JP4404004B2 - 高張力熱延鋼板とその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、高張力熱延鋼板およびその製造方法に関する。特に、本発明は、自動車や各種の産業機械に用いられる構造部材の素材、なかでも自動車の足廻り部品やバンパー等の補強材に代表される構造部材の素材、またはホイール用の素材として好適な、延性、曲げ加工性ならびに疲労特性に優れるとともに表面性状にも優れた５９０ＭＰａ以上の引張強度を有する高張力熱延鋼板およびその製造方法に関する。

高張力鋼板は、自動車を始めとする輸送用機械や各種産業機械の構造部材の素材として広く使用されており、経済性の観点からプレス加工等の成形加工によって所定の形状に加工されることが多い。このため、高張力鋼板には優れた加工性が要求される。

一方、近年、特に地球環境の保護という観点から、自動車の各種部材を高強度・薄肉化して車体重量を軽減し、燃費を向上させたり炭酸ガス等の排出を規制することが検討されている。自動車の各種部材の中でも大型部材であるフレームや足廻り部品、バンパー等の補強材等を軽量化することによって、車体重量の軽減が極めて有効に行える。このフレームや足廻り部品またはホイールリムなどに求められる鋼板特性には、強度、延性、曲げ加工性、疲労特性がある。

従来技術において高い静的強度と高延性とを兼備する材料として、例えば特許文献１あるいは特許文献２に記載されているようなＤｕａｌ−Ｐｈａｓｅ鋼が知られている。このＤｕａｌ−Ｐｈａｓｅ鋼は、フェライト相とマルテンサイト相の二相混合組織であり、フェライト単相鋼、ベイナイト単相鋼、フェライト＋ベイナイト組織鋼に比べて、降伏比（降伏強さと引張強さの比）が低く、延性が高く、優れた強度延性バランスを示すことを特徴としている。

さらに、Ｄｕａｌ−Ｐｈａｓｅ鋼は、特許文献３や特許文献４に記載されているように疲労特性が優れていることが開示されている。
しかしながら、Ｄｕａｌ−Ｐｈａｓｅ鋼は、フェライト単相鋼、ベイナイト単相鋼、フェライト＋ベイナイト組織鋼に比べて、一般に高強度で延性に優れているが、曲げ加工性が劣化する欠点がある。これは、曲げ加工は、局所的な加工であり、軟質なフェライトと硬質なマルテンサイト組織の硬度差により、その界面から加工初期にクラックが入るためである。そのため、曲げ加工性に優れた熱延鋼板は、特許文献５に開示されるようにベイナイト単相鋼のような単相組織が主流であり、従来技術の中には、曲げ加工性に優れたＤｕａｌ−Ｐｈａｓｅ鋼の開示がなされていないのが現状である。

一方、Ｄｕａｌ−Ｐｈａｓｅ鋼は加工性向上に好ましいフェライトを安定して生成させるために、多量のＳｉを含有させる必要がある。しかしながら、Ｓｉ含有量が０．２％以上の高Ｓｉ含有鋼では、スラブの加熱中に生じたスケールとスラブ地金との界面に生成したファイアライト（Ｆｅ_２ＳｉＯ_４）がスケールと地金との密着性を向上させるためにデスケーリング不良が発生し易く、島状スケールと呼ばれるスケール疵が発生し易い。ここに、「島状スケール」は、いわゆる一次スケールであって、熱間圧延工程における高圧水によるデスケーラで除去できなかった残存スケールが後続の熱間圧延時に鋼板表面に押し込まれ伸ばされて島状となった赤スケールと称されているものである。

また、鋼板表面に押し込まれ伸ばされているために酸洗を行っても、酸洗後の鋼板表面を荒らしたりスケール疵が残ったりするため、足廻り部品やホイール用など外観を重視する部材に適用することは好ましくない。

デスケーリング不良に起因したスケール疵の発生を防止するための従来技術として以下が挙げられる。
例えば、特許文献６には仕上圧延前の粗バーに対して高圧水デスケーリングを強化して行うことによりスケール疵の発生を防止する発明が、特許文献７にはスラブの加熱温度又は粗バーの表面温度をファイアライトの生成が急増する共晶点である１１７３℃の温度以下に抑制してファイアライトの生成を抑制しながら高圧水によりデスケーリングを行うことによりスケール疵の発生を防止する発明が、特許文献８には粗圧延開始前に高圧水デスケーリングを行い、［１１７３−４２０×（Ｐ％／Ｓｉ％）］℃以上で粗圧延を終了することによりスケール疵の発生を防止する発明が、それぞれ開示されている。しかし、これらの発明によっても、Ｓｉ含有量が０．２％以上の高Ｓｉ含有鋼からなる熱延鋼板を製造する際に、スケール疵の発生を確実に防止して、優れた表面性状を有する熱延鋼板を製造することは難しい。

さらに、Ｓｉ含有量が０．２％以上の熱延酸洗鋼板では、デスケーリング不良に起因したスケール疵の発生ならびに鋼板面内の局所的なスケール除去の不足により、鋼板の表面粗度が大きくなってしまう。そのため、曲げ加工特性や疲労特性の劣化が懸念される。Ｄｕａｌ−Ｐｈａｓｅ鋼の鋼板表面粗度と疲労特性については特許文献９に開示されているが、金属組織における第２相の分散に関して記載されておらず、優れた疲労特性をもつ鋼板とは言いがたい。また、曲げ加工性については、一切記載されていない。
特開昭５５−６２１２１号公報 特開昭５７−１３７４２６号公報 特開平６−３３１４０号公報 特開２００２−１０５５９２号公報 特開２００３−１１９５４９号公報 特開平７−１４４２１３号公報 特開平９−２４９９１４号公報 特開平８−２０６７２３号公報 特開２００３−５５７４０号公報

本発明の目的は、５９０ＭＰａ以上の高い引張強さを持ちつつ優れた延性を保ち、さらに優れた曲げ加工性と疲労特性ならびに優れた表面性状を有する高張力熱延鋼板とその製造方法を提供することにある。

本発明者等は、上記の目的を達成すべく、高強度で優れた延性をもつＳｉ含有量が０．２％超であるＤｕａｌ−Ｐｈａｓｅ鋼の金属組織ならびに鋼板の表面性状を最適化することにより、高強度で高延性を保ちつつ、曲げ加工性と疲労特性ならびに表面性状に優れた熱延鋼板が得られることを知見し、ここに本発明を完成したものである。

