TW201837198A - 鋼板及其製造方法 - Google Patents

鋼板及其製造方法 Download PDF

Info

Publication number
TW201837198A
TW201837198A TW107105784A TW107105784A TW201837198A TW 201837198 A TW201837198 A TW 201837198A TW 107105784 A TW107105784 A TW 107105784A TW 107105784 A TW107105784 A TW 107105784A TW 201837198 A TW201837198 A TW 201837198A
Authority
TW
Taiwan
Prior art keywords
less
inner layer
steel
hard layer
layer
Prior art date
Application number
TW107105784A
Other languages
English (en)
Other versions
TWI658151B (zh
Inventor
竹田健悟
岡本力
匹田和夫
中野克哉
鈴木裕也
虻川玄紀
Original Assignee
日商新日鐵住金股份有限公司
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 日商新日鐵住金股份有限公司 filed Critical 日商新日鐵住金股份有限公司
Publication of TW201837198A publication Critical patent/TW201837198A/zh
Application granted granted Critical
Publication of TWI658151B publication Critical patent/TWI658151B/zh

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B32—LAYERED PRODUCTS
    • B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
    • B32B15/00—Layered products comprising a layer of metal
    • B32B15/01—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic
    • B32B15/011—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic all layers being formed of iron alloys or steels
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K11/00—Resistance welding; Severing by resistance heating
    • B23K11/002—Resistance welding; Severing by resistance heating specially adapted for particular articles or work
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K20/00—Non-electric welding by applying impact or other pressure, with or without the application of heat, e.g. cladding or plating
    • B23K20/02—Non-electric welding by applying impact or other pressure, with or without the application of heat, e.g. cladding or plating by means of a press ; Diffusion bonding
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K20/00—Non-electric welding by applying impact or other pressure, with or without the application of heat, e.g. cladding or plating
    • B23K20/02—Non-electric welding by applying impact or other pressure, with or without the application of heat, e.g. cladding or plating by means of a press ; Diffusion bonding
    • B23K20/023—Thermo-compression bonding
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K20/00—Non-electric welding by applying impact or other pressure, with or without the application of heat, e.g. cladding or plating
    • B23K20/04—Non-electric welding by applying impact or other pressure, with or without the application of heat, e.g. cladding or plating by means of a rolling mill
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K20/00—Non-electric welding by applying impact or other pressure, with or without the application of heat, e.g. cladding or plating
    • B23K20/22—Non-electric welding by applying impact or other pressure, with or without the application of heat, e.g. cladding or plating taking account of the properties of the materials to be welded
    • B23K20/227—Non-electric welding by applying impact or other pressure, with or without the application of heat, e.g. cladding or plating taking account of the properties of the materials to be welded with ferrous layer
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K2101/00—Articles made by soldering, welding or cutting
    • B23K2101/18—Sheet panels
    • B23K2101/185—Tailored blanks
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K2103/00—Materials to be soldered, welded or cut
    • B23K2103/02—Iron or ferrous alloys
    • B23K2103/04—Steel or steel alloys
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K2103/00—Materials to be soldered, welded or cut
    • B23K2103/18—Dissimilar materials
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
    • Y02P10/00—Technologies related to metal processing
    • Y02P10/25—Process efficiency

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

一種低成本且能在不使冷成形性降低的前提下改善疲勞特性的鋼板，該鋼板具備內層、及於上述內層之一面或兩面上的硬質層；該鋼板之特徵在於：硬質層的厚度為20μm以上且為上述鋼板板厚的40%以下；硬質層的平均微維氏硬度為240HV以上且小於400HV；硬質層的C量為0.4質量%以下、N量為0.02質量%以下；從硬質層表面起在10μm的深度中，利用奈米壓痕器測定而得之硬度不均以標準差計為2.0以下；內層的平均微維氏硬度為80HV以上且小於400HV；內層所含碳化物的體積率小於2.00%；且硬質層的平均微維氏硬度為上述內層的平均微維氏硬度的1.05倍以上。

