JP2005133177A - 加工性に優れた熱間圧延鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】 本発明は粗圧延した粗バーの全厚み方向の温度がα相が生成する温度以下になるように冷却した後に、粗バーをオーステナイト変態点温度以上に加熱昇温させて逆変態を生じさせる際に、粗バーの板厚方向及び幅方向の温度差を均一化させ、それにより、粗バー全体の結晶粒径の微細化を均一化させて、それを用いて加工性に優れた熱延鋼板を製造する方法を提供すること
【解決手段】鋼片を粗圧延機により粗圧延して粗バーにし、該粗バーを仕上圧延機により仕上圧延するに際し、粗圧延後の粗バーの全厚み方向の温度がＡｒ₃変態点温度未満になるように冷却した後に、トランスバース型誘導加熱装置で、該粗バーの全厚み方向の温度をＡｃ₃変態点温度以上の温度に加熱昇温して仕上圧延することを特徴とする加工性に優れた熱間圧延鋼板の製造方法。
【選択図】 図３

Description

本発明は、加工性に優れた熱延鋼板の製造方法に関し、特に熱間圧延工程においてα（フェライト）相からγ（オーステナイト）相への逆変態を生じさせ、組織を微細化させることによって、、強度、加工性を向上させた熱延鋼板の製造方法に関するものである。

熱延鋼板は、自動車用部材等に使用されている。自動車用部材は、その部品形状に応じてプレス加工されるため、熱延鋼板は、強度とともに加工性が要求される。

そこで、従来から、鋼板の、強度、加工性などの機械的性質を向上させるために、金属組織を微細化するのが有効であることが知られている。金属組織を微細化する手段としては低温圧延法や大圧下圧延法等が提案されている。

更に、鋼の逆変態を利用して、組織を微細化する方法が提案されている。

例えば、粒径５μｍ以下の等方的フェライト結晶粒を主体とした組織からなる加工性に富んだ微細粒フェライト鋼材を製造するのに、熱間加工の前段階で通常の熱間加工における如き熱履歴或いは加工履歴を経させ、しかる後に、一旦鋼組織の少なくとも一部がフェライト組織を呈するように温度管理を行ってから、加工の最終段階として塑性加工を加えながら温度を上げて変態点温度を超えさせ、フェライト組織をオーステナイト組織に逆変態させてオーステナイト組織を微細化し、その後冷却を行うことが提案されている（例えば、特許文献１参照）。

また、優れた深絞り性を有する薄鋼板の製造方法として、炭素含有量が０．００５％以下である極低炭素鋼をベースとしたＴｉ添加鋼したＩＦ鋼に対して、鋼中のＣ、Ｎ、Ｓ量を規定して、最終製品の集合組織の形成に重要な、仕上圧延時におけるα域圧延直前の組織の細粒化及び固溶Ｃ、Ｎの低減を図り、仕上圧延直前で粗バーを一旦γ域からＡｒ３変態点温度以下のα域に保持してＴｉ炭硫化物析出による固溶Ｃを低減させるとともにこの変態に伴う組織の細粒化を行い、再びＡｒ₃変態点温度以上のγ域に加熱することで全組織をより微細にすることにより鋼板の深絞り性を改善する方法が提案されている（例えば、特許文献２参照）。

また、優れた加工性を示す面内異方性の小さい高ｒ値冷延鋼板を製造する方法として、所定の成分の熱鋼片をＡｒ₃変態点温度を下回る温度域に冷却し、その温度域に１〜６０分間保持する析出処理を行って、Ａｒ₃変態点温度〜（Ａｒ₃変態点温度＋２００℃）の温度域まで昇温しαからγへの逆変態を生じさせた後に冷却し、合計圧下率が５０〜９７％の冷間圧延を行い、次いで５５０〜９００℃の温度で再結晶処理を行う方法が提案されている（例えば、特許文献３参照）。

さらに、前述した金属組織を微細化する方法においては、熱間圧延工程中で鋼板（粗バー）を加熱昇温させる必要がある。通常、鋼材の加熱装置としてはガス燃焼による加熱装置等が用いられるが、急速な加熱は困難であるので熱間圧延工程での加熱装置には適用できない。また、通電加熱を薄い鋼板の加熱に用いた例もあるが、粗バーの様に厚い鋼板に実際に用いられた例は無い。熱間圧延工程での加熱装置としては、高周波加熱と言われる、一般的には１０００Ｈｚ以上の周波数を用いるソレノイド型誘導加熱装置が実際使われている。