本発明は、高張力熱延鋼板及びその製造方法に係るものであって、次の（１）から（６）までのいずれかに記載の高張力熱延鋼板に係るものと、（７）から（８）までのいずれかに記載の高張力熱延鋼板の製造方法に係るものである。

（１）鋼組成が、質量％で、Ｃ：０．０１％超０．２５％以下、Ｓｉ：０．２％超１．０％未満、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｐ：０．００３％以上０．０３％未満、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．００５〜１．０％およびＮ：０．０１％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、鋼組織が、５０〜９５面積％のフェライトと第２相とからなり、前記フェライトの平均結晶粒径が３〜２０μｍ、前記第２相の平均粒径が１．０〜８μｍかつ平均粒子間隔が２〜１０μｍであり、前記第２相が鋼組織全体を基準とした面積率で５〜５０％のマルテンサイトを含有するとともに残部が５％未満であり、鋼板表面における最大長さ５ｍｍ以上の島状スケール疵が面積率で１０％以下である表面性状を備え、機械特性が、引張強度：５９０ＭＰａ以上、曲げ性：密着〜２．０ｔ、曲げ疲労限度耐久比：０．４８以上であることを特徴とする高張力熱延鋼板。

（２）前記鋼組成におけるＡｌ含有量が、質量％で、０．１０％超１．０％以下であることを特徴とする上記（１）項に記載の高張力熱延鋼板。
（３）前記鋼組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｔｉ：０．２％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．５％以下およびＷ：０．５％以下からなる群から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）または（２）項に記載の高張力熱延鋼板。

（４）前記鋼組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下およびＢ：０．０１％以下からなる群から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）〜（３）項のいずれかに記載の高張力熱延鋼板。

（５）前記鋼組成が、Ｆｅの一部に代えて、ＲＥＭ：０．１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下およびＣａ：０．０１％以下からなる群から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）〜（４）項のいずれかに記載の高張力熱延鋼板。

（６）酸洗後の鋼板の平均表面粗さＲａが１．２μｍ以下、鋼板表面からの深さが０．０３ｍｍの位置までの鋼板表層部におけるフェライトの平均結晶粒径をα_ｓ、鋼板表面からの深さが０．０３ｍｍ超の位置から板厚中心までの鋼板中心部におけるフェライトの平均結晶粒径をα_ｂとした時、α_ｓ≧α_ｂ×１．１であることを特徴とする上記（１）〜（５）項のいずれかに記載の高張力熱延鋼板。

（７）上記（１）〜（５）項のいずれかに記載の鋼組成を有するスラブを１１００℃以上の温度として粗熱間圧延を施して粗バーとなし、得られた粗バーを下記式１で規定する限界温度Ｔとした後にデスケーリングを実施し、次いで、Ａｒ_３点〜Ａｒ_３点＋１５０℃で圧延を完了する仕上熱間圧延を施して熱延鋼板とし、前記仕上熱間圧延の完了後３秒以内に冷却を開始して平均冷却速度２０〜２００℃／秒で７６０〜６００℃の温度域の所定温度まで冷却する１次冷却と、前記１次冷却後２〜２０秒間の中間空冷と、前記中間空冷後１０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却する２次冷却とを前記熱延鋼板に施して、２５０℃以下で巻き取ることを特徴とする高張力熱延鋼板の製造方法。

限界温度Ｔ（℃）＝１６８．１５×［（５×Ｐ＋Ａｌ）／Ｓｉ］^２−２４５．１２×（５×Ｐ＋Ａｌ）／Ｓｉ＋１１７０・・・・・（１）
ここで、式中の元素記号は、鋼中における各元素の含有量（単位：質量％）を表す。

（８）上記（１）〜（５）項のいずれかに記載の鋼組成の溶鋼を、スラブ表面から下記式２で定められるスラブ内部位置Ｓｔまでの液相線温度〜固相線温度の冷却速度を１０℃／秒以上として連続鋳造法によりスラブとなし、前記スラブを１１００℃以上の温度として粗熱間圧延を施して粗バーとなし、得られた粗バーの温度を下記式１で定められる限界温度Ｔ以上とした後にデスケーリングを実施し、次いでＡｒ_３点〜Ａｒ_３点＋１５０℃で圧延を完了する仕上熱間圧延を施して熱延鋼板とし、前記仕上熱間圧延の完了後３秒以内に冷却を開始して平均冷却速度２０〜１５０℃／秒で７６０〜６００℃の温度域の所定温度まで冷却する１次冷却と、前記１次冷却後２〜２０秒間の中間空冷と、前記中間空冷後１０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却する２次冷却とを前記熱延鋼板に施して、２５０℃以下で巻き取り、その後酸洗することを特徴とする高張力熱延鋼板の製造方法。

限界温度Ｔ（℃）＝１６８．１５×［（５×Ｐ＋Ａｌ）／Ｓｉ］^２−２４５．１２×（５×Ｐ＋Ａｌ）／Ｓｉ＋１１７０・・・・・（１）
ここで、式中の元素記号は、鋼中における各元素の含有量（単位：質量％）を表す。

Ｓｔ（ｍｍ）＝［Ｂ（ｍｍ）］／Ａ（ｍｍ）］×０．０３ｍｍ・・・（２）
ここで、Ｂ（ｍｍ）：スラブ厚、Ａ（ｍｍ）：鋼板の板厚である。

本発明の鋼板は、高強度で加工性を確保しつつ、曲げ加工性及び耐疲労特性、表面性状に優れている。そのため、自動車や各種の産業機械に用いられる構造部材の素材、特に自動車のメンバーや足廻り部品に代表される構造部材の素材として最適である。また安価に製造できるので産業上格段の効果を奏する。

本発明に係る鋼板の鋼組成（化学組成）について説明するが、本明細書において鋼組成を示す「％」は、「質量％」である。
Ｃ：０．０１％超０．２５％以下
Ｃは、鋼板の強度を高める元素であり、延性に優れた高強度鋼を製造するためには特に重要な元素である。すなわち、Ｃの含有量が、０．０１％以下では、十分なマルテンサイトの量が確保できず、５９０ＭＰａ以上の強度を有する高張力鋼板が製造できなくなる。一方、０．２５％を超えると溶接性が低下する。したがって、Ｃの含有量を０．０１％超０．２５％以下とした。なお、容易に５９０ＭＰａ以上の高強度を得るには、Ｃを０．０３％以上含有させることが望ましく、そして、７８０ＭＰａ以上の高強度を得るには、Ｃを０．０４％以上含有させることが望ましい。

