(57)【要約】  本発明は、優れた曲げ加工性と疲労特性を有する高強度鋼板を提供する。高強度鋼板は、基部と表層部を備え、表層部の平均ビッカース硬さが高強度熱間圧延鋼板の厚さの１／２の位置の平均ビッカース硬さの５０〜８０％であり、表層部の表面の算術平均粗さＲａが３．０μｍ以下であり、表層部の有効結晶粒径が５０．０μｍ以下であり、基部のＳｉ含有量ＳｉBと前記表層部のＳｉ含有量ＳｉSとの差ΔＳｉ＝ＳｉB−Ｓｉｓが、０．６０％質量以上であり、基部の金属組織が、面積率で、焼き戻しマルテンサイト：９０％以上であることを特徴とする。【特許請求の範囲】
【請求項１】
引張強さが９８０ＭＰａ以上、降伏比が０．７５以上の高強度熱間圧延鋼板であって、
基部と、基部の片側又は両側の表面に配置された表層部とを備え、
前記表層部の厚さが、前記高強度熱間圧延鋼板の厚さの３０％以下であり、かつ１０μｍを超え、
前記表層部の平均ビッカース硬さが、前記高強度熱間圧延鋼板の厚さの１／２の位置の平均ビッカース硬さの５０〜８０％であり、
前記表層部の表面の算術平均粗さＲａが、３．０μｍ以下であり、
前記表層部の有効結晶粒径が、５０．０μｍ以下であり、
前記基部の化学組成が、質量％で、
Ｃ  ：０．０５〜０．５０％、
Ｓｉ：１．００〜３．００％、
Ｍｎ：０．５〜３．０％、
Ｐ  ：０．１０％以下、
Ｓ  ：０．０５０％以下、
Ｃｕ：０〜１．０％、
Ｎｉ：０〜１．０％、
Ｃｒ：０〜３．０％、
Ｍｏ：０〜１．０％、
Ｎｂ：０〜０．０２％、
Ｖ  ：０〜０．２％、
Ｔｉ：０〜０．２０％、
Ｂ  ：０〜０．０１００％、
Ｎ  ：０．０１０％以下、
Ｃａ：０〜０．０１００％、
ＲＥＭ：０〜０．０１００％、
Ａｌ：０〜１．００％、及び
残部：Ｆｅ及び不純物
であり、
前記基部のＳｉ含有量ＳｉBと前記表層部のＳｉ含有量ＳｉSとの差ΔＳｉ＝ＳｉB−Ｓｉｓが、質量％で、０．６０％以上であり、
前記基部の金属組織が、面積率で、
焼き戻しマルテンサイト：９０％以上
であることを特徴とする高強度熱間圧延鋼板。
ただし、表層部とは、ビッカース硬さが、前記高強度熱間圧延鋼板の表面から板厚の１／２の位置における平均ビッカース硬さの８０％以下である領域をいう。
【請求項２】
前記表層部の平均ビッカース硬さが、前記高強度熱間圧延鋼板の厚さの１／２の位置の平均ビッカース硬さの６１％以上であることを特徴とする請求項１に記載の高強度熱間圧延鋼板。
【請求項３】
前記表層部の有効結晶粒径が１０．０μｍ以下であることを特徴とする請求項１又は２に記載の高強度熱間圧延鋼板。
【請求項４】
前記表層部の元素の含有量が、前記基部の元素の含有量に対し、
Ｃ  ：０．６０〜１．１０倍、
Ｍｎ：１．０倍以下、
Ｃｕ：１．０倍以下、ただし、基部のＣｕ含有量が０．１０％以上の場合に限る、
Ｎｉ：１．０倍以下、ただし、基部のＮｉ含有量が０．１０％以上の場合に限る、
Ｃｒ：１．０倍以下、ただし、基部のＣｒ含有量が０．１０％以上の場合に限る、
Ｍｏ：１．０倍以下、ただし、基部のＭｏ含有量が０．１０％以上の場合に限る、
Ｎｂ：１．０倍以下、ただし、基部のＮｂ含有量が０．０２％以上の場合に限る、
Ｖ  ：１．０倍以下、ただし、基部のＶ含有量が０．０２％以上の場合に限る、
Ｔｉ：１．０倍以下、ただし、基部のＴｉ含有量が０．０５％以上の場合に限る、
Ｂ  ：１．０倍以下、ただし、基部のＢ含有量が０．００１％以上の場合に限る、
であることを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の高強度熱間圧延鋼板。
【請求項５】
前記表層部の化学組成が、質量％で
Ｃ  ：０．０３〜０．５５％、
Ｓｉ：０〜２．４０％、
Ｍｎ：０．５〜３．０％、
Ｐ  ：０．１０％以下、
Ｓ  ：０．０５０％以下、
Ｃｕ：０〜１．０％、
Ｎｉ：０〜１．０％
Ｃｒ：０〜３．０％、
Ｍｏ：０〜１．０％、
Ｎｂ：０〜０．０５％、
Ｖ  ：０〜０．２％、
Ｔｉ：０〜０．２０％、
Ｂ  ：０〜０．０１００％、
Ｎ  ：０．０１０％以下、
Ｃａ：０〜０．０１００％、
ＲＥＭ：０〜０．０１００％、
Ａｌ：０〜１．００％、及び
残部：Ｆｅ及び不純物
であることを特徴とする請求項４に記載の高強度熱間圧延鋼板。
【請求項６】
前記表層部のＣ含有量が、前記基部のＣ含有量に対し、０．９１〜１．１０倍であることを特徴とする請求項４又は５に記載の高強度熱間圧延鋼板。
【請求項７】
前記表層部の金属組織が、面積率で、焼き戻しマルテンサイト：９０％以上であることを特徴とする請求項１〜６のいずれか１項に記載の高強度熱間圧延鋼板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高強度熱間圧延鋼板に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、環境保全につながる自動車の燃費向上等の観点から、自動車用鋼板を高強度化して薄くし、車体を軽量化することが求められている。また、自動車用鋼板は、複雑な形状に加工されるため、曲げ加工性も求められている。【０００３】
従来の曲げ加工性に優れた鋼板として、たとえば、特許文献１には、板厚中心部の片側または両側に配置された表層軟質部を有し、表層軟質部のナノ硬さの標準偏差が０．８以下である高強度鋼板が開示されている。【０００４】
また、特許文献２には、面積率でフェライトが５０％以上であり、鋼板表面から板厚（厚さ）深さ方向に５０μｍの位置での平均粒径が３０００×[引張強さＴＳ（ＭＰａ）]−０．８５μｍ以下、鋼中に析出した粒子径２０ｎｍ未満の析出物中のＣ量が０．０１０質量％以上、析出Ｆｅ量が０．０３〜１．０質量％、算術平均粗さＲａが３．０μｍ以下である曲げ加工性に優れた高強度鋼板が開示されている。【０００５】
また、特許文献３には、面積率でベイナイトが５０％超であり、鋼板表面から板厚深さ方向に５０μｍの位置での平均粒径が２５００×[引張強さＴＳ（ＭＰａ）]−０．８５μｍ以下、鋼中に析出した粒子径２０ｎｍ未満の析出物中のＣ量が０．００５質量％以上、算術平均粗さＲａが３．０μｍ以下である曲げ加工性に優れた高強度鋼板が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】国際公開第２０１８／１５１３２２号
【特許文献２】特開２０１７−１１５１９１号公報
【特許文献３】特開２０１７−１５００５１号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
ところで、自動車用鋼板は、強度および曲げ加工性に加えて疲労特性も要求される。【０００８】
そこで、本発明は、曲げ加工性および疲労特性を有する高強度熱間圧延鋼板を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
本発明者らは、高強度熱間圧延鋼板の疲労特性と曲げ加工性について検討を行った。まず、本発明者らは従来知見を参考として、表層に軟質部を有する鋼板を製造し、曲げ加工性と疲労特性を調査した。表層に軟質部を有する鋼板は、いずれも曲げ加工性の改善が見られた。疲労特性に関しては、表層部の平均硬さや厚さを調整することで、例えば曲げ成形時に生じる曲げ内部の残留応力が低減され、曲げ内部からの疲労破壊が抑制されることがわかった。しかし、本発明者らはより詳細な調査を続けた結果、表層部の平均硬さや厚さの調整以外の手段により、鋼板の疲労特性をさらに改善できる余地があることに気付いた。【００１０】