ところで、粗圧延機で粗圧延し、冷却した粗バーをソレノイド型誘導加熱装置で加熱昇温すると、ソレノイド型誘導加熱装置は粗バーの表層の温度を昇温させるという特性があるので、粗バーの中心部を所定の温度に昇温しようとすると表面の温度は所定の温度以上に上昇して、板厚方向に温度差が生じる。
このため、熱間圧延工程でフェライト組織をオーステナイト組織に逆変態させても、鋼板の板厚方向で均一に金属組織を微細化することができないという問題が生じると考えられる。

また、従来の特許文献においても、「Ａｒ₃以上に加熱し」もしくは「Ａｃ₃以上に加熱し」という記載はあるが、その温度が結晶の微細化に影響するとの思想は述べられていない。

一方、ＩＦ鋼を冷間圧延した鋼材においても組織の微細化は強度や加工性を向上させるのに重要な課題である。

ところで、一般的に熱延再結晶板の結晶粒の不均一分布は、冷延、再結晶後にも伝承されると言われているので、ＩＦ鋼を冷延、焼鈍した鋼板においてもその結晶粒径の分布は、熱延板と同様の様相を呈することが予想させる。殊に、表面に粗大粒があると、プレス割れ時の肌あれ等の原因になる。

また、表面の粗大粒は亜鉛メッキ後の合金化の挙動にむらの原因となることも報告されている。表面の粗大粒は表面の結晶粒が微細に均一化していれば生じにくい。機械特性の向上と合わせて、この問題を解決するには、厚み方向の組織の微細均一化が必要になる。

特開平２−３０１５４０号公報 特開平９−１６５６２６号公報 特開平６−１８４６４５号公報

本発明は粗圧延した粗バーの全厚み方向の温度がα相が生成する温度以下になるように冷却した後に、粗バーをＡｃ_３変態点温度以上に加熱昇温させて逆変態を生じさせる際に、粗バーの板厚方向及び幅方向の温度を均一化させ、それにより、粗バー全体の結晶粒径を均一化に微細化させ、加工性に優れた熱延鋼板を製造する方法を提供することを解決課題とするものである。

本発明者は、金属組織を微細化した熱延鋼板を製造しても、熱延鋼板の加工性等の機械的性質の均一性に問題があること知見し、その原因について鋭意究明した。
その結果、機械的性質の均一性が得られない原因は、板厚方向の組織が微細均一化されてないことに起因することを見出した。

更に、板厚方向の組織を微細均一化する為には、仕上げ圧延前のオーステナイト粒径を板厚方向に微細均一化することが重要であり、これは、粗圧延した粗バーの全厚み方向の温度がＡｒ₃変態点温度以下でα相がおよそ５０％程度以上になるように冷却した後に、粗バーをＡｃ₃変態点温度以上に加熱昇温してα相からγ相に逆変態を生じさせることで得られるが、冷却後の粗バーを加熱昇温させた後に、特に、粗バーの板厚方向に温度差が生じていると、仕上げ圧延前の結晶粒径が板厚方向に均一で無くなることを見出した。
そこで、本発明者は、トランスバース型誘導加熱装置を用いて粗バーを加熱昇温させれば粗バーの板厚方向の温度差をなくすことができ、仕上圧延後の熱延鋼板の機械的性質が均一化することを知見し、本発明を完成した。

本発明の要旨は、以下の通りである。

（１） 鋼片を粗圧延機により粗圧延して粗バーにし、該粗バーを仕上圧延機により仕上圧延するに際し、粗圧延後の粗バーの全厚み方向の温度がＡｒ３変態点温度未満になるように冷却した後に、トランスバース型誘導加熱装置で、該粗バーの全厚み方向の温度をＡｃ₃変態点温度以上の温度に加熱昇温して仕上圧延することを特徴とする加工性に優れた熱間圧延鋼板の製造方法。

（２） トランスバース型誘導加熱装置による加熱昇温後の粗バーの表面と板厚中心の温度差を１０℃以下にすることを特徴とする上記（１）に記載の加工性に優れた熱延鋼板の製造方法。

（３） 粗圧延後の粗バーの全厚み方向の温度（Ｔ）を、鋼成分中の炭素濃度によって定まる下記（１）式を満足する温度以下にすることを特徴とする上記（１）又は（２）のいずれかに記載の加工性に優れた熱間圧延鋼板の製造方法。

温度（Ｔ）≦−１０２１．７１×炭素濃度＋９１２ ・ ・ ・（１）
（４） ＩＦ鋼成分の鋼片を粗圧延し、粗圧延後の粗バーの全厚み方向の温度をＡｒ３−５０℃以上及びＡｒ３未満の温度に調整することを特徴とする上記（１）又は（２）のいずれかに記載の加工性に優れた熱間圧延鋼板の製造方法。

