(57)【要約】【課題】  熱延鋼板のγ粒径を１０μｍ以下にして、加工性（穴広げ性、プレス成形性）を安定して向上させた加工性に優れた微細組織を有する熱延鋼板を製造する方法を提供する。【解決手段】  鋼片を粗圧延機により粗圧延して粗バーにし、該粗バーを仕上げ圧延機により仕上げ圧延するに際し、粗圧延後の粗バーの全断面温度Ｔ2がＡｒ3変態点以下になるように冷却した後に、誘導加熱装置で全断面温度がＡｃ3変態点以上の温度になるように加熱昇温して、高圧のスプレー装置を用いて表層を高周波加熱式全自動変態記録測定装置で得られる冷却速度が８０〜１００℃／ｓの時のＡｒ3変態温度以下に相当する温度まで冷却し、再度Ａｒ3変態温度以上の温度に復熱させた後に、仕上圧延することを待徴とする加工性に優れた熱延鋼板の製造方法。【選択図】      なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
鋼片を粗圧延機により粗圧延して粗バーにし、該粗バーを仕上げ圧延機により仕上げ圧延するに際し、粗圧延後の粗バーの全断面温度Ｔ2がＡｒ3変態点以下になるように冷却した後に、誘導加熱装置で全断面温度がＡｃ3変態点以上の温度になるように加熱昇温して、高圧のスプレー装置を用いて表層を高周波加熱式全自動変態記録測定装置で得られる冷却速度が８０〜１００℃／ｓの時のＡｒ3変態温度以下に相当する温度まで冷却し、再度Ａｒ3変態温度以上の温度に復熱させた後に、仕上圧延することを待徴とする加工性に優れた熱延鋼板の製造方法。
【請求項２】
粗圧延後で誘導加熱前の粗バーの全断面温度Ｔ2を
（Ａｒ3−Ｔ2）／（Ａｒ3−Ａｒ1）≧０．５
になるように冷却することを特徴とする、請求項１記載の加工性に優れた熱延鋼板の製造方法。
【請求項３】
高圧のスプレー装置を用いて表層をＡｒ3変態点以下に冷却する際に、冷却速度を８０℃／ｓ以上にすることを特徴とする、請求項１または請求項２記載の加工性に優れた熱延鋼板の製造方法。
【請求項４】
誘導加熱装置としてトランスバース型加熱装置を用いることを特徴とする請求項１記載の加工性に優れた熱延鋼板の製造方法。
【請求項５】
高圧スプレーでの表層の冷却後の温度をＡｃ3−５００℃以下と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。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、加工性に優れた微細組織を有する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微細組織を有する熱延鋼板の製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
熱延鋼板は、自動車用部材や建材等に使用されているが、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。
【０００３】
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は、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。
【０００４】
更に、鋼の逆変態を利用して、組織を微細化する方法も提案されている。
【０００５】
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）。
【０００６】
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）。
【０００７】
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）。
【０００８】
これらのαからγへの逆変態を利用する従来の方法では逆変態処理だけではγ粒径を１０μｍ以下に均一に微細化することは困難であった。
【０００９】
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。
【００１０】
そして、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、殊に、表面に粗大粒があると、プレス成型時の肌あれ等の原因になる。
【００１１】
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、表面の組織の微細均一化が必要になる。