そこで本発明者らはさらに詳細な検討を行った。曲げ変形を受けた領域での疲労破壊のモードは、曲げ外部から疲労亀裂が生じる場合と、曲げ内部から疲労亀裂が生じる場合との２つに大きく分けられる。一般に、曲げ内部には引張の残留応力が生じ、鋼板の強度に応じてその残留応力が増加する。そのため、鋼板の強度が高くなるほど疲労特性に及ぼす残留応力の影響を無視できなくなる。よって、鋼板の強度が高くなるほど、曲げ内部の残留応力の低減が疲労特性向上に寄与する。そこで、曲げ外部を軟質層、曲げ内部を硬質層とすることによって、曲げ内部の残留応力が低減され、曲げ内部の疲労特性が最大限活用され、鋼板全体としての疲労特性の改善につながることがわかった。ただし、曲げ外部をむやみに軟質化すると曲げ外部で疲労破壊する可能性があるため、曲げ外部の硬さには下限値を設けなければならない。【００１１】
上記のように鋼板の厚さ方向（以下、「鋼板の厚さ方向」を「板厚方向」という。）の硬度分布を調整して疲労特性を向上する指針が得られた。さらに検討を進めた結果、硬度分布の制御に加えて表層部の表面粗さと有効結晶粒径を制御することにより、疲労特性がより向上するとともに、ばらつきがより小さくなることがわかった。表層部の表面粗さの制御で疲労特性が改善する理由は、表層部の表面粗さを特定の粗さ以下に制御することによって、亀裂発生が抑制されるためと考えられる。また、表層部の有効結晶粒径の制御で疲労特性が改善する理由は、表層部の有効結晶粒径を特定の大きさ以下に制御することによって、曲げ変形後の曲げ外部に生じる微小なしわが抑制される傾向にあるためと考えられる。これら２点の相乗効果によって、曲げ外部での疲労亀裂発生がより抑制されて曲げ内部での破壊モードに遷移しやすくなると考えられる。その結果、曲げ外部での疲労亀裂発生がより抑制されるとともに曲げ内部の疲労特性が最大限活用されやすくなり、鋼板全体としての疲労特性がより向上すると考えられる。【００１２】
また、本発明者らは、板厚方向の硬度差と表面粗さの制御との観点で、添加元素の１つであるＳｉの含有量と圧延条件とを制御することが重要であることを見出した。Ｓｉは焼き戻し軟化抵抗を示す元素である。板厚方向でＳｉの含有量に差をつけ、水冷後に特定の熱処理条件で焼き戻すことによって、Ｓｉの含有量に応じた板厚方向の硬度差を制御し得る。さらに、表層のＳｉ含有量を少なくすると、熱間圧延時に表層の熱間変形抵抗が小さくなることによって表層が優先して伸展され、表面が平坦に形成されやすくなると考えられる。【００１３】
このようにして得られた本発明の要旨は以下のとおりである。【００１４】
［１］引張強さが９８０ＭＰａ以上、降伏比が０．７５以上の高強度熱間圧延鋼板であって、基部と、基部の片側又は両側の表面に配置された表層部とを備え、前記表層部の厚さが、前記高強度熱間圧延鋼板の厚さの３０％以下であり、かつ１０μｍを超え、前記表層部の平均ビッカース硬さが、前記高強度熱間圧延鋼板の厚さの１／２の位置の平均ビッカース硬さの５０〜８０％であり、前記表層部の表面の算術平均粗さＲａが、３．０μｍ以下であり、前記表層部の有効結晶粒径が、５０．０μｍ以下であり、前記基部の化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．５０％、Ｓｉ：１．００〜３．００％、Ｍｎ：０．５〜３．０％、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０５０％以下、Ｃｕ：０〜１．０％、Ｎｉ：０〜１．０％、Ｃｒ：０〜３．０％、Ｍｏ：０〜１．０％、Ｎｂ：０〜０．０２％、Ｖ：０〜０．２％、Ｔｉ：０〜０．２０％、Ｂ：０〜０．０１００％、Ｎ：０．０１０％以下、Ｃａ：０〜０．０１００％、ＲＥＭ：０〜０．０１００％、Ａｌ：０〜１．００％、及び残部：Ｆｅ及び不純物であり、前記基部のＳｉ含有量ＳｉBと前記表層部のＳｉ含有量ＳｉSとの差ΔＳｉ＝ＳｉB−Ｓｉｓが、質量％で、０．６０％以上であり、前記基部の金属組織が、面積率で、焼き戻しマルテンサイト：９０％以上であることを特徴とする高強度熱間圧延鋼板。ただし、表層部とは、ビッカース硬さが、前記高強度熱間圧延鋼板の表面から厚さの１／２の位置における平均ビッカース硬さの８０％以下である領域をいう。【００１５】
［２］前記表層部の平均ビッカース硬さが、前記高強度熱間圧延鋼板の厚さの１／２の位置の平均ビッカース硬さの６１％以上であることを特徴とする前記［１］の高強度熱間圧延鋼板。【００１６】
［３］前記表層部の有効結晶粒径が１０．０μｍ以下であることを特徴とする前記［１］又は［２］の高強度熱間圧延鋼板。【００１７】
［４］前記表層部の元素の含有量が、前記基部の元素の含有量に対し、Ｃ：０．６０〜１．１０倍、Ｍｎ：１．０倍以下、Ｃｕ：１．０倍以下、ただし、基部のＣｕ含有量が０．１０％以上の場合に限る、Ｎｉ：１．０倍以下、ただし、基部のＮｉ含有量が０．１０％以上の場合に限る、Ｃｒ：１．０倍以下、ただし、基部のＣｒ含有量が０．１０％以上の場合に限る、Ｍｏ：１．０倍以下、ただし、基部のＭｏ含有量が０．１０％以上の場合に限る、Ｎｂ：１．０倍以下、ただし、基部のＮｂ含有量が０．０２％以上の場合に限る、Ｖ：１．０倍以下、ただし、基部のＶ含有量が０．０２％以上の場合に限る、Ｔｉ：１．０倍以下、ただし、基部のＴｉ含有量が０．０５％以上の場合に限る、Ｂ：１．０倍以下、ただし、基部のＢ含有量が０．００１％以上の場合に限るであることを特徴とする前記［１］〜［３］のいずれかの高強度熱間圧延鋼板。【００１８】
［５］前記表層部の化学組成が、質量％でＣ：０．０３〜０．５５％、Ｓｉ：０〜２．４０％、Ｍｎ：０．５〜３．０％、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０５０％以下、Ｃｕ：０〜１．０％、Ｎｉ：０〜１．０％、Ｃｒ：０〜３．０％、Ｍｏ：０〜１．０％、Ｎｂ：０〜０．０５％、Ｖ：０〜０．２％、Ｔｉ：０〜０．２０％、Ｂ：０〜０．０１００％、Ｎ：０．０１０％以下、Ｃａ：０〜０．０１００％、ＲＥＭ：０〜０．０１００％、Ａｌ：０〜１．００％、及び残部：Ｆｅ及び不純物であることを特徴とする前記［４］の高強度熱間圧延鋼板。【００１９】
［６］前記表層部のＣ含有量が、前記基部のＣ含有量に対し、０．９１〜１．１０倍であることを特徴とする前記［４］又は［５］の高強度熱間圧延鋼板。【００２０】
［７］前記表層部の金属組織が、面積率で、焼き戻しマルテンサイト：９０％以上であることを特徴とする前記［１］〜［６］のいずれかの高強度熱間圧延鋼板。
【発明の効果】
【００２１】
本発明によれば、優れた曲げ加工性および疲労特性を有する高強度熱間圧延鋼板が得られる。このような高強度熱間圧延鋼板は、たとえば、自動車用部品素材として好適である。
【図面の簡単な説明】
【００２２】
【図１】疲労試験後に、基部と表層部の剥離の有無を観察する領域を説明する図である。
【図２】剥離有無の評価基準を説明する図である。
【発明を実施するための形態】
【００２３】
以下、本発明の実施形態について説明する。
【００２４】
本発明の高強度熱間圧延鋼板は、引張強さが９８０ＭＰａ以上、好ましくは１０００〜１５００ＭＰａ、降伏比が０．７５以上、好ましくは０．８０〜０．９０であり、基部と表層部とを備える。本発明の高強度熱間圧延鋼板において、表層部とは、鋼板の表面から鋼板の厚さの１／２の位置における平均ビッカース硬さと比較して、ビッカース硬さが８０％以下である領域（部位）をいうものとする。