（５） 粗圧延が二相域での圧延であることを特徴とする上記（１）又は（２）のいずれかに記載の加工性に優れた熱間圧延鋼板の製造方法。

（６） 粗圧延終了時に粗バーの全厚み方向の温度（Ｔ）を、鋼成分中の炭素濃度によって定まる下記（１）式を満足する温度以下にすることを特徴とする上記（１）又は（２）のいずれかに記載の加工性に優れた熱間圧延鋼板の製造方法。

温度（Ｔ）≦−１０２１．７１×炭素濃度＋９１２ ・ ・ ・（１）
（７） ＩＦ鋼成分の鋼片を粗圧延し、粗圧延終了時に全厚み方向の温度をＡｒ３−５０℃以上及びＡｒ３未満の温度に調整することを特徴とする上記（１）又は（２）のいずれかに記載の加工性に優れた熱間圧延鋼板の製造方法。

（８） Ａｃ₃変態点温度以上の温度に加熱昇温する際に、昇温速度を５〜５０℃／ｓとすることを特徴とする上記（１）〜（７）のいずれかに記載の加工性に優れた熱間圧延鋼板の製造方法。

（９） トランスバース型誘導加熱装置による加熱昇温後の粗バー幅方向の温度偏差を２０℃以内にすることを特徴とする上記（１）〜（８）のいずれかに記載の加工性に優れた熱間圧延鋼板の製造方法。

（１０） トランスバース型誘導加熱装置による加熱昇温後、６０秒以内に仕上圧延を開始することを特徴とする上記（１）〜（９）のいずれかに記載の加工性に優れた熱間圧延鋼板の製造方法。

（１１） ＩＦ鋼成分の鋼片の場合には、３０秒以内に仕上圧延を開始することを特徴とする上記（１０）記載の加工性に優れた熱間圧延鋼板の製造方法。

本発明によれば、板厚方向及び幅方向の結晶粒を均一で微細にすることができ、その結果、鋼板全体の結晶粒を均一微細化できるので、鋼板全体の機械的特性が均一化され、優れた加工性を備えた熱間圧延鋼板を得ることができる。

以下、本発明について詳細に説明する。

上述したように、自動車用部材等に用いる加工性に優れた熱延鋼板は、コイル内で加工性等の機械的性質に変動が少なく均一化していることが望ましい。加工性等の機械的性質を向上させるためには、熱間仕上圧延前にα相からγ相への逆変態を利用してγ粒を微細化して、仕上圧延工程で微細なγ粒からの変態を安定して促進させ、板厚方向及び幅方向に均一で微細な結晶粒を持つ熱延鋼板とする必要がある。

ところで、これまで従来の（逆変態無しで）製造されている熱延鋼板はＪＩＳ Ｇ ０５５１記載の結晶粒度で８程度と仕上げ圧延後のオーステナイト結晶粒が微細化していないためにその特性が限られたものであった。
そこで、本発明では、組織を微細化するひとつの方法である、逆変態熱処理を試みたが、粗圧延された粗バーをα相が生成するＡｒ₃変態点温度以下に冷却後、Ａｃ₃以上に加熱する際に、粗バーの板厚方向及び幅方向の温度差が均一化していないことが微細な結晶粒の均一化を阻害していることを見出した。

図１は、二種類の鋼種について種々の加熱温度における加熱開始から圧延開始までの保持時間とオーステナイト結晶粒径との関係を示す一例を示した図である。

図１に示すように、圧延開始までの時間が長くなるに応じ、かつ鋼板の温度（℃）が高くなるに応じてオーステナイト結晶粒径（ｍｍ）が大きくなることが分る。

即ち、結晶粒径（Ｒ）と初期の結晶粒径（Ｒ₀）との関係は、下記（２）式の２乗式に従うものとされている。

Ｒ²＝（ｋｔ）^-0.5＋Ｒ₀ ² ・ ・ ・（２）
ここで、ｋは結晶粒成長の速度定数（ｍｍ²／ｓ）、ｔは加熱開始から圧延開始までの時間（ｓ）を意味する。

この計算では、例えば、初期の粒径が０．０１ｍｍの時で、加熱開始から圧延開始までの時間が５０秒（約３０ｍｐｍのラインスピードに相当する）では、粗バー温度が９５０℃の場合には結晶粒径は０．０３ｍｍに、そして、粗バー温度が１０５０℃の場合には結晶粒径は０．０６ｍｍになることが推定される。

また、加熱開始から圧延開始までの時間が１００秒（約１５ｍｐｍのラインスピードに相当する）では、粗バー温度が９５０℃の場合には結晶粒径は０．０５ｍｍに、粗バー温度が１０５０どの場合には、結晶粒径は０．１ｍｍになる。