Description

鋼板及其製造方法
本發明係關於鋼板及其製造方法，特別是關於以汽車的底盤零件為主要用途的鋼板及其製造方法。
近年來，期望改善汽車的油耗，而以其為目標追求汽車的輕量化。為了讓汽車輕量化，減少汽車用鋼板的板厚是有效的。然而，在這種情況下，改善鋼板的疲勞強度便成為課題。當鋼板的板厚減少時，施加於鋼材的應力增加，而使疲勞壽命劣化。因此，便要求有更高疲勞壽命的鋼板。
另一方面，汽車零件在大多情況下是在藉由壓製成形或輥軋成形等加工成零件形狀後使用，故必須要有優異冷成形性。要改善疲勞特性是以鋼板的高強度化為有效，但鋼板的高強度化通常會伴隨冷成形性的降低，故在如何不使冷成形性降低的前提下改善疲勞特性便成為課題。
關於改善鋼構件的疲勞特性的技術，已有許多提案被提出。
專利文獻1揭示有一種疲勞特性優異之高強度熱軋鋼板，且係有關不會招致成本增加且不會招致總延伸率之劣化，而仍可改善疲勞強度的高強度熱軋鋼板，該高強度熱軋鋼板之特徵在於：以質量%計含有C：0.03~0.09%、Si：0.01~2.20%、Mn：0.30~ 2.20%、P：0.100%以下、S：0.010%以下、Al：0.005~0.050%、N：0.0100%以下，且剩餘部分由鐵以及無法避免之不純物所構成；從鋼板表背面起在相當於板厚的至少10%的厚度之區域中微觀組織係由肥粒鐵和變韌鐵的複合組織所構成，或由變韌鐵單相組織所構成；板厚中心部之相當於板厚的至少50%的厚度之區域中微觀組織係由肥粒鐵和波來鐵的複合組織所構成；且從前述表背面起在相當於板厚的至少10%的厚度之區域中硬度係前述板厚中心部之相當於板厚的至少50%的厚度之區域的平均硬度之1.10倍以上。
專利文獻2係揭示有一種有關適合於齒根彎曲疲勞強度高且表面壓力疲勞特性優異的高強度齒輪等的材料之滲碳用鋼，且該滲碳用鋼在滿足下述式(1)、(2)及(3)的範圍內含有C：0.1~0.35%、Si：0.01~0.22%、Mn：0.3~1.5%、Cr：1.35~3.0%、P：0.018%以下、S：0.02%以下、Al：0.015~0.05%、N：0.008~0.015%及O：0.0015%以下，且剩餘部分為Fe及無法避免之不純物的組成；而且，在鋼組織中肥粒鐵和波來鐵的合計組織分率為85%以上，且肥粒鐵的平均粒徑在25μm以下。
3.1≧{([%Si]/2)+[%Mn]+[%Cr]}≧2.2　　　　　(1) [%C]-([%Si]/2)+([%Mn]/5)+2[%Cr]≧3.0　　　(2) 2.5≧[%Al]/[%N]≧1.7　　　 　　　　　　(3)
先前技術文獻 專利文獻 專利文獻1：日本專利特開2015-63737號公報 專利文獻2：日本專利特開2013-82988號公報
發明概要 發明欲解決之課題 藉由熱處理來使鋼的材質變化的技術中，有著在冷卻時鋼構件的尺寸及形狀會變化之須解決的課題。例如，若欲藉由彎曲來矯正已變化之構件的形狀，由於會對表層賦予應力，故疲勞特性降低。此外，因為滲碳、氮化、高頻淬火之熱處理的生產性低，而生產成本急劇增加，故要應用於臂桿類、連桿類等係困難的。
本發明有鑑於上述情況，而以提供一種低成本且能在不使冷成形性降低的前提下改善疲勞特性的鋼板為課題。
用以解決課題之手段 本發明人等針對解決上述課題之手法進行了精闢研討。結果發現到：在鋼板的一面或兩面上形成硬質層，該硬質層之平均微維氏硬度為240HV以上且小於400HV，且從表面起在10μm的深度中，硬度不均以標準差計在2.0以下，並且在將硬質層的C及N量控制在適當值的同時，令內層的平均微維氏硬度為80HV以上且小於400HV，且將內層所含碳化物的體積率控制在小於2.00%，令硬質層的平均微維氏硬度為內層的平均微維氏硬度的1.05倍以上，藉此便可高度兼具疲勞特性與冷加工性。
且，進行了各種研究後亦發現到滿足上述之鋼板的製造方法，單僅控制熱軋條件或退火條件等亦難以製造，只有在熱軋、退火步驟等所謂的一貫步驟中達成最佳化方能製造，遂而完成了本發明。
本發明主旨如下。
(1)一種鋼板，具備內層、及於上述內層之一面或兩面上的硬質層；該鋼板之特徵在於：上述各硬質層厚度為20μm以上且為上述鋼板板厚的40%以下；上述各硬質層的平均微維氏硬度為240HV以上且小於400HV；上述各硬質層的C量在0.4質量%以下，且N量在0.02質量%以下；從上述各硬質層表面起在10μm的深度中，硬度不均以標準差計在2.0以下；上述內層的平均微維氏硬度為80HV以上且小於400HV；上述內層所含碳化物的體積率小於2.00%；且上述各硬質層的平均微維氏硬度為上述內層的平均微維氏硬度的1.05倍以上。