【００２５】
降伏比は、降伏応力を引張強さで除した値である。本発明の高強度熱間圧延鋼板の引張強さおよび降伏応力は、ＪＩＳ Ｚ２２４１（２０１１）に準拠して、鋼板の圧延方向に直角になるように採取したＪＩＳ５号試験片を用いて引張試験を行うことによって求められる。
【００２６】
基部の金属組織は、面積率で９０％以上、好ましくは９５％以上の焼き戻しマルテンサイトを含む。なお、表層部の金属組織については、表層部が後述する特徴を満たす限りにおいて特に限定されない。
【００２７】
基部が上記のように焼き戻しマルテンサイト相を主相とすることにより、鋼板の降伏比を所望の範囲としやすい。なお、基部の主相以外の残部組織は、残留オーステナイト（γ）相、フレッシュマルテンサイト（ｆＭ）相、ベイナイト（Ｂ）相、フェライト（α）相、及びパーライト相のうちの少なくとも１種からなる。当該残部組織の組織分率が高くなると、引張強さ、曲げ加工性、疲労特性のうち、少なくとも１つが低下し、所望の特性を得にくくなる。このため、残部組織は面積率で１０％未満であり、好ましくは５％未満である。例えば、本発明に係る鋼板において、基部における金属組織が、面積率で、０％以上５％以下の残留オーステナイト相および０％以上５％以下のフェライト相の少なくとも一方を含んでもよい。
【００２８】
なお、本発明において、基部における各金属組織の同定および面積率の算出は、以下のように行われる。
【００２９】
「フェライト」
まず、鋼板の圧延方向及び板厚方向に平行な断面を有する試料を採取し、当該断面を観察面とする。この観察面のうち、鋼板表面から鋼板の厚さ（以下、「鋼板の厚さ」を「板厚」という。）の１／２の位置を中心とした２００μｍ×２００μｍの領域を観察領域とする。この観察領域を走査型電子顕微鏡によって１０００〜５０００倍にして観察することで見られる電子チャンネリングコントラスト像は、結晶粒の結晶方位差をコントラストの差として表示する像である。この電子チャンネリングコントラスト像において均一なコントラストの部分がフェライトである。そして、このようにして同定されるフェライトの面積率をポイントカウンティング法（ＡＳＴＭ  Ｅ５６２−８３（１９８８）準拠）によって算出する。
【００３０】
「パーライト」
まず、上記観察面をナイタール試薬で腐食する。腐食された観察面のうち、鋼板表面から厚さの１／２の位置を中心とした２００μｍ×２００μｍの領域を観察領域とする。この観察領域を光学顕微鏡で１００〜５００倍にして観察し、観察像において暗いコントラストの領域をパーライトとする。そして、このようにして同定されるパーライトの面積率をポイントカウンティング法によって算出する。
【００３１】
「ベイナイト及び焼き戻しマルテンサイト」
上記のようにナイタール試薬で腐食された観察領域（鋼板表面から厚さの１／２の位置を中心とした２００μｍ×２００μｍの領域）を電界放射型走査型電子顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ：Ｆｉｅｌｄ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）によって１０００〜５０００倍にして観察する。この観察領域において、組織内部に含まれるセメンタイトの位置およびセメンタイトの配列から、以下のようにベイナイト及び焼き戻しマルテンサイトを同定する。
【００３２】
ベイナイトの存在状態としては、ラス状のベイニティックフェライトの界面に析出物又は残留オーステナイトが存在している場合や、ラス状のベイニティックフェライトの内部に析出物が存在している場合がある。ラス状のベイニティックフェライトの界面に析出物又は残留オーステナイトが存在している場合は、ベイニティックフェライトの界面がわかるため、ベイナイトを同定することができる。また、ラス状のベイニティックフェライトの内部に析出物が存在している場合、ベイニティックフェライトと析出物の結晶方位関係が１種類であり、析出物が同一のバリアントを持つことから、ベイナイトを同定することができる。このようにして同定されるベイナイトの面積率をポイントカウンティング法によって算出する。なお、必要に応じて、ＳＥＭ−ＥＤＳなどの方法により析出物の元素分析などを行い、析出物がセメンタイトであることを確認してもよい。
【００３３】
焼き戻しマルテンサイトでは、マルテンサイトラスの内部に析出物が存在するが、マルテンサイトラスと析出物の結晶方位が２種類以上あり、析出物が複数のバリアントを持つことから、焼き戻しマルテンサイトを同定することができる。このようにして同定される焼き戻しマルテンサイトの面積率をポイントカウンティング法によって算出する。なお、上記の析出物がセメンタイトであることを確認する必要がある場合には、必要に応じて、数個の析出物をＳＥＭ−ＥＤＳなどで分析し、析出物がセメンタイトであることを確認してもよい。
【００３４】
「焼入れままマルテンサイト」
まず、上記フェライトの同定に用いた観察面と同様の観察面をレペラ液でエッチングし、上記フェライトの同定と同様の領域を観察領域とする。レペラ液による腐食では、マルテンサイトおよび残留オーステナイトは腐食されない。そのため、レペラ液によって腐食された観察領域をＦＥ−ＳＥＭで観察し、腐食されていない領域をマルテンサイトおよび残留オーステナイトとする。そして、このようにして同定されるマルテンサイトおよび残留オーステナイトの合計面積率をポイントカウンティング法によって算出する。次に、以下のようにして算出される残留オーステナイトの体積率を残留オーステナイトの面積率と見なし、当該面積率を上記合計面積率から差し引くことにより、焼入れままマルテンサイトの面積率を算出することができる。
【００３５】
「残留オーステナイト」
残留オーステナイトの体積率は、Ｘ線回折法で求めることができる。まず、上記のように採取した試料のうち鋼板の表面から板厚の１／２の位置までを機械研磨及び化学研磨により除去し、鋼板の表面から板厚の１／２の位置の面を露出させる。そして、このようにして露出した面にＭｏＫα線を照射し、ｂｃｃ相の（２００）面、（２１１）面、及び、ｆｃｃ相の（２００）面、（２２０）面、（３１１）面の回折ピークの積分強度比を求める。この回折ピークの積分強度比から、残留オーステナイトの体積率を算出できる。この算出方法としては、一般的な５ピーク法を用いることができる。このようにして求めた残留オーステナイトの体積率を残留オーステナイトの面積率と見なす。
【００３６】
続いて、基部の化学組成について述べる。以下、元素の含有量に関する「％」は、特に断りがない限り「質量％」を意味する。本発明において基部の化学組成とは、厚さの１／２の位置で測定される化学組成をいうものとする。
【００３７】
（Ｃ：０．０５〜０．５０％）
Ｃは鋼の強化に有効な元素である。焼入れ焼戻し等の熱処理により鋼板の疲労特性を確保するためには、Ｃの含有量を０．０５％以上とするのが好ましく、０．０８％以上又は０．１０％以上とすることがより好ましく、０．１２％以上、０．１４％以上又は０．１６％以上とするのがさらに好ましい。ただし、Ｃの含有量が多くなると、冷間成形時に割れが発生しやすくなる。このため、Ｃの含有量を０．５０％以下とするのが好ましく、０．４５％以下又は０．４０％以下とすることがより好ましい。