Ｓｉ：０．２％超１．０％未満
Ｓｉは固溶強化によってフェライト相を強化できるだけでなく、フェライトの生成を促進し、未変態オーステナイト中にＣを濃縮させ、容易に第２相をマルテンサイトにさせることができる。そのため、Ｓｉの含有は、高強度で高延性であるＤｕａｌ−Ｐｈａｓｅ鋼をつくるには重要であり、その効果を得るには、Ｓｉの含有量を０．２％超とする。特に、高強度で高延性型のＤｕａｌ−Ｐｈａｓｅ鋼とするにはＳｉの含有量を０．４％以上とすることが望ましい。

一方、Ｓｉ含有量が１．０％超であるＳｉ含有鋼は、熱間圧延前の鋳片又は鋼片の加熱段階で液体のスケールが生成し、地鉄内部へくさび状に生成する。加熱後デスケーリングする際に鋳片又は鋼片が冷却して、このくさび状スケールが固化して剥離性の悪い、いわゆる「Ｓｉスケール」が発生する。このＳｉスケールは、完全にデスケーリングできないまま熱間圧延を行うので酸洗前の熱延板表面には島状スケール疵が顕著に発生し、圧延後の鋼板または酸洗後の表面には島状スケール模様が残り美観が損なわれ且つ表面粗度も損なわれて曲げ加工性や表面品質が劣化する。

Ｍｎ０．５〜２．５％
Ｍｎは、鋼の焼入性を高め強度を上昇させるのに有効な元素であるが、その含有量が０．５％未満では、マルテンサイトを生成させることができず、十分な強度と延性を得ることができない。一方、２．５％を超えて、Ｍｎを含有させてもその効果は飽和する。容易にマルテンサイトを生成させるための焼き入れ性を確保するには、Ｍｎを１．０％以上含有させることが望ましい。

Ｐ：０．００３％以上０．０３％未満
Ｐは固溶強化として働く元素であり、高強度化のために有効である。しかし、その含有量が０．００３％未満では上記の効果が得難い。一方、Ｐは偏析し易い元素であるため多量に添加した場合には、溶接性の低下を招き、特に、その含有量が０．０３％以上になると偏析が著しくなって溶接性の低下が極めて大きくなる。したがって、Ｐの含有量を０．００３％以上０．０３％未満とした。更に望ましい下限は、製造コストの観点から０．００５％以上であり、更に望ましい上限は、溶接性の観点から０．０２５％以下である。

Ｓ：０．０２％以下
Ｓは、曲げ加工性を低下させる硫化物を生成するため、可能な限り低減することが好ましい不純物である。本発明においては、他の成分元素添加による曲げ加工性の向上度合と製鋼コストを考慮して、その含有量の上限を０．０２％とした。望ましくは、０．０１％以下である。

Ａｌ：０．００５〜１．０％
Ａｌは、鋼の脱酸に有用な元素である。その効果を得るには、少なくとも０．００５％の含有量とする。一方、その含有量が１．０％を超えると、粗大なアルミナ系介在物が増加して、延性と曲げ加工性が著しく低下する。したがって、Ａｌの含有量を０．００５〜１．０％とした。また、Ａｌを０．１０％超含有させることにより、フェライト生成が促進され、加工性ならびに曲げ加工性が向上する。さらに、ＦｅＯ／Ｆｅ_２ＳｉＯ_４ の共晶温度が低下するため、脱スケール性が向上し、島状スケール疵が減少する。

Ｎ：０．０１％以下
Ｎは、ＡｌやＴｉと結合し、窒化物を形成する。窒化物は延性を劣化させる傾向を有するため、できるだけ低減するのが望ましい。０．０１％以下であれば、無害化できる。そのため、上限を０．０１％とした。Ｎ低減のためのコストと材質の改善度合との兼ね合いでＮ含有量の上限は０．００５０％とするのが好ましい。また製造コストの観点から下限は０．０００５％以上とすることが好ましい。

Ｔｉ：０．２％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．５％以下およびＷ：０．５％以下からなる群から選ばれる１種または２種以上
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｗは析出強化によって強度を高める元素であり、強度を一層高める作用を有し、２種以上添加しても、それぞれの作用は失われない。好ましくは、ＴｉおよびＮｂの少なくとも１種を含有すればよい。その作用は、Ｔｉ：０．２％、Ｎｂ：０．１％、Ｖ：０．５％およびＷ：０．５％をそれぞれ超えて含有させても飽和し、コストがかさむばかりである。そのため、含有量の上限をＴｉ：０．２％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．５％以下およびＷ：０．５％以下のうちの１種または２種以上とした。またその効果は、Ｔｉ：０．０１％以上ならびにＮｂ：０．００５％以上、Ｖ：０．０１％以上、Ｗ：０．０１％以上の含有により有効に作用するので、それを下限とするのが好ましい。

Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下およびＢ：０．０１％以下からなる群から選ばれる１種または２種以上
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、ＮｉおよびＢは固溶強化によって強度を高める元素であり、強度を一層高める作用を有し、２種以上添加しても、それぞれの作用は失われない。好ましくは、ＣｒおよびＭｏの少なくとも１種を含有すればよい。その作用は、Ｃｒ：１．０％、Ｍｏ：１．０％、Ｃｕ：１．０％、Ｎｉ：１．０％およびＢ：０．０１％をそれぞれ超えて含有させても飽和し、コストがかさむばかりである。そのため、含有量の上限をＣｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下およびＢ：０．０１％以下とした。またその効果は、Ｃｒ：０．０５％以上、Ｍｏ：０．０５％以上、Ｃｕ：０．０５％以上、Ｎｉ：０．０５％以上およびＢ：０．０００２％以上の含有により有効に作用するので、それを下限とするのが好ましい。

ＲＥＭ：０．１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下およびＣａ：０．０１％以下からなる群から選ばれる１種または２種以上
ＲＥＭ、ＭｇおよびＣａは硫化物、酸化物などの介在物を球状化し無害化させることができ、２種以上添加しても、それぞれの作用は失われない。好ましくはＭｇおよびＣａの少なくとも１種を含有すればよい。その作用は、ＲＥＭ：０．１％、Ｍｇ：０．０１％、Ｃａ：０．０１％をそれぞれ超えて含有させても飽和し、コストがかさむばかりである。そのため、含有量の上限をＲＥＭ：０．１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下およびＣａ：０．０１％以下とした。またその効果は、ＲＥＭ：０．００５％以上、Ｍｇ：０．０００５％以上およびＣａ：０．０００５％以上の含有により有効に作用するので、それを下限とするのが好ましい。