つまり、例えば、粗バーの表面と内部に時間で平均した温度差が約１００℃あると、仕上圧延前の表面と内部の結晶粒径の差は約２倍になることとなる。
したがって、粗バーの板厚方向に温度差があれば、板厚方向の結晶粒径に差が生じ、板厚方向の結晶粒が均一化されない。

そこで、本発明では、板厚方向の結晶粒径の均一微細化を達成するために、粗バー冷却後、Ａｃ₃変態点温度以上に加熱してγ粒を生成させる際に、粗バーの板厚方向の温度差がないように加熱昇温するようにした。

本発明者は、加熱手段として熱間圧延に生産阻害を起こすことなく短時間で粗バーを加熱昇温できる誘導加熱装置に着目した。

誘導加熱装置には、熱延工程で鋼板の端部や鋼板の先端部、後端部の過冷却部を加熱するために使用されているソレノイド型誘導加熱装置と、鋼板の端部の温度低下部を加熱するために使用されているトランスバース型誘導加熱装置がある。

ソレノイド型は、高周波で鋼板表面の温度を上昇させる特性があるのに対して、トランスバース型は、鋼板を磁束が貫通し鋼板に反発磁束による渦電流が発生して鋼板を誘導加熱するものであるから板厚方向に均一に温度を上昇させる特性がある。

両者の板厚方向の発熱密度比分布を図２に示す。

図２に示すように、ソレノイド型誘導加熱では鋼板表面と中心部とで発熱密度比分布の値に大きな差がある。しかし、トランスバース型誘導加熱ではその差は殆ど生じない。

このため、板厚方向の温度差を生じさせないように昇温するには、トランスバース型誘導加熱装置を用いればよいことが分った。

また、Ｕ字鉄心タイプのトランスバース型誘導加熱装置が磁束を粗バーの板厚方向に均一に貫通しやすいことがわかった。更に、鉄心幅は３００〜６００ｍｍ程度、周波数は１５０〜３００Ｈｚ程度が磁束の均一化にたいして適正であることもわかった。鉄心幅は６００ｍｍ以上では幅方向の温度変更が難しくなる。３００ｍｍ以下であると、幅方向のストロークが大きくなり非効率である。一方、周波数は低い方が効率上のメリットが有るが１５０Ｈｚ以下だと鉄心内に磁気飽和の危険性が生じる。３００Ｈｚ以上であると効率の悪化が懸念される。

図３はソレノイド型及びトランスバース型誘導加熱装置で加熱した場合のそれぞれの板表面及び板中心の昇温値を示す図である。

図３に示すように、例えば、計算では目標平均昇温量２０℃とした場合に、ソレノイド型誘導加熱では、板表面と板厚中心とでは最大５５℃の温度差が生じるが、トランスバース型誘導加熱では最大５℃以下であり、両者の板厚方向の昇温量が大きく異なる。実施例にある昇温量は更に大きいので板表面と板厚中心との温度差は更に大きくなることが予想される。

即ち、トランスバース型誘導加熱では、板厚方向の昇温量の差が殆どない。

したがって、本発明では粗圧延した粗バーの全厚み方向の温度がα相が生成するＡｒ₃変態点温度以下になるように冷却した後に、粗バーの全厚み方向の温度をＡｃ₃変態点温度以上に加熱昇温させて逆変態を生じさせる際に、トランスバース型誘導加熱装置によって加熱昇温させ、粗バーの板厚方向に温度差が生じないようにした。つまり、板厚方向の温度差が１０℃以下、好ましくは５℃以下であれば、板厚方向の結晶粒は均一に微細化されるからである。

ところが、トランスバース型誘導加熱装置は、図４に示すようにＵ型鉄心幅部分に対応する粗バー部分が昇温されるため、粗バーの板幅と一致する広幅鉄心の誘導加熱装置を用いれば、板幅方向の温度差なしに昇温可能であるが、粗バーの板幅は製品によって異なるので、種々の粗バー板幅と一致する広幅鉄心の誘導加熱装置を準備することが必要となり、コストアップとなって生産性を阻害する。

そこで、本発明では、図５に示すように複数台（図では３台を示している）のＵ字鉄心１とコイル２を備えたトランスバース型誘導加熱装置３を搬送ローラ４上を搬送される粗バー５の搬送方向に直列状に配置し、かつ、その配置は板幅方向の昇温量が均一化するように板幅方向全体を覆うように各々の位置をずらして配置した。各々のトランスバース型誘導加熱装置は矢印に示すように板幅方向に移動可能となっているので、粗バー板幅に応じて板幅方向に移動させて板幅全体を覆うように偏心して配置することができる。このように配置して昇温した結果、３台の誘導加熱装置の各々の昇温量の合計により板幅方向の温度偏差を２０℃以内にすることができた。板幅方向の温度偏差が２０℃を超えると板幅方向の結晶粒の大きさが不均一となり好ましくない。