【００３８】
（Ｓｉ：１．００〜３．００％）
Ｓｉは、鋼板の焼き戻し時の軟化を抑制する元素である。このような作用を有効に発揮させるためには、Ｓｉの含有量を１．００％以上とすることが好ましい。また、Ｓｉの含有量に応じて、鋼板の熱間圧延時に変形抵抗が増加する効果がある。このため、Ｓｉの含有量は、好ましくは１．１０％以上又は１．２０％以上、さらに好ましくは１．３０％以上、１．４０％以上又は１．５０％以上である。また、Ｓｉは残留オーステナイトの形成を促進する働きを有する。巻き取り後に残留オーステナイトが残存することを抑制し、鋼板の靭性が低下を抑制するためには、Ｓｉの含有量を３．００％以下とすることが好ましく、２．９０％以下又は２．８０％以下とすることがより好ましい。
【００３９】
（ΔＳｉが０．６０％以上）
本発明の高強度熱間圧延鋼板では、基部のＳｉの含有量ＳｉＢ［質量％］と表層部のＳｉの含有量ＳｉＳ［質量％］との差を表すΔＳｉ＝ＳｉＢ−ＳｉＳは０．６０％以上である。上記のように、Ｓｉは鋼板の焼き戻し時の軟化を抑制する元素である。ΔＳｉを０．６０％以上とすることで、基部の軟化挙動と表層部の軟化挙動とのに差が生じやすくなるため、鋼板の製造過程において基部と表層部とに硬度差をつけることが容易になる。また、鋼板を製造する際の熱間圧延時において、Ｓｉの含有量の差に起因して基部と表層部とで変形抵抗の差が生じ、ΔＳｉが大きいほど、表層部に優先してひずみが導入されやすくなる。表層部にひずみが導入されることにより、表層部の有効結晶粒径を小さくしやすくなる。そのため、ΔＳｉは、好ましくは０．８０％以上又は１．００％以上、より好ましくは１．２０％以上又は１．５０％以上である。ΔＳｉは、ＳｉＢ＝３．００％、ＳｉＳ＝０％のとき、最大値３．００％となる。ΔＳｉの上限をさらに限定する必要はないが、２．８０％以下又は２．６０％以下としてもよい。
【００４０】
基部、表層部のＳｉ量は発光分光分析装置（カントバック）を用いて測定する。基部のＳｉ量は、板厚をｔとして、表層部を備える側から６／１０ｔの位置で測定する。両面に表層部を備える場合は、どちらの側から６／１０ｔとしてもよい。表層部のＳｉ量は表層部の最表層で測定する。
【００４１】
（Ｍｎ：０．５〜３．０％）
Ｍｎは、フェライトの形成を抑制し、焼入れ性を高める働きを有する。このような作用を有効に発揮させるためには、Ｍｎの含有量を０．５％以上とすることが好ましく、０．８％以上とすることがより好ましく、１．０％以上とすることがさらに好ましい。ただし、Ｍｎのマクロ偏析が顕著になって偏析箇所と未偏析箇所とで硬度差が大きくなることを抑制するためには、Ｍｎの含有量を３．０％以下とすることが好ましく、２．８％以下とすることがより好ましく、２．５％以下とすることがさらに好ましい。
【００４２】
（Ｐ：０．１０％以下）
Ｐは、必須元素ではなく、例えば不純物として鋼中に含有される。Ｐは、旧オーステナイト粒界に偏析し、粒界脆化により鋼板の成形性を低下させる場合がる。このため、Ｐの含有量は少ないほどよい。具体的には、Ｐの含有量は、０．１０％以下であることが好ましく、０．０２％以下であることがより好ましい。Ｐの含有量の下限を定める必要はなく、その下限は０％である。ただし、精錬工程においてＰの含有量を０．００１％未満に低減するためには、精錬に要する時間が長くなり、コストが大幅に増加する。このため、コスト面を考慮するとＰの含有量は０．００１％以上でもよい。
【００４３】
（Ｓ：０．０５０％以下）
Ｓは、必須元素ではなく、例えば不純物として鋼中に含有される。Ｓは、鋼中でＭｎＳ等の非金属介在物を生成し、鋼板の硬さの増加と延性の低下とを招く場合がある。そのため、Ｓの含有量は少ないほどよい。具体的には、Ｓの含有量は、０．０５０％以下であることが好ましく、０．０２０％以下であることがより好ましく、０．０１５％以下であることがさらに好ましい。Ｓの含有量の下限を定める必要はなく、その下限は０％である。ただし、精錬工程においてＳの含有量を０．００１％未満に低減するためには、精錬に要する時間が長くなり、コストが大幅に増加する。このため、コスト面を考慮するとＳの含有量は０．００１％以上でもよい。
【００４４】
以下の元素は、必須元素ではなく、鋼板及び鋼に所定量を限度に適宜含有されていてもよい任意元素であり、それぞれの元素の含有量は０％でもよい。
【００４５】
（Ｃｕ：０〜１．０％）
Ｃｕは、鋼板の強度の増加に有効な元素であり、必要に応じて添加される。Ｃｕによって鋼板の強度を増加させるためには、Ｃｕの含有量は、０．１％以上であることが好ましく、０．２％以上であることがより好ましい。ただし、Ｃｕの含有量が多くなると、赤熱脆性を招いて熱間圧延での生産性が低下する場合がある。このため、Ｃｕの含有量は、１．０％以下であることが好ましく、０．５％以下であることがより好ましく、０．４％以下であることがさらに好ましい。
【００４６】
（Ｎｉ：０〜１．０％）
Ｎｉは、鋼板の疲労特性の向上に有効な元素であり、必要に応じて添加される。Ｎｉを含有することによる効果を有効に発揮させるためには、Ｎｉの含有量は、０．１％以上であることが好ましく、０．２％以上であることがより好ましい。ただし、Ｎｉの含有量が多くなると、鋼板の延性が低下し、冷間成形性が低下する場合がある。このため、Ｎｉの含有量は、１．０％以下であることが好ましく、０．５％以下であることがより好ましく、０．４％以下であることがさらに好ましい。
【００４７】
（Ｃｒ：０〜３．０％）
Ｃｒは、Ｍｎと同様にパーライト変態を抑え、鋼の高強度化に有効な元素であり、必要に応じて添加される。Ｃｒを含有することによる効果を得るためには、Ｃｒの含有量は０．１％以上であることが好ましく、０．２％以上であることがより好ましい。ただし、Ｃｒの含有量が多くなると、粗大なＣｒ炭化物が形成されて冷間成形性が低下する場合がある。このため、Ｃｒの含有量は、３．０％以下であることが好ましく、２．０％以下であることがより好ましく、１．０％以下であることがさらに好ましい。
【００４８】
（Ｍｏ：０〜１．０％）
Ｍｏは、Ｍｎ、Ｃｒと同様に鋼の強化に有効な元素であり、必要に応じて添加される。Ｍｏを含有することによる効果を得るためには、Ｍｏの含有量は０．１％以上であることが好ましく、０．２％以上であることがより好ましい。ただし、Ｍｏの含有量が多くなると、粗大なＭｏ炭化物が形成されて冷間加工性が低下する場合がある。このため、Ｍｏの含有量は１．０％以下であることが好ましく、０．７％以下であることがより好ましい。
【００４９】
（Ｎｂ：０〜０．０２％）
Ｎｂは、Ｔｉと同様に炭化物の形態制御に有効な元素であり、その添加により組織を微細化するため、鋼板の靭性の向上にも効果的な元素である。Ｎｂを含有することによる効果を得るためには、Ｎｂの含有量は、０．０１％以上であることが好ましい。ただし、Ｎｂの含有量が多くなると、微細で硬質なＮｂ炭化物が多数析出し、鋼板の強度上昇とともに延性が低下し、加工性が低下する場合がある。このため、Ｎｂの含有量は、０．０２％以下であることが好ましい。
【００５０】
（Ｖ：０〜０．２％）
Ｖも、Ｎｂと同様に、炭化物の形態制御に有効な元素であり、その添加により組織を微細化するため、鋼板の靭性の向上にも効果的な元素である。Ｖを含有することによる効果を得るためには、Ｖの含有量は、０．１％以上であることが好ましい。ただし、Ｖの含有量が多くなると、微細なＶ炭化物が多数析出し、鋼板の強度上昇とともに延性が低下し、加工性が低下する場合がある。このため、Ｖの含有量は、０．２％以下であることが好ましい。