【００１２】
【特許文献１】特開平２−３０１５４０号公報
【特許文献２】特開平９−１６５６２６号公報
【特許文献３】特開平６−１８４６４５号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１３】
本発明は、熱延鋼板のγ粒径を１０μｍ以下にして、加工性（穴広げ性、プレス成形性）を安定して向上させた加工性に優れた微細組織を有する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。
【課題を解決するための手段】
【００１４】
本発明者らは、鋼板の加工性、特に穴広げ性を向上させるために鋭意研究を重ねた結果、穴広げ性と第２相の分散程度には非常に良い相関があり、第２相と主相の平均粒径比が０．０５〜０．１で穴広げ性が改善し、さらに第２相と主相の平均粒径比と仕上げ圧延後のγ粒径には、非常によい相関があり、γ粒径がｌ０μｍ以下で、第２相と主相の平均粒径比が０．０５〜０．１とすることにより、加工性に優れた微細組織を有する熱延鋼板が得られることを新たに知見し、そして、仕上圧延前に粗バーの温度制御で、α→γの逆変態を生じさせ初期のγ粒径を２０μｍ以下とした後に、再度逆変態を生じさせることでγ粒径を１０μｍ以下にできることを知見した。ここで言う主相はフェライトもしくはベイナイト組織であり、第２相はパーライトやセメンタイト等である。
【００１５】
本発明は、上記知見に基づいて完成したもので、その発明の要旨は、以下の通りである。
【００１６】
（１）  鋼片を粗圧延機により粗圧延して粗バーにし、該粗バーを仕上げ圧延機により仕上げ圧延するに際し、粗圧延後の粗バーの全断面温度Ｔ2がＡｒ3変態点以下になるように冷却した後に、誘導加熱装置で全断面温度がＡｃ3変態点以上の温度になるように加熱昇温して、高圧のスプレー装置を用いて表層を高周波加熱式変態記録測定装置で得られる冷却速度が８０〜１００℃／ｓの時のＡｒ3変態温度以下に相当する温度まで冷却し、再度Ａｒ3変態温度以上の温度に復熱させた後に、仕上圧延することを待徴とする加工性に優れた熱延鋼板の製造方法。
【００１７】
（２）  粗圧延後で誘導加熱前の粗バーの全断面温度Ｔ2を
（Ａｒ3−Ｔ2）／（Ａｒ3−Ａｒ1）≧０．５
になるように冷却することを特徴とする、上記（１）記載の加工性に優れた熱延鋼板の製造方法。
【００１８】
（３）  高圧のスプレー装置を用いて表層をＡｒ3変態点以下に冷却する際に、冷却速度を１００℃／ｓ以上にすることを特徴とする、上記（１）または（２）記載の加工性に優れた熱延鋼板の製造方法。
【００１９】
（４）  誘導加熱装置としてトランスバース型加熱装置を用いることを特徴とする上記（１）記載の加工性に優れた熱延鋼板の製造方法。
【００２０】
（５）    高圧スプレーでの表層の冷却後の温度をＡｃ3−５００℃以下と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。
【発明の効果】
【００２１】
本発明によれば、既存の熱延プロセスの圧延機を改造せずに単に加熱及び冷却設備を付加することで、熱延鋼板の組織を微細化して、鋼板の加工性（穴広げ性、プレス成形性）を向上させることが可能になる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２２】
以下、本発明を詳細に説明する。
【００２３】
鋼片を粗圧延機により粗圧延し、Ａｒ3変態点以上の温度で圧延を終了して粗バーにし、仕上圧延前に粗バーの全断面温度Ｔ2をＡｒ3変態点以下になるように冷却した後に、誘導加熱装置で全断面温度Ｔ2をＡｃ3変態点以上の温度に加熱昇温してαからγへの逆変態を生じさせると粗バーのオーステナイト結晶粒（γ粒）径が２０μｍ程度となる。ここで全断面温度Ｔ2とは表層より中心部までの平均温度であるが、後述するトランスバース型加熱装置を用いる場合は板厚方向に均一に温度を上昇させることができる特徴があるので、実際に測定可能な表層温度（放射温度計等で測定可能）として差し支えない。
【００２４】
しかしながら、この粗バーを仕上圧延してもγ粒径が１０μｍ以下の熱延鋼板は得られない。
【００２５】
図４は、仕上圧延前のオーステナイト粒径と、７段仕上圧延機におけるそれぞれの圧延パスナンバ（Ｐａｓｓ  Ｎｏ．）でのオーステナイト粒径との関係を示す図である。