ここで、ＲＥＭとは、Ｓｃ、Ｙ及びランタノイドの合計１７元素を指し、ランタノイドの場合、工業的にはミッシュメタルの形で添加される。なお、本発明では、ＲＥＭの含有量はこれらの元素の合計含有量を指す。

ここで、本発明に係る鋼板の鋼組織について説明するが、鋼組織を示す「％」は「面積％」である。
引張強度が５９０ＭＰａ以上の領域で、良好な延性と曲げ加工性ならびに耐疲労特性を得るためには、鋼組織において、平均結晶粒径３〜２０μｍのフェライトが面積率で５０％〜９５％、第２相が平均粒径１．０〜８μｍで平均粒子間隔２〜１０μｍで存在し、その第２相がマルテンサイトを面積率で５〜５０％、かつ第２相に残部が存在する場合、面積率で５％未満に制限する。

（１）フェライト
フェライトの面積率が５０％未満であると、フェライト粒が少ないため、曲げ加工性が劣化する。一方、フェライトの面積率が９５％を超えると、フェライト粒が多いため、曲げ疲労限度耐久比が低下する。フェライトの平均結晶粒径は３〜２０μｍとする必要がある。フェライトの平均結晶粒径が３μｍ未満であると、降伏点が上昇し、加工性が劣化する。また、フェライトの平均結晶粒径が２０μｍ超であると、曲げ疲労限度耐久比が低下してしまう。疲労き裂は、軟質であるフェライトの粒内を積極的に進展する。そのため、き裂の進展を抑制するフェライトの粒界が少なくなると早期にき裂が進展してしまう。

（２）第２相
第２相は、マルテンサイトを鋼組成全体を基準とした面積率で５〜５０％かつ残部が面積率で５％未満である。マルテンサイトが面積率で５％未満であると曲げ疲労限度耐久比が低下する。マルテンサイトは硬質であるため、軟質なフェライト粒を進展してくる疲労き裂進展を遅延させる効果がある。一方、マルテンサイトの面積率が５０％超であると、延性と曲げ加工性が劣化する。マルテンサイトは硬質であるため、それ自体延性や曲げ加工時における局部延性が乏しい。第２相が残部を含む場合は、その面積率は、５％未満である。残部とは、ベイナイト組織、パーライト組織、セメンタイト、残留γである。残部の面積率が５％以上であると、フェライトとマルテンサイトの硬度差によって向上する均一伸びが減少し、結果的に延性が劣化してしまう。また、残留γを含む場合には、均一伸びは向上するが、曲げ性が劣化するので同様に５％未満とする。

第２相の平均粒径が１．０μｍ未満であると、曲げ疲労限度耐久比が低下する。第２相は、疲労き裂進展を抑制する効果がある。第２相の平均粒径が１．０μｍ以上であると、フェライト粒内を進展してきた疲労き裂は、その第２相を迂回するようにき裂が進展する。第２相を迂回時、き裂を進展させてきた応力とき裂進展の方向が変わるので、き裂進展が遅延するようになるからである。一方、第２相の平均粒径が８μｍ超であると曲げ加工性が劣化する。曲げ加工の場合、フェライトと硬質な第２相の界面からき裂が入る。第２相の大きさが８μｍ超であると、フェライトと第２相の界面の応力集中が大きくなり、曲げ加工の早期にき裂が入る。

第２相の平均粒子間隔は２〜１０μｍである。第２相の平均粒径が１〜８μｍであっても、第２相の平均粒子間隔が２μｍ未満であると、曲げ加工性が劣化する。これは、平均粒子間隔が２μｍ未満であると、フェライトと第２相の界面から発生したき裂が早期に連結するためである。また平均間隔粒子が１０μｍ超であると、曲げ疲労限度耐久比が劣化してしまう。これは、第２相の間隔が広いと第２相による疲労き裂の進展抑制効果が減少してしまうからである。

本発明にかかる鋼板の表面性状は次のように規定される。
鋼板表面において最大長さ５ｍｍ以上の島状スケール疵は面積率で１０％以下である。島状スケール疵の面積率の基準は、鋼板面積１．５ｍ^２あたりとする。通常使用される自動車の足廻り部品やバンパー等の補強材に代表される構造部材の素材、またはホイール用の素材としての鋼板の面積は１．５ｍ^２以下のものが多いためである。

鋼板表面において、最大長さ５ｍｍ以上の島状スケール疵が面積率で１０％超の場合、外観が美麗でないばかりか、鋼板表面の粗さが大きくなる。そのため、曲げ加工性が劣化する。最大長さが５ｍｍ未満の島状スケール疵ならびに最大長さ５ｍｍ以上の島状スケール疵の面積率が１０％未満ならばその悪影響が小さい。

本発明にかかる鋼板の鋼板特性は次のように規定される。
本発明の鋼板は、上記の鋼組成からなり、かつ上記の鋼組織を呈した鋼板であるので、引張り強度が５９０ＭＰａ以上、１８０度曲げにおける限界曲げ半径が板厚の２倍以下であり、かつ曲げ疲労限度耐久比が０．４８以上であるものが得られる。なお、強度７８０ＭＰａ以上の鋼板とすることによって、特に部材の薄肉化に効力が発揮される。

本発明にかかる鋼板には酸洗を行ってもよいが、酸洗鋼板の場合には、酸洗後の鋼板の平均表面粗さＲａが１．２μｍ以下、鋼板表面から鋼板表面からの深さが０．０３ｍｍの位置までの鋼板表層部におけるフェライトの平均結晶粒径をα_Ｓ、鋼板表面からの深さが０．０３ｍｍ超の位置から板厚中心までにおける鋼板中心部におけるフェライトの平均結晶粒径をα_ｂとした時、フェライトの平均結晶粒径３〜２０μｍの範囲で、α_Ｓ≧α_ｂ×１．１である。酸洗板の場合には、表面スケール付着ままの鋼板と異なり、酸洗により表面粗さが大きくなる。その結果、曲げ加工性が劣化する。表面粗さＲａが１．２μｍ超であると、曲げ加工時、鋼板表面での応力集中が過大となり、曲げ加工初期に割れが発生する。したがって、鋼板の表面粗さは、Ｒａで１．２μｍ以下とする。加えて、酸洗板において優れた曲げ加工性を保つためには、鋼板表面から鋼板内部０．０３ｍｍにおけるフェライトの平均粒径を大きくさせる。曲げ加工時、鋼板表面部では、鋼板内部に比べて、曲げ応力が大きくなるためで、鋼板表層部のフェライトの結晶粒径を大きくすることにより、鋼板表面部での加工性を向上させ、結果、曲げ加工性を向上させることができる。鋼板表層から鋼板内部０．０３ｍｍ位置までのフェライトの平均粒径をα_Ｓ、鋼板内部０．０３ｍｍ超から板厚中心部までにおけるフェライトの平均粒径をα_ｂとした時、α_Ｓ＜α_ｂ×１．１の場合、鋼板表面におけるフェライト粒径が内部に比べ小さいため、曲げ加工性は向上しない。