【００５１】
（Ｔｉ：０〜０．２０％）
Ｔｉは、炭化物の形態を制御し、フェライトの強度を増加させる元素である。このような効果を得るためには、Ｔｉの含有量は、０．０１％以上であることが好ましく、０．０２％以上であることがより好ましい。ただし、Ｔｉの含有量が多くなると、粗大なＴｉ酸化物又はＴｉＮが形成され、冷間成形性が低下する場合がある。このため、Ｔｉの含有量は、０．２０％以下であることが好ましい。
【００５２】
（Ｂ：０〜０．０１００％）
Ｂは、オーステナイトからの冷却過程においてフェライト及びパーライトの生成を抑え、ベイナイト又はマルテンサイト等の低温変態組織の生成を促す元素である。また、Ｂは、鋼板の高強度化に有益な元素であり、必要に応じて添加される。Ｂを含有することによって鋼板の高強度化又は疲労特性の向上を図るためには、Ｂの含有量は、０．０００１％以上であることが好ましく、０．０００５％以上であることがより好ましい。ただし、Ｂの含有量が多くなると、粗大なＢ酸化物が生成され、鋼板の成形時にボイドの発生起点となって冷間成形性が低下する場合がある。このため、Ｂの含有量は、０．０１００％以下であることが好ましく、０．００５０％以下であることがより好ましい。
【００５３】
（Ｎ：０．０１０％以下）
Ｎは、必須元素ではない。Ｎは、Ｃと同様に鋼の高強度化に有効な元素であるが、冷間成形時の転位の交差すべりの発生に影響を及ぼす元素でもある。Ｎの含有量が多くなると、鋼板の成形時に歪の集中を抑えることができず、ボイドの発生を引き起こすため、冷間成形性が低下する。冷間成形性の確保の観点から、Ｎの含有量は少ないほどよい。具体的には、Ｎの含有量は、０．０１０％以下であることが好ましく、０．００８％以下であることがより好ましく、０．００６％以下であることがさらに好ましい。ただし、精錬工程においてＮの含有量を０．００１％未満に低減するためには、精錬に要する時間が長くなり、コストが大幅に増加する。このため、コスト面を考慮するとＮの含有量は０．００１％以上でもよい。
【００５４】
（Ｃａ：０〜０．０１００％）
Ｃａは強度に影響を与え、材質の改善に寄与する元素であり、必要に応じて添加される。Ｃａを含有することによって材質を改善する効果を得るためには、Ｃａの含有量は、０．０００３％以上であることが好ましく。０．０００５％以上であることがより好ましい。Ｃａの含有量が多くなると、熱間での加工性が低下する場合がある。このため、Ｃａの含有量は０．０１００％以下であることが好ましく、０．００５０％以下であることがより好ましい。
【００５５】
（ＲＥＭ：０〜０．０１００％）
ＲＥＭは、Ｃａと同様に、材質の改善に寄与する元素であり、必要に応じて添加される。ＲＥＭを含有することによって材質を改善する効果を得るためには、ＲＥＭの含有量は、０．０００３％以上であることが好ましく。０．０００５％以上であることがより好ましい。ＲＥＭの含有量が多くなると、熱間での加工性が低下する場合がある。このため、ＲＥＭの含有量は０．０１００％以下であることが好ましく、０．００５０％以下であることがより好ましい。
【００５６】
（Ａｌ：０〜１．００％）
Ａｌは、製鋼プロセスにおける脱酸剤として使用される元素である。最終製造物の鋼板にＡｌが含有される必要はないが、脱酸に用いたＡｌが残留してもよい。ただし、Ａｌの含有量が多くなると、鋼と硬さが大きく異なるアルミナ（非金属介在物）がクラスタ状に析出し、鋼板内で硬さのばらつきが大きくなって鋼板の靭性が低下する場合がある。このため、Ａｌの含有量は、１．００％以下とされることが好ましく、０．５０％以下とされることがより好ましく、０．４５％以下とされることがさらに好ましい。なお、ここで規定するＡｌの含有量は、析出物としてのＡｌ、固溶Ａｌを含む全Ａｌ量である。
【００５７】
本実施形態に係る高強度熱間圧延鋼板の化学組成の残部は、Ｆｅおよび不純物である。不純物としては、鋼原料もしくはスクラップから不可避的に混入した元素、および、製鋼過程で不可避的に混入した元素であって、本実施形態に係る高強度鋼板の特性を阻害しない範囲で許容される元素が例示される。
【００５８】
次に、表層部について説明する。
【００５９】
本発明の高強度熱間圧延鋼板の表層部の厚さは、片面あたり、１０μｍ超から鋼板全厚の３０％以下である。片面あたりの表層部の厚さが１０μｍ超とされることにより、鋼板の曲げ加工性が向上し得る。表層部の厚さは、好ましくは１００μｍ又は２００μｍ以上、より好ましくは３００μｍ以上又は４００μｍ以上、さらに好ましくは６００μｍ以上である。また、板厚の５％以上であることが好ましく、８％以上、１０％以上又は１５％以上であることがより好ましい。一方、片面あたりの表層部の厚さが板厚の３０％以下とされることにより、鋼板の引張強さの不足が抑制され得る。表層部の厚さは、板厚の２８％以下であることが好ましく、２５％以下であることがより好ましく、２０％以下であることがさらに好ましい。
【００６０】
また、表層部の平均ビッカース硬さは、板厚の１／２の位置の平均ビッカース硬さの５０〜８０％である。表層部の平均ビッカース硬さが板厚の１／２の位置の平均ビッカース硬さの８０％以下とされることにより、鋼板の曲げ加工性が向上し得る。表層部の平均ビッカース硬さは、板厚の１／２の位置の平均ビッカース硬さに対して、好ましくは７８％以下である。また、表層部の平均ビッカース硬さが板厚の１／２の位置の平均ビッカース硬さの５０％以上とされることにより、鋼板の引張強さの不足が抑制され得る。表層部の平均ビッカース硬さを板厚の１／２の位置の平均ビッカース硬さの６１％以上、６２％以上、６３％以上又は６５％以上とすると、疲労特性が向上するので好ましく、７０％以上とすることがより好ましい。なお、鋼板の引張強さは、基部および表層部のそれぞれの厚さや材質等によって決まるため、基部の平均ビッカース硬さと表層部の平均ビッカース硬さとの比のみで決まるものではない。
【００６１】
本発明において、板厚の１／２の位置の平均ビッカース硬さおよび表層部の平均ビッカース硬さは、以下のようにして押し込み荷重１００ｇ重（０．９８Ｎ）でＪＩＳ  Ｚ  ２２４４（２００９）に準拠した方法によりビッカース硬度計を用いて測定して決定される。まず、鋼板の表面に垂直な断面を有する試料を準備し、その断面を平滑に研磨する。その断面において、板厚の１／２の位置において、板厚方向に垂直な方向に５点のビッカース硬さを測定し、その平均値を求め、これを基部の平均硬さとする。次に、板厚方向に平行な方向で適当な間隔（ただし、板厚の２％以下の間隔とすることが好ましく、より好ましくは１％以下の間隔とすることが好ましい。）でビッカース硬さを測定し、基部の平均硬さの８０％となる位置を測定し、その位置と鋼板の表面との間隔（つまり表層部の厚さ）を測定する作業を５回繰り返す。その５回の作業で求めた表層部の厚さの平均を、表層部の厚さとする。鋼板の表面から表層部の厚さの１／２の位置、つまり表層部の厚さの１／２の位置において、板厚方向に垂直な方向に５点のビッカース硬さを測定し、その平均値を表層部の平均ビッカース硬さとする。ただし、荷重１００ｇ重（０．９８Ｎ）でのビッカース硬さ試験で表層部の厚さが０．２０ｍｍ（２００μｍ）未満となった場合、表層部の厚さの測定（基部の平均硬さの８０％となる位置の測定）及び表層部の平均ビッカース硬さの測定は、ビッカース硬さ試験時の荷重は１０ｇ重（０．０９８Ｎ）とし、上記と同様な測定作業を１０回行い、その１０回の平均とする。この場合でも、基部の平均ビッカース硬さは、荷重１００ｇ重（０．９８Ｎ）による測定値（５回の平均値）をそのまま用いることとする。