図６は、図５に示す３台のトランスバース型誘導加熱装置Ｎｏ．１〜Ｎｏ．３の各々の昇温パターン及び合計昇温パターンを例示する図である。

図６に示すように、板幅中央に配置したＮｏ．１の昇温パターンは板中央部を昇温させることができ、そして板幅方向の左右に偏心して配置したＮｏ．２及びＮｏ．３によって板幅の左右の部分を昇温させることができる。その結果、Ｎｏ．１〜Ｎｏ．３の３台の昇温合計の温度分布は略逆Ｍ字状の昇温パターンとなる。

したがって、粗バーの板幅方向についての加熱前の初期温度分布は、板幅中央部の温度と両端部の温度とが低くなっている略Ｍ字状の温度分布パターンとなっていたので、粗バーをＮｏ．１〜Ｎｏ．３の誘導加熱装置で加熱すると、それらの昇温合計の略逆Ｍ字状の昇温パターンが得られ、結果として板幅方向温度分布が均一化される。

図７は、本発明の熱間圧延鋼板を製造する際の各工程と温度との関係を示す模式図である。

本発明では、図７に示すように、加熱炉でＡｒ_３変態点温度以上に加熱した鋳片（鋼片）をＡｒ_３変態点温度以上の温度域で粗圧延し、γ粒を再結晶させて微細化するとともに、γ粒に加工歪を導入して、冷却過程でのα粒の析出を微細化できるようにした。

また、粗圧延として（γ＋α）の二相域での圧延であっても良い。二相域での圧延では、γ粒界に微細なα粒を圧延後短時間で析出させるとともに、加工歪によってα粒と未変態γ粒との境界に新しいα粒を析出させることによって、組織全体に微細なα粒を生成させる。

粗圧延後の冷却では粗バーの全厚み温度をα相が生成するＡｒ₃変態点温度以下にすることによってα相を生成させることができる。好ましい冷却温度はα相がおよそ５０％となる温度であり、便宜的にＣ濃度によって下記（１）式で決められる温度Ｔ以下まで冷却することとした。

温度Ｔ≦−１０２１．７１×（炭素濃度）＋９１２ ・ ・ ・（１）
微細化のためには、上記温度以下まで冷却した後に、Ａｃ₃変態点温度以上に再び昇温することが必要である。尚、この温度は冷却速度が遅い時の冷却温度の上限であり、簡易式として提示するものである。可能であればフォーマスターを用いて冷却速度に応じた変態点温度を求めることが望ましい。

粗バーを冷却してα相を生成させた後、Ａｃ₃変態点温度以上に加熱昇温し、α相→γ相への逆変態によりγ粒を微細化する。粗バーを加熱昇温するには、トランスバース型誘導加熱装置を用いて板厚方向の温度差を５℃以下、好ましくは３℃以下となるように加熱昇温する。昇温温度の上限はＡｃ₃＋１５０℃とすることが好ましい。この温度を超えると仕上げ圧延時に表面疵が発生する恐れがあるためである。また、γ粒の成長の観点からはＡｃ₃以上の温度であればなるべく低い温度にしたほうが良い。

また、トランスバース型誘導加熱によりＡｃ₃変態点温度以上に加熱昇温する際の加熱速度は５℃／ｓ〜５０℃／ｓとすることが好ましい。この加熱速度とすることによって、α相から多数のγ核を生じさせ、逆変態後のγ粒成長を抑制できるので、微細γ粒とすることができるからである。

γ相温度域に加熱昇温して逆変態を生じさせた粗バーを仕上圧延する。加熱後から仕上げ圧延開始までの時間は６０秒以内とした。むろん、ただちに圧延を開始できれば好ましいが、６０秒以内であれば仕上げ圧延後のオーステナイト粒を微細化出来たと言えることから上限を決めた。

仕上圧延によって、逆変態によって生じたγ粒に加工歪が蓄積され、仕上圧延の冷却工程で、微細な組織が得られる。

本発明で加熱温度の幅を１００℃とした場合には、好適に製造することができる鋼板はＣを０．０８％以下を含有する加工性に優れた鋼板である。つまり、Ｆｅ−Ｃ状態図から明らかなように、α相を生成する温度はＣが増加するに応じて低下する。