【００２６】
仕上圧延前のオーステナイト粒径が１μｍ（□）、２μｍ（◇）、５μｍ（△）、１０μｍ（▽）、２０μｍ（○）及び７６μｍ（×）の粗バーを７段仕上圧延機で仕上圧延試験した際のオーステナイト粒径の変化を示すもので、図４に示すように、仕上圧延前のオーステナイト粒径が１０μｍ以下でないと仕上圧延後のオーステナイト粒径を１０μｍ以下にすることは出来ない。
【００２７】
そこで、本発明者は、仕上圧延前に粗バーのγ粒径を１０μｍ以下とすることについて鋭意研究し、逆変態処理を２回行うことによって仕上圧延前のγ粒径を１０μｍ以下にできることを見出した。
【００２８】
即ち、Ａｒ３変態点以上の温度で圧延を終了した粗圧延後の粗バーをＡｒ３変態点以下に冷却し、次いで冷却後の粗バーをＡｃ３変態点以上に加温昇温させて、αからγへの逆変態処理を行って、γ粒径を微細化した後、さらに高圧のスプレー装置を用いて表層をＡｒ３変態点以下の温度まで急速冷却してからγ領域に復熱させ、再度の逆変態処理を行うことで仕上圧延前の粗バーのγ粒径を１０μｍ以下にでき、その結果、仕上圧延によって微細組織を有する鋼板とすることができ、加工性（穴広げ性、プレス成形性）が向上した鋼板が得られる。
【００２９】
そして、粗圧延後の粗バーをＡｒ3変態点以下に冷却した後に、誘導加熱によりＡｃ3に加熱昇温する逆変態処理では、生産性を維持しながら昇温量を確保するためにはα＋γの二相域の温度領域からγ相領域に昇温するのが望ましく、再度の逆変態処理は、高圧水を用いた冷却形態を用いることによって効果的に行うことが出来る。このとき、温度はγ領域からα領域まで急速冷却してからγ領域に復熱させる。この際の急速冷却は１００℃／ｓ以上であることが好ましい。
【００３０】
本発明の具体的製造方法について説明する。
【００３１】
本発明では、加熱された鋳片を粗圧延機によりＡｒ3変態点以上の温度で粗圧延を終了させ粗バーとし、仕上圧延前に粗バーの全断面温度Ｔ2がＡｒ3変態点以下になるように冷却する。粗圧延工程では鋳片をＡｒ３変態点以上の温度域で圧延することで、γ粒を再結晶させて微細化すると共に、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。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粒を生成させることができる。
【００３２】
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。そして、降温時にはα粒径の成長を防止するために、冷却速度は５℃／ｓ以上とすることが好ましい。冷却停止温度は、粗バーの全断面温度Ｔ2がＡｒ3変態点以下となる温度とするが、具体的には、冷却速度と粗バーの鋼成分に依存したＡｒ3、Ａｒ1変態点を予め測定して、（Ａｒ3−Ｔ2）／（Ａｒ3−Ａｒ1）の値が０．５以上になるように設定する。
【００３３】
一般的に鋼をオーステナイト温度より冷却を開始するとＡｒ３変態点でフェライトが析出を開始し、Ａｒ１変態点でフェライト変態が完了する。このＡｒ３〜Ａｒ１変態点の温度領域ではオーステナイトとフェライトが共存しているが対象としている鋼の場合は、そのフェライトとオーステナイトの体積分率はその組成とＦｅ−Ｃ系状態図のＡ３線の関係によって決定される。ただし、簡易的には変態終了と変態開始の温度差の割合（Ａｒ3−Ｔ2）／（Ａｒ3−Ａｒ1）で表現することができる。この温度以下にまで冷却すると昇温逆変態後のγ粒径は２０μｍ程度になる。
【００３４】
理想的には、冷却によってＡｒ1点以下で全てがα相に変態することが望ましいが、α相への５０％以上の変態があれば、昇温逆変態後の細粒γが得られる。Ａｒ3、Ａｒ1は５℃／ｓの冷却速度の高周波加熱式変態記録測定装置（富士電波工業株式会社製フォーマスター等：以下フォーマスター）を用いた測定値とした。
【００３５】
フォーマスターによる変態点温度の測定は１０℃／ｓで１０５０℃まで昇温し当該温度で６００ｓｅｃ保持した後５℃／ｓの冷却速度で室温まで冷却して行っている。
【００３６】
冷却後の昇温逆変態処理では、昇温速度５℃〜３００℃／ｓの範囲で昇温させる。即ち、昇温速度が５０℃未満であると高温時にα粒径が成長して細粒γが得られない。一方、３００℃／ｓを超える昇温速度は、現在の技術を用いても困難であるから、実用上の設備能力からして、３００℃／ｓが上限である。