【００６２】
また、表層部の表面の算術平均粗さＲａは３．０μｍ以下である。算術平均粗さＲａは、表層部の表面においてランダムに１０か所を選び、ＪＩＳ  Ｂ  ０６０１（２０１３）に準拠して測定した値の平均値である。表層部の表面の算術平均粗さＲａが３．０μｍ以下とされることによって、鋼板が曲げられた際に亀裂発生が抑制され得る。
【００６３】
また、表層部の金属組織において、有効結晶粒径は５０．０μｍ以下である。有効結晶粒径は１０．０μｍ以下であることが好ましく、８．０μｍ以下であることがより好ましく、５．０μｍ以下であることが更に好ましい。表層部の有効結晶粒径をこのように小さくすることによって、本発明の高強度熱間圧延鋼板が曲げ変形を受けた際の表面凹凸の程度が軽減され、曲げ変形後の疲労特性が向上し得る。なお、有効結晶粒径は、表層部から採取した試料のＬ断面をＳＥＭ−ＥＢＳＤにより解析することで測定される。ＳＥＭ−ＥＢＳＤで得られた金属組織像に対し、１５°以上の方位差がある境界に囲まれる領域を有効結晶粒として定義し、合計１００個の有効結晶粒の大きさを円相当時の直径に換算し、それらの直径の平均値を有効結晶粒径とする。
【００６４】
続いて、本発明の効果を得るために望ましい表層部の化学組成について述べる。
【００６５】
（Ｃ：基部のＣの含有量に対して０．６０〜１．１０倍）
Ｃは、鋼板の強度を高める元素である。表層部のＣの含有量の基部のＣの含有量に対する差が小さければ、冷却時に得られる表層部及び基部のマルテンサイト組織が、単相材と近い組織となり、疲労特性が向上する。表層部のＣの含有量の基部のＣの含有量に対する差が大きくなると、Ｃ量に応じてマルテンサイトの形態が変わるため、表層部と基部の境界において組織が不連続に変化し、その結果、境界が応力集中部となり、疲労強度が低下する場合がある。したがって、表層部のＣの含有量は、基部のＣの含有量に対して０．６０〜１．１０倍とする。表層部のＣの含有量は、基部のＣの含有量の１．０８倍以下であることがより好ましく、１．００倍以下であることがさらに好ましい。また、表層部のＣの含有量は、基部のＣの含有量の０．７０倍以上であることがより好ましく、０．８０倍以上、０．９１倍以上又は０．９２倍以上であることが更に好ましい。
【００６６】
表層部におけるＣの具体的な含有量は０．０３％以上であることが好ましく、０．０４％以上であることがより好ましく、０．０５％以上であることがさらに好ましい。また、Ｃの含有量は、０．５５％以下であることが好ましく、０．５０％以下であることがより好ましく、０．４５％以下であることがさらに好ましい。
【００６７】
（Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、及びＢ）
表層部のＭｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、及びＢの含有量は、それぞれ、基部の同成分の含有量に対して、１．１倍以下又は１．０倍以下であることが好ましい。特に、上記の元素の含有量を表層中心部における同成分の含有量の１．０倍以下とすることにより、表層部と基部との硬度比や熱間変形抵抗の差を活用した表面粗さを上記所望の範囲としやすくなる。
【００６８】
ただし、基部のＣｕ含有量が０．１０％未満の場合、基部のＮｉ含有量が０．１０％未満の場合、基部のＣｒ含有量が０．１０％未満の場合、基部のＭｏ含有量が０．１０％未満の場合、基部のＮｂ含有量が０．０２％未満の場合、基部のＶ含有量が０．０２％未満の場合、基部のＴｉ含有量が０．０５％未満の場合、基部のＢ含有量が０．００１％未満の場合は、これらの元素が硬度に与える影響は小さいので、表層部における含有量が基部の含有量の１．０倍を超えても問題はない。
【００６９】
Ｃ以外の各元素の好ましい具体的な含有量は、ΔＳｉが０．６０％以上であるＳｉを除き、上述の基部における含有量と同じとしてもよい。基部におけるＳｉの含有量は最大３．００％なので、表層部のＳｉの含有量は、０〜２．４０％とする。表層部のＳｉの含有量は基部より低い方が好ましく、その上限を２．００％、１．５０％、１．００％又は０．８０％としてもよく、より好ましくは０．６０％、０．４０％、０．３０％又は０．２０％である。表層部のＳｉ含有量の下限を特に設ける必要はなく、０％である。必要に応じて、その下限を０．０１％又は０．０５％としてもよい。
【００７０】
表層部の金属組織は特に限定されないが、面積率で９０％以上が焼き戻しマルテンサイトであれば、鋼板の降伏比を所望の範囲としやすく、また疲労特性の向上が図れるので好ましい。より好ましくは、面積率で９５％以上である。焼戻しマルテンサイトの面積率の測定方法は、基部の場合と同様である。なお、表層部の厚さの１／２の位置を中心とした２００μｍ×２００μｍの領域を観察領域とする。
【００７１】
（製造方法）
次に、本発明の高強度熱間圧延鋼板を得るための製法を説明する。以下の説明は、本発明の高強度熱間圧延鋼板を得るための製法の単なる例示を意図するものであって、本発明の高強度熱間圧延鋼板の製法を以下の方法に限定することを意図するものではない。
【００７２】
まず、上記基部となる母材鋼板と上記表層部となる表層用鋼板とを準備する。そして、母材鋼板の表面を脱脂し、その面に表層用鋼板を積層する。このようにして、母材鋼板の片面に又は両面に表層用鋼板が積層されたスラブを得る。
【００７３】
次に、上記スラブを加熱する。鋳造に起因する結晶方位の異方性を抑制するため、スラブの加熱温度は、１１００℃以上とされ、１１５０℃超とされることが好ましい。一方、製造コストの大幅な増加を抑制する観点から、当該工程におけるスラブの加熱温度は、１３５０℃以下とされることが好ましい。また、母材鋼板と表層用鋼板との間で元素を拡散させ、母材鋼板と表層用鋼板とを十分に接合させるためには、上記温度範囲で２時間以上、スラブを加熱することが好ましい。
【００７４】
次に、上記のように加熱されたスラブを熱間圧延に供する。この熱間圧延工程は、粗圧延工程および多段の仕上げ圧延工程を含む。
【００７５】
粗圧延工程でのパス制御は、上記のようにスラブの加熱温度を調節した上で母材鋼板と表層用鋼板とをより十分に接合させる観点から、重要である。粗圧延工程において、１パスあたりの板厚減少率は５％以上５０％未満、パス間時間は３秒以上、圧延回数は２回以上であることが好ましい。これらの条件は、粗圧延で導入されるひずみにより元素拡散を促し、母材鋼板と表層用鋼板とを十分に接合させるためのものである。
【００７６】
次に、仕上げ圧延工程について説明する。
【００７７】
仕上げ圧延工程においては、鋼板の鉛直方向上側の面が水膜で覆われている時間ｔ１を、仕上げ圧延工程の開始から完了までの時間ｔ２から鋼板が圧延ロールと接している合計時間ｔ３を除いた総時間で割った比率をＦとするとき、下記（１）式の条件が満たされることが好ましい。
【００７８】
Ｆ＝ｔ１／（ｔ２−ｔ３）≧０．５      （１）
【００７９】