次に、本発明にかかる鋼板の製造方法についてさらに具体的に説明する。
本発明の鋼板を得るためには、一般的にはスラブを１１００℃以上として粗熱間圧延を施して粗バーとなし、得られた粗バーを、下記式１で規定される限界温度Ｔ以上とした後、仕上げ圧延前にデスケーリングを実施する。このように前記粗バーを下記式１で定められる限界温度Ｔ以上としてデスケーリングした後に、Ａｒ_３点〜Ａｒ_３点＋１５０℃で圧延を完了する仕上熱間圧延を施して熱延鋼板とし、前記仕上熱間圧延の完了後３秒以内に冷却を開始して平均冷却速度２０〜２００℃／秒で７６０〜６００℃の温度域の所定温度まで冷却する１次冷却と、前記１次冷却後２〜２０秒間の中間空冷と、前記中間空冷後１０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却する２次冷却とを前記熱延鋼板に施して、２５０℃以下で巻き取る。

限界温度Ｔ（℃）＝１６８．１５×（（５×Ｐ＋Ａｌ）／Ｓｉ）^２−２４５．１２×（５×Ｐ＋Ａｌ）／Ｓｉ＋１１７０・・・・・（１）
ここで、式中の元素記号は、鋼中における各元素の含有量（単位：質量％）を表す。

（１）スラブ加熱
粗熱間圧延に供する際にスラブ温度を１１００℃以上とする。スラブ温度が、１１００℃未満であると、スラブ中に存在する粗大な析出物や硫化物、窒化物が再固溶せず、圧延後の鋼板に残存し、著しく、延性、曲げ加工性、曲げ疲労耐久比を劣化させる。また、オーステナイトが粗大化しないため、フェライトの生成が過剰となり、所望のフェライト面積率が得られなくなる。スラブ加熱温度の上限は１３００℃が望ましい。１３００℃超であると、スラブが自重で変形し、圧延トラブルに繋がる危険性がある。

なお、本発明においては、粗熱間圧延に供するスラブ温度が上記温度域にあればよく、１１００℃未満の温度となったスラブを加熱する場合のみならず、連続鋳造により得られたスラブを１１００℃未満の温度に低下させることなく粗熱間圧延に供する場合も含まれる。

（２）粗バー温度
粗熱間圧延を行い、得られた粗バーを粗バーの表面に生成するＦｅＯ／Ｆｅ_２ＳｉＯ_４の共晶温度以上、具体的には、Ｔ（℃）＝１６８．１５×（（５×Ｐ＋Ａｌ）／Ｓｉ）^２−２４５．１２×（５×Ｐ＋Ａｌ）／Ｓｉ＋１１７０として規定される限界温度Ｔ（℃）以上に加熱した後、デスケーリングを実施する。デスケーリング前の粗バーの温度がＴ（℃）未満であると、粗バーへの加熱が不十分であり、粗バー表面に生成するスケール量が少ない。そのため粗バーへのデスケーリング性が悪化し、島状スケール疵が発生する。このようなデスケーリングの悪化理由としては、スケールは、その生成量が大きくなるほど、スケールの内部に圧縮応力が発生するとともに、粗バーとスケールとの界面に生成するボイドの生成量も増加する。発生した圧縮応力及び生成したボイドの相互作用により、粗圧延を終了した時からデスケーリングを開始する時までにスケール生成が進行するほど、粗バーの表面に生成するスケールは剥離し易いものとなる。しかしながら、Ｓｉ含有量が０．２％超であるＳｉ含有鋼は、高温かつ長時間のスラブ加熱によってＳｉ酸化物（Ｆｅ_２ＳｉＯ_４）が母材及びスケールの界面に濃化することによってスケール（ＦｅＯ）の生成を抑制している。ここで、一般的に、スケールの生成量を増加するには鋼板温度を高く設定すればよいが、Ｓｉ含有鋼ではこの酸化抑制効果がかなり大きいために、鋼板温度を多少高めた程度ではスケールの生成量はあまり増加しない。そのため、ＦｅＯ／Ｆｅ_２ＳｉＯ_４の共晶温度である約１１７７℃以上に維持されておれば、Ｓｉ含有鋼のＳｉ量が高くとも、あるいはＳｉが界面に濃化していようとも、Ｆｅ_２ＳｉＯ_４が溶融化するためにスケール生成に対する抑制効果はなくなり、スケールの生成が進行する。ＦｅＯ／Ｆｅ_２ＳｉＯ_４の共晶温度は粗バーの組成、特にＰ、Ａｌを含有すると、この共晶温度は低下し、Ｔ（℃）＝１６８．１５×［（５×Ｐ＋Ａｌ）／Ｓｉ］^２−２４５．１２×（５×Ｐ＋Ａｌ）／Ｓｉ＋１１７０以上の温度であれば、ＦｅＯ／Ｆｅ_２ＳｉＯ_４の共晶温度以上となり、その温度への加熱後にデスケーリングを実施すれば、鋼板表面のスケール疵は減少する。

一方、このときの温度の上限は、１２３０℃以下が望ましい。１２３０℃超であると粗圧延で細粒化されたオーステナイトが再度粗大化し、その後に生成するフェライトやマルテンサイトを細粒化させることができず、所望の金属組織を得ることができない欠点がある。好ましくは、Ｔ＋５０℃以下でデスケーリングを行うのが良い。

なお、本発明においては、粗バーが上記限界温度Ｔ以上であればよいので、粗熱間圧延機と仕上熱間圧延機の間に誘導加熱等による粗バー加熱装置を配して、前記粗バー加熱装置により限界温度Ｔ以上とする場合のみならず、粗圧延完了温度を限界温度Ｔ以上としてもよい。一般的には、粗圧延完了温度を限界温度Ｔ以上とするには粗熱間圧延に供する鋳片の温度を高温とする必要が生じてコスト的に不利となることから、上述したように粗バー加熱装置を配して加熱することが好ましい。

