するため、鋳造後インゴットを直ちに抽
出してＡｒ3 点以下に温度低下をすることなく熱間圧延
を施し、９００℃で３．２ｍｍまで仕上げ圧延を終了
し、６２０℃×１ｈの巻取り処理をした。熱サイクル
（２）ではサイクル（３）と同様に鋳造後インゴットを
直ちに抽出した後、１０５０℃まで冷却したところで高
周波誘導加熱装置にて材料全体を加熱速度２℃／秒で６
０℃加熱昇温した後熱間圧延を施し３．２ｍｍまで仕上
げ圧延を終了し、６２０℃×１ｈの巻取り処理をした。
これら３種類の熱サイクルにより熱間圧延した熱延板の
圧延方向および圧延直角方向の引張り特性を調査するた
め、ＪＩＳ５号試験を採取し引張り速度１０ｍｍ／分で
引張り試験を行った。

【００２７】

【表２】

【００２８】その結果を図３に示すように、スラブを直
接熱間圧延に供するサイクル（２）および（３）の引張
り試験における伸びは、スラブを一旦冷却後再加熱した
後熱間圧延を施すサイクル（１）に比較して圧延方向と
圧延直角方向の伸びの差が小さいのが特徴である。サイ
クル（１）においては、３種類の熱サイクルの中で最も
引張り強度が低く軟質化されており、圧延方向の伸びは
最も高いが、圧延直角方向の伸びに関しては、素材が軟
質化されても低い値を示している。これは、鋳造後のス
ラブ冷却段階において、凝集粗大化したＭｎＳがスラブ
再加熱段階において再溶解せずに残り、引き続く熱延段
階においてこの粗大なＭｎＳが圧延方向に展伸されたた
め、このＭｎＳの展伸方向に直角な方向すなわち圧延直
角方向に引張り試験をすると、ネッキング発生後の局部
伸び領域においてこの粗大なＭｎＳ粒子廻りでのマイク
ロボイドが発生しやすくなり、破断しやすくなるためで
ある。これに対して、サイクル（２）および（３）では
鋳造後スラブの冷却段階におて熱間圧延を行うため、Ｍ
ｎＳが粗大に凝集粗大化する時間がなく、熱延板におい
てサイクル（１）のような展伸したＭｎＳは存在しない
ため、圧延直角方向の伸びの低下はなく、圧延方向と同
等の値を示している。しかし、サイクル（３）の強度−
延性バランスはサイクル（２）に比較し高強度−低延性
である。これは、熱延前段階においてＭｎＳ粒子が母材
に析出していることによりγ粒が細粒化されたことによ
るものである。一方、サイクル（２）においては、熱延
前の加熱昇温によりＭｎＳ粒子の凝集粗大化が図れるた
め、熱延段階でのγ粒細粒化効果は消失しておりサイク
ル（１）と同様の軟質化が図れ、また、サイクル（１）
において顕著であったスラブ再加熱段階での粗大な未固
溶ＭｎＳ粒子による圧延直角方向の伸びの低下もなく優
れた延性を示す。即ち、実験２から、鋳造後スラブを直
接熱間圧延し、加熱昇温後仕上げ圧延を行う方法が、優
れた延性を示すことがわかる。

【００２９】

【実施例】表３に示す化学組成からなる鋼を実験室にて
溶製し、Ａｒ３点を下回ることなく直ちに鋳片を抽出し
た後、Ａｒ3 温度以下に冷却することなく直ちに粗圧延
を施し粗バーとした後、一旦表４中に示す温度に粗バー
を保持し、さらに粗バー全体加熱装置により加熱速度５
〜１０℃／秒で表４中に示す温度に再加熱し、仕上げ圧
延を施し板厚２．８ｍｍとした後巻取った。また、比較
法として、スラブ再加熱法においては、鋳造した後一旦
スラブを冷却し、１２２０℃に再加熱した後同様に熱延
を施し板厚２．８ｍｍとした。これらの熱延鋼板を酸洗
により表面スケールを除去した後、０．５％の伸長率で
調圧した後、熱延板の機械的特性値を引張り試験により
評価した。