仕上げ圧延中に成長するスケールも鋼板に凹み部を形成する原因になり得る。鋼板表面が水膜で覆われることでスケールの成長が抑制されるため、鋼板表面を水膜で覆う時間が長いほど望ましい。この観点から、Ｆは０．６以上であることがより好ましく、０．７以上であることが更に好ましい。このように比率Ｆの範囲を制御することによって、鋼板の表面粗さを小さくし得る。
【００８０】
鋼板表面を水膜で覆う方法は、たとえば圧延ロール間においてスプレーによって鋼板上に水を吹き付けることなどが挙げられる。この方法では、鋼板の鉛直方向上側の面を水で覆いやすい。そのため、表層部の表面粗さを小さくする観点から、仕上げ圧延工程では、表層部となる側の面が鉛直方向上側となることが好ましい。また、この方法において、上記比率Ｆは、例えば使用するスプレーノズルの数を制御することによって制御される。
【００８１】
上側の面が水膜で覆われている時間について上記（１）式を考慮するのは、本発明の高強度熱間圧延鋼板が主に適用される自動車のホイールやロアアーム等では、圧延の上面側がプレス後の製品の表になる場合が一般的であり、圧延の上面側のスケール密着性向上が特に求められるためである。
【００８２】
また、仕上げ圧延において、熱間圧延の完了温度（仕上げ温度）は８５０〜９５０℃であることが好ましい。仕上げ温度を８５０℃以上とすることによって、基部と表層部との熱間変形抵抗の差が大きくなることを抑制し、表層部の破断を抑制し易くなる。また、仕上げ温度を９５０℃以下とすることによって、表層部の有効結晶粒径が粗大化することを抑制し得る。さらに、仕上げ温度が８５０℃以上、９５０℃以下であれば、基部と表層部との熱間変形抵抗の比が適切となり、表層部が優先して変形することで表層部側の表面の凹凸が引き延ばされ、表層部側の表面が平滑になり得る。
【００８３】
また、仕上げ圧延において、表層部の有効結晶粒径を５０．０μｍ以下に抑えるため、最終段の圧下率は１０％以上であることが好ましい。さらに、最終段の圧下率は４０％以上であることが好ましい。最終段の圧下率を４０％以上とすることによって、表層部の有効結晶粒径を１０．０μｍ以下に抑えることができる。
【００８４】
次に、上記のようにスラブを熱間圧延して得られる熱間圧延鋼板を冷却する。この冷却工程では、表層部となる側を鉛直方向上側に向け、表層部となる側の表面温度が所定の巻き取り温度となるまでの平均冷却速度が３０℃／ｓ以上となるように、熱間圧延鋼板を水冷する。この平均冷却速度は、５０℃／s以上であることが好ましく、８０℃／ｓ以上であることがより好ましい。この冷却工程は、表層部の表面粗さＲａを３μｍ以下とし、かつ、その後の熱処理工程で焼き戻しマルテンサイト主相組織の前組織となるマルテンサイト主相組織とするために必要な工程である。この冷却工程において表層部側を鉛直方向上側とすることで、表層部側の表面に水膜が形成されてスケール生成が抑制される。そのため、スケール起因での表層部の表面粗さの劣化が抑制される。また、平均冷却速度を上記のようにすることによって、鋼板全体において安定かつ均質な焼き入れままマルテンサイト主相組織を得やすくなる。
【００８５】
次に、上記のように冷却した熱間圧延鋼板を所定の巻取り温度で巻き取る。この巻取り温度は、１００℃以下であることが好ましい。巻取り温度を１００℃以下とすることによって、１００℃以上、Ｍｓ点以下の温度での滞在時間に応じて自己焼鈍（オートテンパ）が生じることを抑制し、所望の熱処理前の組織を得やすくなる。ここでいう所望の熱処理前の組織は、焼き入れままマルテンサイト主相組織であり、好ましくは焼き入れままマルテンサイト単相組織である。マルテンサイト変態は、マルテンサイト変態点以下で連続的に起こる。高温で変態したマルテンサイトほど焼き戻しが進み、１００℃以上、Ｍｓ点以下の温度での滞在時間が長いと、硬さが異なる焼き戻しマルテンサイトが混在した組織となる場合がある。このように混在した組織となると、後の熱処理後に硬さのばらつきが生じることになり、鋼板の曲げ加工性の低下や疲労特性の低下を招く。そのため、巻取り温度は、好ましくは８０℃以下、さらに好ましくは５０℃以下である。このように巻取温度を設定することによって、鋼板全体の金属組織を焼き戻しマルテンサイト９０％以上としやすくなり、鋼板の引張強さおよび降伏比が向上し得る。
【００８６】
次に、上記のように巻き取った鋼板を巻き戻して、下記の条件で鋼板に熱処理を施す。
【００８７】
鋼板の降伏比を０．７５以上とするためには、冷却工程後の熱処理工程において、加熱温度を５９０℃以下とし、下記（２）式で定義される焼き戻しパラメーターＬＭＰが８０００以上の条件で熱処理を施すことが好ましい。ＬＭＰが８０００以上である熱処理を施すことによって、十分に焼き戻して所望の降伏比とし得る。また、ＬＭＰが１７０００超では鋼板の引張強さが９８０ＭＰａ未満となり得るため、ＬＭＰは１７０００以下であることが好ましい。ＬＭＰは、１００００以上１６０００以下であることがより好ましい。
【００８８】
ＬＭＰ＝（Ｔ＋２７３．１５）×（２０＋ｌｏｇ（ｔ／３６００））      （２）
ここで、Ｔは加熱温度［℃］であり、ｔは保持時間［秒］である。
【００８９】
また、下記（３）式で求めるΔＳｉとＬＭＰとの関数からなる熱処理パラメーターＨ＊（ΔＳｉ，ＬＭＰ）が１．０以下となる条件で熱処理を施すことによって、Ｓｉ濃度差を活用した焼き戻し軟化抵抗の差を適切にし得る。そのため、基部と表層部との硬度比を適切にし得る。
【００９０】
Ｈ＊(ΔＳｉ，ＬＭＰ)＝｛（ΔＳｉ−１．８）/０．９｝２＋｛（ＬＭＰ−１６５００）／７５００｝２−１      （３）
【００９１】
なお、本発明の高強度熱間圧延鋼板の板厚は特に限定されないが、１．８〜３．０ｍｍとすると自動車用鋼板に好適であり好ましい。
【００９２】
また、本発明の高強度熱間圧延鋼板は、曲げ加工性および疲労特性を向上するために、曲げ外部となる側の表層を軟質化することを目的としており、基部の片側又は両側に表層部が配置されていることを特徴としている。ここで、片側に表層部が配置されているとは、他方の側の基部の表面に基部と異なる層が存在しないことを要求するものではない。基部の片側のみに上述した表層部が配置されて他方の側の基部の表面に表層部等がない鋼板は、当然に本発明に含まれる。また、基部の片側に上述した表層部が配置され、他方の側に上述した表層部とは性質の異なる軟質部や硬質部等が形成された鋼板も当然に本発明に含まれるものである。なお、両側に軟質部（本発明の表層部を含む）が配置された鋼板であっても、曲げ加工の際に必要に応じて軟質部を一部又は全部除去すること等により本発明の効果を得ることができる。
【実施例】
【００９３】
以下に本発明に係る高強度熱間圧延鋼板を、実施例を参照しながらより具体的に説明する。ただし、以下の実施例は本発明の高強度熱間圧延鋼板の一例であり、本発明の高強度熱間圧延鋼板は以下の態様に限定されるものではない。以下に記載する実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明はこれらの一条件例に制限されない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限り、種々の条件を採用することができる。【００９４】