（３）デスケーリング
デスケーリング装置は、公知のデスケーリング装置であればよく、本実施の形態では、粗バーの幅方向へ粗バーの表面へ高圧水を、高圧水吐出圧：１０ＭＰａ以上１００ＭＰａ以下及び粗バー単位幅当たり流量：０．０１ｍ^３／秒／ｍ以上０．４ｍ^３／秒／ｍ以下の条件で噴射するための噴射用ノズルを複数個配置されたデスケーリング装置を用いた。また、スケール除去時の粗バーの移動速度は０．１ｍ／秒以上２．５ｍ／秒以下とした。なお、仕上圧延前にデスケーリングを行う際の粗バーの温度も特に限定を要さない。

（４）仕上熱間圧延
仕上熱間圧延は、Ａｒ_３点〜Ａｒ_３点＋１５０℃の温度範囲で行う。仕上げ圧延温度がＡｒ_３点未満の場合、フェライト域圧延となり加工フェライトが生成し、加工性が劣化する。場合によっては圧延時体積膨張が起こり、圧延トラブルが発生することもある。Ａｒ_３点＋１５０℃超では、フェライトの生成が抑制され、フェライトの面積率が５０％未満となる。

また仕上げ圧延後、３秒以内に冷却を開始して平均冷却速度２０〜１５０℃／秒で７６０〜６００℃の温度域の所定温度まで冷却する１次冷却と、前記１次冷却後２〜２０秒間の中間空冷と、前記中間空冷後１０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却する２次冷却とを熱延鋼板に施して、２５０℃以下で巻き取ることにより、所望の金属組織を得ることができる。

仕上熱間圧延後の冷却開始時間が３秒超の場合、または、冷却開始時間が３秒以内であっても１次冷却の冷却速度が、２０℃／秒未満であると、フェライトが微細化せず、フェライトの平均結晶粒径が２０μｍ超になり、加えて、第２相の平均粒径が８μｍ超となる。一方、冷却速度が２００℃／秒超の場合、フェライト粒が成長せず、フェライトの平均結晶粒径が３μｍ未満となり、加えて第２相の平均結晶粒径が、１μｍ未満となる。１次冷却停止温度が７６０℃超の場合、フェライトの生成が促進されフェライトの面積率が９５％超となり、第２相の面積率が５％未満となる。逆に１次冷却停止温度が６００℃未満であると、冷却が過大であるため、フェライト面積率が５０％未満となる。更に中間空冷時間を２〜２０秒とすることで、第２相の平均粒子間隔を２〜１０μｍにすることができる。中間空冷時間が２秒未満であるとフェライトからオーステナイトへのカーボンの拡散が不十分であり、フェライト粒の周辺に多くの第２相が生成し、第２相の平均粒子間隔が２μｍ未満となる。

逆に、中間空冷時間が２０秒超になると、カーボンの拡散が過剰になり、第２相は、フェライト粒の３重点のみに生成しやすくなる。その結果、第２相の平均粒子間隔が１０μｍ超となる。

中間空冷後、１０℃／秒以上で冷却後、２５０℃以下で巻き取ることにより、第２相をマルテンサイト面積率で５〜５０％かつ残部の面積率を５％未満にすることができる。中間空冷後１０℃／秒未満の冷却速度の場合、または、巻き取り温度が２５０℃超であると、冷却が不十分であり、第２相において、マルテンサイトの面積率５％以上を確保することができない。

本発明の好適態様によって酸洗板を製造する場合、酸洗後の鋼板の平均表面粗さＲａを１．μｍ以下にするには、まず、スラブを連続鋳造する際、スラブ表面から下記式２で定められるスラブ内部位置Ｓｔまでの液相線温度〜固相線温度の冷却速度を１０℃／秒以上としたスラブを用いる。

Ｓｔ（ｍｍ）＝［Ｂ（ｍｍ）］／Ａ（ｍｍ）］×０．０３ｍｍ・・・（２）
ここで、Ｂ（ｍｍ）：スラブ厚、Ａ（ｍｍ）：鋼板の板厚である。表面粗さは、鋼板表面に濃化するＳｉやＭｎの偏析のばらつきに大きく影響される。その理由としては、鋼板表面においてＳｉやＭｎの偏析にばらつきが生じていると、酸洗時の酸による鋼板の溶解が不均一であるためそれに準じて、表面粗さが粗くなる。また、Ｓｉ偏析のばらつきが多いと、スケールの生成も不均一であるため、酸によるスケ−ル除去時に鋼板の粗さを増加させる要因となる。そのため、スラブ表面での偏析を軽減する必要がある。スラブ表面からスラブ内部位置Ｓｔ（ｍｍ）までの液相線温度〜固相線温度の冷却速度を１０℃／秒以上にすることにより、スラブ表面近傍のＳｉやＭｎの偏析が軽減される。加えて本発明で実施する前述の仕上げ圧延前の粗バーの加熱、そして、その後のデスケーリングを併用することにより、酸洗後の鋼板表面粗さＲａを１．２μｍ以下とすることができる。

本発明の好適態様によって、酸洗は、常法で構わない。また、酸洗前にスキンパスで平坦矯正をおこなってもその効果は失われない。
さらに、本発明において、上述の連続鋳造により得られたのスラブを用いる場合、鋼板表面から鋼板表面からの深さが０．０３ｍｍの位置までのフェライト組織は、Ｍｎの偏析が軽減されているため生成が促進される傾向がある。さらに仕上熱間圧延後、３秒以内に冷却速度２０〜１５０℃／秒とすることで、鋼板表面から鋼板表面からの深さが０．０３ｍｍの位置までのフェライトの平均結晶粒径をα_Ｓ、鋼板表面からの深さが０．０３ｍｍ超の位置から板厚中心までの鋼板中心部におけるフェライトの平均粒径をα_ｂとした時、α_Ｓ≧α_ｂ×１．１とすることができる。

表１に示す鋼組成を有する鋼を転炉で溶製し、試験連続鋳造機にて連続鋳造を実施し、巾１０００ｍｍで厚み２５０ｍｍのスラブとした。スラブ表面近傍における液相線温度から固相線温度までの平均冷却速度の変更は、鋳型の水量にて調整した。

試験圧延装置を用いて、得られたスラブを表２に示す条件にて加熱した後、粗圧延を実施し、厚み３５ｍｍの粗バーとし、誘導加熱装置で粗バーを加熱した。その後、デスケーリングを行い、仕上げ圧延、鋼板冷却を実施した。その後、必要により酸洗を実施した。試験条件を表２に示す。