【００３７】
昇温後の温度はＡｃ3変態点温度以上にし、この温度で１秒以上保持する。この保持時間は、逆変態時の粒界より核生成し粗成長を完了させるのに必要な最小時間である。しかし、保持時間が長いと粒径の成長が過度になるので、６０秒が上限である。
【００３８】
また、加熱昇温工程では板幅方向の結晶粒径の均一微細化を達成するためには粗バーの板幅方向の温度差がないように加熱昇温する必要がある。即ち、板幅方向の結晶粒径を均一微細化することで板幅方向の加工性が均一化されるからである。
【００３９】
そこで、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。
【００４０】
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。トランスバース型の方が表層と内部の温度差が生じにくく制御しやすいが、高圧デスケで再び逆変態させる本発明方法ではどちらのタイプの誘導加熱装置を用いても良い。
【００４１】
即ち、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。
【００４２】
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。
【００４３】
このため、板幅方向及び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の方が適している。
【００４４】
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対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。
【００４５】
したがって、本発明例では粗圧延した粗バーの全厚み方向の温度を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、粗バーの板幅及び板厚方向に温度差が生じないようにした。つまり、板幅及び板厚方向の温度差が１０℃以下、好ましくは５℃以下であれば、全体の結晶粒は均一に微細化されるからである。
【００４６】
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。
【００４７】
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台の誘導加熱装置で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。
【００４８】
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。
【００４９】
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台の昇温合計温度分布は略逆Ｍ字状の昇温パターンとなる。
【００５０】
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、それらの昇温合計は略逆Ｍ字状となる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。
【００５１】
次いで、再度の逆変態処理を行うために、高圧スプレー装置により表層からの急速冷却を行う。冷却速度は速い方が効果が出るので少なくとも８０℃／ｓ以上、好ましくは１００℃／ｓ以上にすることが重要である。冷却速度が速いと過冷却によりα生成核のサイトが増加し、より細粒化効果が得られることとなるからである。また、拡散を伴わないベイナイト変態や極端な場合はマルテンサイト変態となる場合もある。
【００５２】
高圧スプレー装置としては、高圧でデスケールするタイプの装置を用いることができ、例えば、冷却ノズルとしてノズル口径１．９ｍｍ、ノズルの広がり角度２０〜４０度、吐出圧４５〜７２ＭＰａの能力を有するフラットノズルを備えていて、２．３ｍ3／分（１６００ｍｍ幅当たり）の冷却水量をスプレーすることができ、表層１０ｍｍ以内の部分を逆変態させることが可能である装置を用いることができる。冷却後の温度はフォーマスターで測定したＨｅ冷却での冷却速度と成分に依存したＡｒ3変態点以下にする必要がある。フォーマスターで測定したＡｒ3変態点とするのは、Ａｒ3変態点が低下して、冷却終了温度を低くしなければならないことがあり得るので、フォーマスターでＡｒ3変態温度を確認してから高圧スプレーの流量と圧力とを調整して急速冷却する。