【００３０】機械的特性値の評価においては、熱延鋼板
からＪＩＳ５号試験片を採取し、引張り試験により鋼板
の圧延方向および圧延直角方向の機械的特性値を評価し
た。測定した機械的特性値を表４に示すように、本発明
法により製造した熱延鋼板は比較例に比べ優れた表面性
状および延性を有していることがわかる。

【００３１】

【表３】

【００３２】

【表４】

【００３３】

【発明の効果】この発明によれば、仕上げ圧延前での粗
バーのインライン熱処理（粗バーの冷却、再加熱）によ
り鋼中の固溶ＳをＭｎ系硫化物として完全固定し、この
ことによる仕上げ圧延段階での表面欠陥の発生防止およ
び最終熱延鋼板の局部伸びに無害な硫化物の形態制御を
図ることができ、その結果、従来の連続鋳造後の直接熱
延において課題となっていた表面性状の劣化を防止する
ことができるだけでなく、従来のスラブ再加熱法におい
て課題であった圧延直角方向での伸びを改善でき、優れ
た強度−延性バランスを有する鋼板を得ることができ
る。

【図面の簡単な説明】

【図１】実験１で行った試験の熱サイクルを模式的に示
した図。

【図２】熱間延性に及ぼすスラブの熱履歴と加工温度の
影響を示した図。

【図３】強度−延性バランスに及ぼす熱履歴の影響を示
した図。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 平５−277506（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) C21D 9/46 - 9/48 C21D 8/00 - 8/10 C22C 38/00 - 38/60

Claims (3)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量％で、Ｃ：０．０１〜０．０７％、
   Ｓｉ：０．０１〜０．３％、Ｍｎ：０．０５〜１．０
   ％、Ｐ：０．０３％以下、sol.Ａｌ：０．００１〜０．
   １％、Ｓ：０．００１〜０．０２５％、Ｎ：０．００５
   ％以下、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる熱延鋼板
   の製造方法において、連続鋳造直後のスラブをＡｒ₃ 点
   以下に冷却することなく直ちに粗圧延を施して粗バーと
   した後、この粗バーを、９００℃以上で下式（１）に規
   定される温度Ｔ（℃）以下の温度範囲内の温度に冷却
   し、この温度に冷却された粗バーを加熱速度２℃／秒以
   上で温度上昇量４０℃以上まで加熱し、次いで熱間仕上
   げ圧延を施しＡｒ₃ 点以上で終了し、しかる後、５５０
   ℃以上で巻取ることを特徴とする熱延鋼板の製造方法。 Ｔ＝9020／{2.929−log(Ｍｎ％）・（Ｓ％)}−273 …（１）
2. 【請求項２】重量％で、Ｃ：０．０１〜０．０７％、Ｓ
   ｉ：０．０１〜０．３％、Ｍｎ：０．０５〜１．０％、
   Ｐ：０．０３％以下、sol.Ａｌ：０．００１〜０．１
   ％、Ｓ：０．００１〜０．０２５％、Ｎ：０．００５％
   以下、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる熱延鋼板の
   製造方法において、連続鋳造直後のスラブをＡｒ₃ 点以
   下に冷却することなく直ちに粗圧延を施してシートバー
   とした後、このシートバーを一旦コイルボックスに巻取
   り、９００℃以上で下式（１）に規定される温度Ｔ
   （℃）以下の温度範囲内の温度に冷却し、次いで巻き戻
   しながら再びシートバーを加熱速度２℃／秒以上で温度
   上昇量４０℃以上まで加熱し、次いで熱間仕上げ圧延を
   施しＡｒ₃ 点以上で終了し、５５０℃以上で巻取ること
   を特徴とする熱延鋼板の製造方法。 Ｔ＝9020／{2.929−log(Ｍｎ％）・（Ｓ％)}−273 …（１）
3. 【請求項３】 連続鋳造により得られるスラブは長さ１
   ２ｍ〜４０ｍであることを特徴とする請求項１または２
   に記載の熱延鋼板の製造方法。