＜スラブ平均冷却速度＞
得られたスラブの断面をピクリン酸にてエッチングし、０．５ｍｍピッチでデンドライト２次アーム間隔λ（μｍ）を測定し、次式に基づいて、その値からスラブの液相線〜固相線内の冷却速度Ａ（℃／秒）を算出した。なお、平均冷却速度は、スラブ表面から厚方向のスラブＳｔ位置まで０．５ｍｍピッチで測定した冷却速度の算術計算での平均値とした。

λ＝７１０×Ａ^{−０．３９}
＜金属組織の評価＞
鋼板の圧延方向に平行な断面について、光学顕微鏡または走査型電子顕微鏡を用いて、ＪＩＳ Ｇ ０５５２に準拠してフェライトの平均結晶粒径を測定した。フェライトの面積率は、画像処理にてもとめた。

第２相の同定ならびに平均粒径、平均粒子間隔は、走査型電子顕微鏡を用いて調査した。平均粒子間隔は、個々の第２相について最近接距離を測定し、その算術計算の平均値とした。

＜鋼板の表面性状の評価＞
鋼板表面における最大長さ５ｍｍ以上の島状スケールの面積率の算出は、得られた鋼板の外観写真を撮影し、画像処理にて面積率をもとめた。

＜引張試験＞
各鋼板の圧延直角方向からＪＩＳ ５号引張試験を採取した。試験方法はＪＩＳ Ｚ２２４１に準じた。降伏点ＹＰ、引張強さＴＳ、伸びＥｌを測定した。

＜限界曲げ試験＞
各鋼板の圧延直角方向から巾４０ｍｍ、長さ２００ｍｍの試験片を採取した。試験形状ならびに試験方法はＪＩＳ Ｚ２２４８に準じた。曲げ半径は、密着から板厚の１倍、２倍、３倍、４倍にて実施し、その割れが発生しない板厚に対する曲げ半径を限界曲げ半径とした。

＜平面曲げ疲労試験＞
各鋼板からＪＩＳ Ｚ２２７５に記載されている形状にて長さ９０ｍｍ、巾４０ｍｍの試験片を採取した。試験方法は、ＪＩＳ Ｚ２２７５に準じた。両振り平面曲げ疲労（応力比：−１）にて実施し、１０^７乗回の繰り返し数にて破断しない応力振幅値を疲労限界とし、次式により、ＴＳとの算術計算から耐久比をもとめた。

耐久比＝１０^７乗回で破断した応力振幅値／ＴＳ。
鋼板の特性結果を表３、表４に示した。

本発明である供試材Ｎｏ．１〜１５は、強度が５９０ＭＰａ以上で伸びが２２％以上であった。さらに限界曲げ半径が「密着〜２．０ｔ」であり、曲げ疲労限度耐久比が０．４８以上であった。そのため加工性（伸び）、曲げ加工性、耐疲労特性に優れていた。加えて、島状スケール疵面積率が２％以内であり鋼板の表面性状にも優れていた。なお、ここで、ｔは板厚を表わし、２．０ｔとは、板厚の２倍を意味する。

これに対して、供試材Ｎｏ．１６は、スラブの加熱温度が１０８０℃であるため、フェライトの生成が促進されフェライトの面積率が９８％となった。曲げ疲労限度耐久比が０．４４であり、曲げ疲労限度耐久比が劣化した。また、スラブ中に存在した粗大な析出物や硫化物、窒化物が再固溶せず、伸びが１５％、曲げ加工性が３．０ｔと劣化した。

供試材Ｎｏ．１７は、粗バー加熱温度が１０７０℃と粗バー加熱限界温度を下回った。そのため、島状スケール面積率が１２％となり、鋼板の表面粗さＲａも１．３μｍと劣化した。そのため、曲げ加工性が３．０ｔと劣化した。

供試材Ｎｏ．１８は、粗バー加熱温度が１１４０℃と粗バー加熱限界温度を下回った。そのため、島状スケール面積率が１４％となり、鋼板の表面粗さＲａも１．４μｍと劣化した。そのため、曲げ加工性が３．０ｔと劣化した。

供試材Ｎｏ．１９は、熱間圧延時の仕上げ温度が７９０℃とＡｒ_３点を下回ったため、圧延時にフェライト生成による体積変動が起こり、正常な圧延ができなかった。そのため、鋼板表面の品質、鋼板特性が悪くて、鋼板の評価ができなかった。

供試材Ｎｏ．２０は、熱間圧延時の仕上げ温度が９６０℃とＡｒ_３点＋１５０℃を上回った。そのため、フェライトの生成が抑制され、フェライトの面積率が４８％となった。伸びが１８．５％と劣化した。また、曲げ加工性が３．０ｔと劣化した。

供試材Ｎｏ．２１は、仕上げ圧延終了から１次冷却開始までの時間が３．１秒であった。そのため、フェライト粒の成長が促進し、フェライトの平均結晶粒径が２２μｍとなった。加えて、第２相の平均結晶粒径が９μｍとなった。曲げ加工性が３．０ｔと劣化した。また、曲げ疲労限度耐久比が０．４５と劣化した。

供試材Ｎｏ．２２は、１次冷却の冷却速度が１５℃／秒であった。そのため、フェライト粒の成長が促進し、フェライトの平均結晶粒径が２１μｍとなった。加えて、第２相の平均結晶粒径が１０μｍとなった。曲げ加工性が４．０ｔと劣化した。また、曲げ疲労限度耐久比が０．４４と劣化した。

供試材Ｎｏ．２３は、１次冷却の冷却速度が２０５℃／秒であった。そのため、フェライトの粒成長が抑制され、フェライトの平均結晶粒径が２μｍとなった。加えて、第２相の平均結晶粒径が０．８μｍとなった。強度６３１ＭＰａに対し、降伏点が５５２ＭＰａと降伏点が増加し、伸び（Ｅｌ）が１９％と劣化した。また、曲げ疲労限度耐久比が０．４６と劣化した。

供試材Ｎｏ．２４は、１次冷却停止温度が５９０℃であった。そのため、フェライトの生成が抑制されフェライトの面積率が４７％となった。伸びが１７％と劣化した。また、曲げ加工性が３．０ｔと劣化した。

供試材Ｎｏ．２５は、１次冷却停止温度が７７０℃であった。そのため、フェライトの生成が促進され、フェライトの面積率が９７％となった。曲げ疲労限度耐久比が０．４４であり、曲げ疲労限度耐久比が劣化した。