【００５３】
即ち、本発明者の試験によれば、急速冷却すると過冷却により、Ａｒ3変態点は約５００℃低い温度となった。したがって、Ａｒ3変態温度を理論的に表示することは困難であり、フォーマスターでのＨｅ冷却での測定結果を利用する。
【００５４】
この温度は、鋼成分によっても変化するので、少なくとも鋼種ごとに測定するほうがよい。しかし、フォーマスターが使用できないときには、５００℃下がることを目安に、この温度を決めればよい。即ち、高圧スプレーでの表層の冷却後の温度をＡｃ3−５００℃以下とすればよい。なお、冷却速度に依存したＡｒ3変態点温度の計算値があればこれを用いてもよい。
【００５５】
従来知見では、逆変態処理を行い組織を微細化する為にはＡｒ1以下（完全フェライト領域）まで温度を下げた後にＡｃ3以上（完全オーステナイト領域）まで温度を上げることが必要であるとされていた。しかし今回の実験で８０℃／ｓ以上の急速冷却を行った時にはＡｒ3以下まで温度を下げれば組織が微細化することが確認された。この理由は、過冷却によりフェライト生成核のサイトが増え、引き続く急速（１００℃／ｓ以上の）昇温時にこの核を起点にオーステナイトが生成した。急速冷却時の過冷却により変態エネルギーが蓄積されて、かなりの量のフェライトが極めて短時間に微細生成したために昇温後のオーステナイト粒が微細化した。もしくは、急冷時に核生成に整合性が良い微細析出物が生成したために、昇温後の微細なオーステナイト粒が微細化するなどのことが推定される。
【００５６】
また、この場合に、高圧スプレーによる逆変態前の結晶粒径はなるべく小さくする必要がある。
【００５７】
この理由として、冷却前の粒径が大きいと急速冷却時のＡｒ3温度が更に降下して、急冷を行っても容易に変態温度以下にすることが出来ないこと。変態したとしてもα生成核サイトが少ないために昇温後のオーステナイト粒径が微細化しない。時には大きい結晶粒と小さい結晶粒が混じる混粒を生じることもあるためであることなどが考えられる。
【００５８】
誘導加熱装置で加熱後の２０μｍ粒径のγ粒を初期条件に逆変態させると仕上げ圧延前に１０μｍ以上のγ粒径となる。
【００５９】
復熱後に直に圧延を開始して仕上げ圧延を開始すると、冷却と復熱速度が大きい為に、変態後のγ粒の成長を抑制するためには多くても４０秒以内には位上げ圧延を開始ずる必要がある。特に、仕上げ圧延直後０．５〜１秒以内に冷却を開始する方が望ましい。これによって、組織がアシュキュラーなフェライトもしくはベイナイトが得られるからである。
【００６０】
穴広げ性を向上させるためには組織がアシュキュラーなフェライトもしくはベイナイトであることが望ましい。遅いとパーライト変態する恐れがあるので、ＲＯＴの冷却速度は７０℃／ｓ以上とすることが望ましい。
【００６１】
このようにして得られた圧延鋼板は、仕上げ圧延後のγ粒径が１０μｍ以下なので、穴広げを劣化させる硬質な第２相を含むが穴広げ性が向上する。
【００６２】
γ粒径が１０μｍ以下の小さいγ粒にすると、フェライトの折出核となるγ粒界の面積率が多くなり、従って、フェライトが至るところから析出成長すると考えられる。多分、フェライトは一つの核が大きく成長すると言うよりも析出して成長すると早い段階で隣接するフェライトとぶつかり成長がとまり、フェライトも細粒化することとなるが、一方、セメンタイトを始めとする鉄系炭化物は最後までフェライト変態しなかった生成フェライトの粒界三重点にＣが濃化するため、そこに析出する。フェライト粒が小さいと、粒界三重点の数も多くなり、析出する鉄系炭化物は微細に多数となり、成形性を阻害しないと考えられる。
【００６３】
以下、実施例に基づいて本発明の効果を説明する。
【実施例１】
【００６４】
表１に示す成分の鋼を溶製して得た鋼片を用いて熱間圧延中に変態と逆変態とをそれぞれ２回組み合わせる逆変態処理による熱延鋼板の細粒化試験を実施した。
【００６５】