まず、基部となる母材鋼板および表層部となる表層用鋼板を用意し、母材鋼板の片面側に表層用鋼板を積層して積層体を形成した。このような積層体に後述する処理を施して得られる鋼板の基部の化学組成を表１−１、１−２に示し、表層部の化学組成を表２−１、２−２に示す。また、基部のＳｉの含有量ＳｉＢ［質量％］と表層部のＳｉの含有量ＳｉＳ［質量％］との差ΔＳｉ、及びＣ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｂの、基部の含有量に対する表層部の含有割合を表３−１、３−２に示す。含有割合について、「−」は、当該元素が基部に含有されないことを示す。【００９５】
【表１−１】
2020203934.tif 000002
【００９６】
【表１−２】
2020203934.tif 000003
【００９７】
【表２−１】
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【００９８】
【表２−２】
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【００９９】
【表３−１】
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【０１００】
【表３−２】
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【０１０１】
作製した積層体に、表４−１、４−２に記載の条件で、熱間圧延、冷却、巻取、熱処理を施した。なお、表４−１、４−２の下線は、上述した好ましい製造条件の範囲外であることを示す。【０１０２】
【表４−１】
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【０１０３】
【表４−２】
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【０１０４】
そして、得られた鋼板を以下のように評価した。【０１０５】
（鋼板の特性の評価方法）【０１０６】
表層部の表面の算術平均粗さ（μｍ）は、ＪＩＳ  Ｂ  ０６０１（２０１３）に準拠して測定した。すなわち、表層部側の表面においてランダムに１０か所を選び、それぞれの箇所において表面プロファイルを接触式表面粗さ計によって測定し、それらの箇所における表面粗さを算術平均した算術平均粗さＲａを評価指標とし、その結果を表５−１、５−２に示す。なお、表５−１、５−２の下線は、本発明の高強度熱間圧延鋼板に求められる特性を満たさなかったことを示す。【０１０７】
引張強さＴＳ（ＭＰａ）および降伏応力ＹＳ（ＭＰａ）は、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１（２０１１）の規定に準拠した引張試験を行って求めた。圧延方向と垂直方向（Ｃ方向）が長手方向となるように、鋼板の幅方向１／４の位置からＪＩＳ５号試験片を採取し、当該試験片を用いた引張試験によって得られる引張最大強さを鋼板の引張強さＴＳ（ＭＰａ）とした。その結果を表５−１、５−２に示す。また、引張強さＴＳ（ＭＰａ）≧９８０ＭＰａ、かつ、降伏比ＹＲ＝ＹＳ／ＴＳ≧０．７５を満たす鋼板を、高強度熱間圧延鋼板であると判断した。【０１０８】
曲げ加工性の評価は以下のように行った。まず、鋼板の幅方向１／２位置から、１００ｍｍ×３０ｍｍの短冊形状の試験片を切り出した。曲げ稜線が圧延方向（Ｌ方向）に平行である曲げ（Ｌ軸曲げ）と、曲げ稜線が圧延方向に垂直な方向（Ｃ方向）に平行である曲げ（Ｃ軸曲げ）の両者について、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４８（２０１４）に規定されるＶブロック法によって鋼板の曲げ加工性を評価した。Ｖブロックの溝の頂角は９０°であった。Ｌ軸曲げ及びＣ軸曲げのそれぞれについて亀裂が発生しない最小曲げ半径を求め、これらの最小曲げ半径の平均値Ｒを板厚ｔで除した値Ｒ／ｔを曲げ加工性の指標値とし、その結果を表５−１、５−２に示す。Ｒ／ｔ≦４．０であった場合、曲げ加工性に優れた鋼板であると判断した。なお、本評価において、亀裂の有無は以下のように判断した。すなわち、Ｖブロック法に供した試験片を曲げ方向と平行でかつ板面に垂直な面で切断し、その切断面を鏡面研磨した後に光学顕微鏡で観察し、試験片の曲げ内側および曲げ外側の少なくとも一方に観察される亀裂の長さが３０μｍを超える場合に、亀裂有と判断した。【０１０９】
曲げ変形後の疲労特性の評価は、以下のように行った。まず、鋼板の幅方向１／４の位置から、圧延方向および垂直方向（Ｃ方向）が長手方向となるようにＪＩＳ  Ｚ  ２２７５（１９７８）に記載の試験片を採取した。この試験片の中心部を軸にして曲率半径１５ｍｍ、角度９０°となるように、試験片に曲げ変形を加えた。上記のように測定した引張強さの０．５倍の応力負荷で、試験片に曲げ変形を２０万回繰り返して加える試験を行った。この試験の間に破断した鋼板をＣ、試験終了後に目視で微亀裂が確認された鋼板をＢ、試験終了後に目視で微亀裂が確認されなかった鋼板をＡとし、その結果を表５−１、５−２に示す。この試験では、破断しなかった鋼板を、疲労特性に優れた高強度熱間圧延鋼板であると判断した。【０１１０】
さらに、上記の試験後の断面観察を行い、表層部と基部の界面の剥離の有無を評価した。図１に示すように、内側及び外側の曲げ稜線部を通る板厚方向断面を観察領域として剥離の有無をおよび剥離の長さを、プロファイルプロジェクターを用いて観察した。図２に示すように、中心部２０ｍｍの領域を観察領域とし、剥離が確認されなかった鋼板をＡ、０．５ｍｍ未満の微小な剥離領域が確認された鋼板をＢ、０．５〜１．０ｍｍの微小な剥離領域が確認された鋼板をＣ、全面に渡り剥離が確認された鋼板をＤとし、その結果を表５−１、５−２に示す。この試験では、剥離が確認されなかったか、又は１００μｍ以下の微小な剥離領域のみが確認された鋼板を、疲労特性に優れた高強度熱間圧延鋼板であると判断した。【０１１１】
表５−１、５−２に、上記評価の結果を示す。また、鋼板の板厚（全厚）［ｍｍ］、表層部の厚さ（表層厚）［ｍｍ］、鋼板の板厚（全厚）に対する表層部の厚さの割合（板厚比Ｖｔ）［％］、板厚の１／２の位置の平均ビッカース硬さに対する表層部の平均ビッカース硬さの倍率（硬度比）、基部の焼き戻しマルテンサイトの面積率（分率ＶＭＢ）［％］、表層部の焼き戻しマルテンサイトの面積率（分率ＶＭＳ）［％］、及び、表層部の有効結晶粒径Ｄ［μｍ］を表５−１、５−２に合わせて示す。表５−１、５−２に示すように、本発明によれば、良好な曲げ加工性と疲労特性を有する鋼板が得られることを確認した。【０１１２】
【表５−１】
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【０１１３】
【表５−２】
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【産業上の利用可能性】
【０１１４】
本発明によれば、自動車用部品素材等として好適な曲げ加工性および疲労特性を有する高強度熱間圧延鋼板が得られる。
【図１】
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【図２】
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【国際調査報告】
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