供試材Ｎｏ．２６は、１次冷却停止後の中間空冷時間が１秒であった。そのため、第２相の平均粒子間隔が１μｍとなった。曲げ加工性が３．０ｔと劣化した。
供試材Ｎｏ．２７は、１次冷却停止後の中間空冷時間が２２秒間であった。そのため、第２相の平均粒子間隔が１１μｍとなった。曲げ疲労限度耐久比が０．４２であり、曲げ疲労限度耐久比が劣化した。

供試材Ｎｏ．２８は、２次冷却の冷却速度が８℃／秒であった。そのため、第２相がマルテンサイトにならず、ベイナイトとなった。伸びが１５％と加工性が劣化した。曲げ疲労限度耐久比が０．４３であり、曲げ疲労限度耐久比が劣化した。

供試材Ｎｏ．２９は、熱間圧延後の巻き取り温度が２６０℃であった。そのため、第２相がマルテンサイトにならず、ベイナイトとなった。伸びが１５．５％と加工性が劣化した。曲げ疲労限度耐久比が０．４２であり、曲げ疲労限度耐久比が劣化した。

供試材Ｎｏ．３０は、スラブ表面からスラブ内部Ｓｔ位置までの平均冷却速度が８℃／秒であった。そのため、α_ｓ／α_ｂが１．０となった。加えて、鋼板の表面粗さＲａが１．３μｍとなった。曲げ加工性が３．０ｔと劣化した。

供試材Ｎｏ．３１は、１次冷却の冷却速度が１６０℃／秒であった。そのため、α_ｓ／α_ｂが０．９となった。曲げ加工性が３．０ｔと劣化した。

Claims (8)

1. 鋼組成が、質量％で、Ｃ：０．０１％超０．２５％以下、Ｓｉ：０．２％超１．０％未満、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｐ：０．００３％以上０．０３％未満、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．００５〜１．０％およびＮ：０．０１％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、鋼組織が、５０〜９５面積％のフェライトと第２相とからなり、前記フェライトの平均結晶粒径が３〜２０μｍ、前記第２相の平均粒径が１．０〜８μｍかつ平均粒子間隔が２〜１０μｍであり、前記第２相が鋼組織全体を基準とした面積率で５〜５０％のマルテンサイトを含有するとともに残部が５％未満であり、鋼板表面における最大長さ５ｍｍ以上の島状スケール疵が面積率で１０％以下である表面性状を備え、機械特性が、引張強度：５９０ＭＰａ以上、曲げ性：密着〜２．０ｔ、曲げ疲労限度耐久比：０．４８以上であることを特徴とする高張力熱延鋼板。
2. 前記鋼組成におけるＡｌ含有量が、質量％で、０．１０％超１．０％以下であることを特徴とする請求項１に記載の高張力熱延鋼板。
3. 前記鋼組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｔｉ：０．２％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．５％以下およびＷ：０．５％以下からなる群から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の高張力熱延鋼板。
4. 前記鋼組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下およびＢ：０．０１％以下からなる群から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の高張力熱延鋼板。
5. 前記鋼組成が、Ｆｅの一部に代えて、ＲＥＭ：０．１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下およびＣａ：０．０１％以下からなる群から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載の高張力熱延鋼板。
6. 酸洗後の鋼板の平均表面粗さＲａが１．２μｍ以下、鋼板表面からの深さが０．０３ｍｍの位置までの鋼板表層部におけるフェライトの平均結晶粒径をα_ｓ、鋼板表面からの深さが０．０３ｍｍ超の位置から板厚中心までの鋼板中心部におけるフェライトの平均結晶粒径をα_ｂとした時、α_ｓ≧α_ｂ×１．１であることを特徴とする請求項１〜５のいずれかに記載の高張力熱延鋼板。
7. 請求項１〜５のいずれかに記載の鋼組成を有するスラブを１１００℃以上の温度として粗熱間圧延を施して粗バーとなし、得られた粗バーを下記式１で規定する限界温度Ｔ以上とした後にデスケーリングを実施し、次いで、Ａｒ_３点〜Ａｒ_３点＋１５０℃で圧延を完了する仕上熱間圧延を施して熱延鋼板とし、前記仕上熱間圧延の完了後３秒以内に冷却を開始して平均冷却速度２０〜２００℃／秒で７６０〜６００℃の温度域の所定温度まで冷却する１次冷却と、前記１次冷却後２〜２０秒間の中間空冷と、前記中間空冷後１０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却する２次冷却とを前記熱延鋼板に施して、２５０℃以下で巻き取ることを特徴とする高張力熱延鋼板の製造方法。
   限界温度Ｔ（℃）＝１６８．１５×［（５×Ｐ＋Ａｌ）／Ｓｉ］^２−２４５．１２×（５×Ｐ＋Ａｌ）／Ｓｉ＋１１７０・・・・・（１）
   ここで、式中の元素記号は、鋼中における各元素の含有量（単位：質量％）を表す。
8. 請求項１〜５のいずれかに記載の鋼組成の溶鋼を、スラブ表面から下記式２で定められるスラブ内部位置Ｓｔまでの液相線温度〜固相線温度の冷却速度を１０℃／秒以上として連続鋳造法によりスラブとなし、前記スラブを１１００℃以上の温度として粗熱間圧延を施して粗バーとなし、得られた粗バーの温度を下記式１で定められる限界温度Ｔ以上とした後にデスケーリングを実施し、次いでＡｒ_３点〜Ａｒ_３点＋１５０℃で圧延を完了する仕上熱間圧延を施して熱延鋼板とし、前記仕上熱間圧延の完了後３秒以内に冷却を開始して平均冷却速度２０〜１５０℃／秒で７６０〜６００℃の温度域の所定温度まで冷却する１次冷却と、前記１次冷却後２〜２０秒間の中間空冷と、前記中間空冷後１０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却する２次冷却とを前記熱延鋼板に施して、２５０℃以下で巻き取り、その後酸洗することを特徴とする高張力熱延鋼板の製造方法。
   限界温度Ｔ（℃）＝１６８．１５×［（５×Ｐ＋Ａｌ）／Ｓｉ］^２−２４５．１２×（５×Ｐ＋Ａｌ）／Ｓｉ＋１１７０・・・・・（１）
   ここで、式中の元素記号は、鋼中における各元素の含有量（単位：質量％）を表す。
   Ｓｔ（ｍｍ）＝［Ｂ（ｍｍ）］／Ａ（ｍｍ）］×０．０３ｍｍ・・・（２）
   ここで、Ｂ（ｍｍ）：スラブ厚、Ａ（ｍｍ）：鋼板の板厚である。