このため、Ｃ：０．０８％を超える成分の鋼板のα相が５０％以上となる温度以下に粗圧延後の粗バーを冷却して逆変態を生じさせた後に、仕上圧延温度であるＡｃ₃変態点温度以上に昇温させるためには、約１００℃以上を通板速度に応じて短時間で昇温させなければならない。そして、３０ｍｐｍの通板速度を確保するには、誘導加熱装置の昇温能力にもよるが、Ｃ：０．０８％以下を含有する鋼成分とすることが適正である。

むろん、１００℃以上の加熱温度を設定して、Ｃ：０．０８％以上の鋼に本技術を適用することは可能である。この場合には通板速度を遅くして充分な昇温を与えるか、誘導加熱装置の能力を上げれば良い。

Ｃ：０．０８％以下を含有する加工性に優れた鋼材としては、例えば、Ｃ：０．０２〜０．０８％以下、Ｓｉ：２．５％以下、Ｍｎ：２．５％以下、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．１％以下を含有し、必要に応じてＮｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｃｕの内１種又は２種を合計量で０．５〜４％含む。尚、Ｃは０．０２〜０．１６％の範囲でも良いが０．０８％以上の時は通板速度を下げて昇温量を増やす必要が有る。

または、ＩＦ鋼の場合にはＣ≦０．００８％、Ｓｉ≦０．０３％，Ｍｎ≦２％，Ｔｉ≦０．１％の成分を含有する。

さらに、ＩＦ鋼板を製造する場合には、粗圧延後の表面温度をＡｒ₃変態点温度以上とし、後の粗バーの全厚み温度をＡｒ₃変態点温度未満望ましくはＡｒ３−５０以上に調整することが好ましい。つまり、粗バーの冷却後の温度はα相が少なくとも５０％生成するなるべく高温の領域とすると通板速度も確保出来、現実的な操業の面からすると有利であるので、粗バーの全厚み温度をＡｒ_３変態点温度未満望ましくはＡｒ₃−５０以上とした。

また、粗圧延中の表面温度をＡｒ₃以下にして、（α＋γ）域での圧延を行いα再結晶を促進させても良いも良い。

さらに、ＩＦ鋼の場合、粗圧延後に冷却してα→γの逆変態を生じさせた後、トランスバース型誘導加熱装置でＡｃ₃以上の仕上圧延温度に加熱昇温させて、３０秒の間に仕上圧延することが好ましい。即ち、仕上げ圧延は昇温加熱終了後出来るだけ早く行うことが望ましいが、３０秒を超えると生成後のγ粒に異常成長が生じ、微細な結晶粒が得られない。したがって、ＩＦ鋼の場合には３０秒以下とした。
以下に本発明の実施例および比較例を説明する。

表１に示す成分の鋼を溶製して得た鋼片を１２５０℃に加熱し、粗圧延して、板厚３５ｍｍの鋼帯とした後に、表２に示すように、粗圧延後の温度１０００℃から８３０℃の温度に降下させた後に、トランスバース型誘導加熱装置を用いて９００℃（表面温度）に昇温した。昇温速度は２０℃／ｓで行った。板幅方向の温度差は２０℃以下の範囲で、１２℃が最大であった。昇温して５５秒後に仕上圧延を行い、仕上げ圧延では板厚２．３ｍｍまで圧延した後に４５０℃で巻き取った。

得られた熱延鋼板断面の旧γ粒度を光学顕微鏡で測定したところ、板幅方向を３分割した位置での旧γ粒度は何れも表層と内部とも１０で有った。仕上圧延前と仕上圧延後のオーステナイト結晶粒度を表３に示す。なお、仕上圧延前のγ粒径はラボ実験とシミュレーション計算で推定したものである。

得られた熱延鋼板のＴＳは１０３０ＭＰａであり、長手方向に複数箇所測定した値では幅方向の偏差も５０ＭＰａ以下で良好であった。

熱延鋼板のミクロ組織は、組織内にマルテンサイトは観察されず、パーライトと残留オーステナイトも１０μｍ以下に微細化していた。

鋼板の加工性の指標となる穴広げ率（日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳ Ｔ１００１−１９９６記載の穴広げ試験方法）を調べたところ７０〜７５％の範囲内となっていて良好な加工性となっていた。

加熱後の鋼板の中心温度（シミュレーション計算）は９５５℃である。

仕上げ圧延前のγ粒径はラボ実験とシミュレーション計算で推定したものである。

（比較例１）
実施例１の比較例であって、実施例１と同様に、表１に示す成分の鋼を溶製して得た鋼片を１２５０℃に加熱し、粗圧延して、板厚３５ｍｍの鋼帯とした後に、仕上圧延を行い、仕上げ圧延では板厚２．３ｍｍまで圧延した後に４５０℃で巻き取った。なお、仕上圧延前における鋼板の幅方向の温度差は、約３８℃となっていた。