試験は、まず、表１の化学成分を有する鋼片より富士電波工業株式会社製フォーマスター用の試料を採取し、フォーマスターにて変態点を測定した。変態点の測定パターンは、図１に示すように、試料を１０℃／ｓの昇温速度で加熱し、１０５０℃で６００秒保持した後に、５℃／ｓの冷却速度で９００℃に冷却し、さらに高圧デスケール相当のＨｅ冷却と空冷相当の５℃／ｓでそれぞれ鋼板の冷却を行って、Ａｃ3／Ａｃ1、Ａｒ3／Ａｒ1（空冷時の変態点温度）、及びＡｒ3／Ａｒ1（Ｈｅ冷却時の変態点温度）をそれぞれ測定した。その測定結果は表２に示すとおりであった。各変態温度の測定結果に基づいて、図２に示すように、変態と逆変態とをそれぞれ２回組み合わせた温度履歴パターン（Ｔ2、Ｔ3、Ｔ4）を作成した。温度履歴パターンの各温度を表２に示した。
【００６６】
次いで、加熱炉で加熱した表１に示す成分の鋼片を粗圧延機で圧延して１０５０℃の温度で粗圧延を終了し、粗バーとした。粗バーの全断面温度を、図２に示すように１０５０℃からＡｒ3変態点以下のＴ2の温度に冷却した後にトランスバース型誘導加熱装置を用いて昇温速度１００℃／ｓで加熱してＡｃ3変態点以上のＴ3とし、７秒間保持し、αからγへの逆変態処理を行った。
【００６７】
その後、高圧スプレー装置の冷却に相当するＨｅ冷却により、フォーマスターで得られる冷却速度が８０〜１５０℃／ｓの時のＡｒ3変態温度以下であるＴ4の温度に冷却した。
【００６８】
引き続き、トランスバース型誘導加熱装置で粗バーをＡｒ3変態点温度（Ｈｅ冷却時）以上のＴ３の温度に昇温加熱してαからγへの再度の逆変態処理を行った。
【００６９】
２回の逆変態処理を施した粗バーを仕上圧延機で圧延し、仕上圧延終了後１秒以内に冷却速度７０℃／ｓで冷却して巻取り、３ｍｍ厚みで９００ｍｍ幅の鋼板とした。
【００７０】
また、比較例として再度の逆変態処理を施さない粗バーも同様に仕上圧延を行った。
【００７１】
仕上圧延直前の粗バーから光学顕微鏡用の試料を採取し、試料の表面をピクリン酸エッチング液（水７５０ｃｃ、ピクリン酸０．２ｇ、塩化第二銅０．４ｇの混合液に表面活性剤を少量加えて調整した）を用いて、常温で２時間腐食した。
【００７２】
腐食後の資料の光学顕微鏡組織写真は、図３の（ａ）〜（ｃ）に示すとおりであった。即ち、図３（ａ）〜（ｃ）は高圧デスケ相当のＨｅ冷却によって再度の逆変態処理を行った場合と、Ｈｅ冷却なしで再度の逆変態処理を行なわなかった場合の各鋼種の鋼板について、それぞれの光学顕微鏡写真である。図３に示すように、高圧デスケ相当のＨｅ冷却ありの場合には、表層のオーステナイト粒径（γ粒径）が微細化しており、９．５μｍ程度となっていた。これに対して、Ｈｅ冷却なしの場合には、いずれもオーステナイト粒径はほぼ２０μｍであって１０μｍを超えていることが確認できた。即ち、Ｈｅ冷却ありの場合は、オーステナイト粒径をＨｅ冷却なしの場合の約８割程度に押さえることができた。
【００７３】
【表１】
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【００７４】
【表２】
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【産業上の利用可能性】
【００７５】
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、厚み方向に微細で、かつ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。
【図面の簡単な説明】
【００７６】
【図１】鋼片のフォーマスター試料についての変態点の測定パターンを示す図である。
【図２】変態と逆変態とを夫々２回組み合わせた温度履歴パターン（Ｔ2、Ｔ3、Ｔ4）を示す図である。
【図３】再度の逆変態処理を行った場合と、行わなかった場合の鋼板の図面代用光学顕微鏡組織写真である。
【図４】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。
【図５】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６】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。
【符号の説明】
【００７７】
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
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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