得られた熱延鋼板断面の旧γ粒度を光学顕微鏡で測定したところ、表層が９で、内部が９．５で有った。仕上圧延前と仕上圧延後のオーステナイト結晶粒度を表４に示す。なお、仕上圧延前のγ粒径はラボ実験とシミュレーション計算で推定したところ、３〜４であった。

得られた熱延鋼板のＴＳの平均値は１０００ＭＰａであったが、長手方向に複数箇所測定した値では幅方向のバラツキは１００ＭＰａ以上であった。
熱延鋼板のミクロ組織は、組織内にマルテンサイトが観察され、パーライトと残留オーステナイトも１０μｍ以上であった。

鋼板の加工性の指標となる穴広げ率（日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳ Ｔ１００１−１９９６記載の穴広げ試験方法）２０〜４０％の範囲内の低い値となっていて良好な加工性が得られなかった。

実施例１と比較すると、誘導加熱によって圧延前の温度制御を行わなかったことにより、機械的性質の良好な熱延鋼板が得られなかったことが分かった。

表５に示す成分の鋼を溶製して得た鋼片を１２５０℃に加熱した後に、Ａｒ₃以下の温度で粗圧延して、板厚３５ｍｍの鋼帯とした後に、表６に示すように、加熱前温度８４０℃に降下させた後に、誘導加熱装置を用いて９６０℃に昇温した。昇温速度は２０℃／ｓで行った。昇温して５５秒後に仕上圧延を行い、板厚２．３ｍｍまで圧延した後に４５０℃で巻き取った。なお、加熱昇温後の板幅方向の温度差は１０℃であった。

得られた熱延鋼板断面の旧γ粒度を光学顕微鏡で測定したところ、板幅方向を３分割した位置での旧γ粒度は何れも表層と内部とも１０であったが、実施例１に比べて若干細粒化していた。仕上圧延前と仕上圧延後のオーステナイト結晶粒度を表７に示す。なお、仕上圧延前のγ粒径はラボ実験とシミュレーション計算で推定したものである。

得られた熱延鋼板のＴＳは１０９０ＭＰａであり幅方向の偏差も長手方向に複数箇所測定した値では５０ＭＰａ以内であった。
熱延鋼板断面の旧γ粒度を光学顕微鏡で測定したところ、表層と内部とも１０で有ったが、実施例１に比べて若干細粒化していた。
熱延鋼板のミクロ組織は、組織内にマルテンサイトは観察されず、パーライトと残留オーステナイトも１０μｍ以下に微細化していた。
穴広げ率（日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳ Ｔ１００１−１９９６記載の穴広げ試験方法）も７０〜７５％で良好で有った。

鋼板の中心温度（シミュレーション計算）は９７０℃

表８に示す成分の鋼を溶製して得た鋼片を１２５０℃に加熱し、粗圧延して、板厚３５ｍｍの鋼帯とした後に、表９に示すように、粗圧延後の温度１０００℃から９００℃の温度に降下させた後に、トランスバース型誘導加熱装置を用いて９６０℃（表面温度）に昇温した。昇温速度は２０℃／ｓで行った。板幅方向の温度差は２０℃以下の範囲で、１２℃が最大であった。また、板厚方向の温度差は、８℃以下であった。昇温して３０秒後に仕上圧延を行い、仕上げ圧延で板厚２．３ｍｍまで圧延し、冷却速度５０℃／ｓで冷却し、巻き取り温度７００℃で巻き取った。

表８に示す成分のＩＦ鋼の場合には、旧γ粒界の検出が難しく、γ粒径の測定は出来ないので変態後のＪＩＳ Ｇ ０５５２に記載のα粒径の評価を実施した。その結果、熱延鋼板の表層と内部とも結晶粒度６の鋼板が得られていた。

幅方向の結晶粒度の偏差は３点の平均から求めた偏差の値で０．２で有った。
この鋼板を用いて製造した鋼板の品質は、鋼板の粒径が均質化したことにより熱延板と冷延板のプレス加工時の成形性向上、表層の結晶粒均質化による溶融メッキ板のむら低減による表面均質の効果が見られた。

鋼板の中心温度（シミュレーション計算）は９５５℃

（比較例２）
実施例３の比較例であって、実施例３と同様に試験を行ったが、この例ではＡｒ₃以下の温度で粗圧延した後、そのまま仕上圧延を行って、板厚２．３ｍｍまで圧延した後に７００℃で巻き取った。実施例３のように粗圧延後に温度を降下させ、誘導加熱装置で昇温させる温度制御を行わなかった例である。仕上圧延前の幅方向の温度差は３２℃あった。

熱延鋼板のα結晶粒度は５程度。表層には結晶粒が大きい部分も見られた。また、幅方向の結晶粒度の偏差は０．５程度有った。

実施例３と比較すると、得られた熱延鋼板の機械的性質が劣っていた。

本方法を用いると現在の熱延鋼板を製造する設備に装置を付加することで、厚み方法と幅方向に均一な組織を有する鋼板を製造することが出来、品質向上が図れる。

種々の加熱温度における加熱開始から圧延開始までの保持時間と結晶粒径との関係を示す図である。 ソレノイド型誘導加熱とトランスバース型誘導加熱とによる板厚方向の発熱密度比分布を示す図である。 ソレノイド型及びトランスバース型誘導加熱装置で加熱した場合のそれぞれの板表面及び板中心の昇温値を示す図である。 トランスバース型誘導加熱装置の昇温特性を示す図である。 複数台のトランスバース型誘導加熱装置を用いて粗バーを加熱する例を示す図である。 図５に示す３台のトランスバース型誘導加熱装置Ｎｏ．１〜Ｎｏ．３の各々の昇温パターン及び合計昇温パターンを例示する図である。 本発明の熱間圧延鋼板を製造する際の各工程と温度との関係を示す模式図である。

符号の説明

１ Ｕ型鉄心
２ コイル
３ トランスバース型誘導加熱装置
４ 搬送ローラ
５ 粗バー

Claims (11)

1. 鋼片を粗圧延機により粗圧延して粗バーにし、該粗バーを仕上圧延機により仕上圧延するに際し、粗圧延後の粗バーの全厚み方向の温度がＡｒ３変態点温度未満になるように冷却した後に、トランスバース型誘導加熱装置で、該粗バーの全厚み方向の温度をＡｃ₃変態点温度以上の温度に加熱昇温して仕上圧延することを特徴とする加工性に優れた熱間圧延鋼板の製造方法。
2. トランスバース型誘導加熱装置による加熱昇温後の粗バーの表面と板厚中心の温度差を１０℃以下にすることを特徴とする請求項１に記載の加工性に優れた熱延鋼板の製造方法。
3. 粗圧延後の粗バーの全厚み方向の温度（Ｔ）を、鋼成分中の炭素濃度によって定まる下記（１）式を満足する温度以下にすることを特徴とする請求項項１又は２のいずれかに記載の加工性に優れた熱間圧延鋼板の製造方法。
   温度（Ｔ）≦−１０２１．７１×炭素濃度＋９１２ ・ ・ ・（１）
4. ＩＦ鋼成分の鋼片を粗圧延し、粗圧延後の粗バーの全厚み方向の温度をＡｒ３−５０℃以上及びＡｒ３未満の温度に調整することを特徴とする請求項項１又は２のいずれかに記載の加工性に優れた熱間圧延鋼板の製造方法。
5. 粗圧延が二相域での圧延であることを特徴とする請求項項１又は２のいずれかに記載の加工性に優れた熱間圧延鋼板の製造方法。
6. 粗圧延終了時に粗バーの全厚み方向の温度（Ｔ）を、鋼成分中の炭素濃度によって定まる下記（１）式を満足する温度以下にすることを特徴とする請求項項１又は２のいずれかに記載の加工性に優れた熱間圧延鋼板の製造方法。
   温度（Ｔ）≦−１０２１．７１×炭素濃度＋９１２ ・ ・ ・（１）
7. ＩＦ鋼成分の鋼片を粗圧延し、粗圧延終了時に全厚み方向の温度をＡｒ３−５０℃以上及びＡｒ３未満の温度に調整することを特徴とする請求項項１又は２のいずれかに記載の加工性に優れた熱間圧延鋼板の製造方法。
8. Ａｃ₃変態点温度以上の温度に加熱昇温する際に、昇温速度を５〜５０℃／ｓとすることを特徴とする請求項１〜７のいずれかに記載の加工性に優れた熱間圧延鋼板の製造方法。
9. トランスバース型誘導加熱装置による加熱昇温後の粗バー幅方向の温度偏差を２０℃以内にすることを特徴とする請求項１〜８のいずれかに記載の加工性に優れた熱間圧延鋼板の製造方法。
10. トランスバース型誘導加熱装置による加熱昇温後、６０秒以内に仕上圧延を開始することを特徴とする請求項１〜９のいずれかに記載の加工性に優れた熱間圧延鋼板の製造方法。
11. ＩＦ鋼成分の鋼片の場合には、３０秒以内に仕上圧延を開始することを特徴とする請求項１０記載の加工性に優れた熱間圧延鋼板の製造方法。

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