(2)如第1項之鋼板，其中前述硬質層以質量%計含有以下化學組成：C：0.03~0.35%、Si：0.01~3.00%、Mn：0.70~10.00%、P：0.0200%以下、S：0.0200%以下、Al：0.500%以下、N：0.0200%以下、O：0.0200%以下、Ti：0~0.500%、B：0~0.0100%、Cr：0~2.000%、Mo：0~1.000%、Nb：0~0.500%、V：0~0.500%、Cu：0~0.500%、W：0~0.100%、Ta：0~0.100%、Ni：0~0.500%、Sn：0~0.050%、Sb：0~0.050%、As：0~0.050%、Mg：0~0.0500%、Ca：0~0.050%、Y：0~0.050%、Zr：0~0.050%、La：0~0.050%及Ce：0~0.050%，且剩餘部分為Fe及不純物；且前述內層以質量%計含有以下化學組成：C：0.001~0.300%、Si：0.01~3.00%、Mn：0.10~3.00%、P：0.0200%以下、S：0.0200%以下、Al：0.500%以下、N：0.0200%以下、O：0.0200%以下、Ti：0~0.500%、B：0~0.0100%、Cr：0~2.000%、Mo：0~1.000%、Nb：0~0.500%、V：0~0.500%、Cu：0~0.500%、W：0~0.100%、Ta：0~0.100%、Ni：0~0.500%、Sn：0~0.050%、Sb：0~0.050%、As：0~0.050%、Mg：0~0.0500%、Ca：0~0.050%、Y：0~0.050%、Zr：0~0.050%、La：0~0.050%及Ce：0~0.050%，且剩餘部分為Fe及不純物。
發明效果 根據本發明，在鋼板的一面或兩面上形成硬質層，該硬質層之平均微維氏硬度為240HV以上且小於400HV，且從表面起在10μm的深度中，硬度不均以標準差計在2.0以下，並且在將硬質層的C及N含量控制在適當值的同時，令內層的平均微維氏硬度為80HV以上且小於400HV，且將內層所含碳化物的體積率控制在小於2.00%，令硬質層的平均微維氏硬度為內層的平均微維氏硬度的1.05倍以上，藉此便可提供疲勞特性優異的冷成形用之鋼板及其製造方法。
發明實施形態 以下，詳細說明本發明。
首先，說明限定硬質層及內層的厚度、成分、平均微維氏硬度及限定硬質層的奈米硬度的標準差的理由。在此，關於成分的「%」意指質量%。
將存在於內層之一面或兩面上的各硬質層的厚度設為每單面在20μｍ以上且為總板厚的40%以下。當各硬質層的厚度小於20μm時，硬質層的厚度薄，當反覆承受應力時便會招致硬質層的剝離，而變得無法獲得優異疲勞特性。因此，各硬質層的厚度是設為20μm以上。而且，當各硬質層的厚度大於總板厚的40%時，亦即冷成形時施加於硬質層之應力會增大，而無法獲得利用多層化改善冷成形性之好處。因此，各硬質層的厚度是設為總板厚的40%以下。且較理想的是各硬質層的厚度為30μm以上且為30%以下。
硬質層和內層的厚度係利用光學顯微鏡測定。首先，將作為測量對象的試樣埋入直徑30mm的圓筒狀環氧樹脂中，並使用＃80~1000的研磨紙以濕式研磨進行粗研磨，接著使用具有3μm及1μm之平均粒徑的鑽石研磨粒進行拋光研磨成鏡面狀。惟，以1μm的鑽石粒子進行之研磨，是在施加1N~10N之荷重，並在以30~120mpm之速度旋轉的研磨台上，維持30~600秒的條件下實施。
因在硬質層與內層中硬度有差異，故上述以1μm的鑽石粒子進行之研磨中，在研磨量上會產生差異。藉此，在硬質層與內層的邊界上會產生些微的高低差，而可藉由使用光學顯微鏡之觀察，來求算硬質層與內層的邊界、各層的板厚及所佔板厚之比率。又，當藉由拋光研磨而設置的階差微小時，宜利用光學顯微鏡的差分干涉進行觀察。
設各硬質層的平均微維氏硬度為240HV以上且小於400HV。平均微維氏硬度小於240HV時，硬質層的硬度低，而變得無法獲得優異疲勞特性。因此，要將硬質層的平均微維氏硬度設為240HV以上。另一方面，各硬質層的平均微維氏硬度若在400HV以上，則硬質層會過度高強度，造成冷成形性顯著劣化。因此，將各硬質層的平均微維氏硬度設為小於400HV。且更宜為255HV以上。
設各硬質層所含C量為0.4%以下，以及設N量為0.02%以下。C及N係可顯著抑制在冷成形時鋼中之交叉滑動之元素。交叉滑動具有抑制經施予應變時導入鋼中之差排的蓄積、集積之效果。若C量大於0.4%或N量大於0.02%時，則交叉滑動會被顯著抑制，致使冷成形時差排過度蓄積、集積。結果於低應變區域生成空隙，而該等空隙連結造成巨觀的破壞，致使冷成形性變差。因此，設各硬質層所含C量為0.4%以下或設N量為0.02%以下。且更宜設C量為0.38%以下或設N量為0.018%以下。
設內層的平均微維氏硬度為80HV以上且小於400HV。平均微維氏硬度小於80HV時，其與硬質層的硬度差會變大，故於冷成形時應變會過度局部存在於內層側，造成硬質層/內層界面產生龜裂或使冷成形後之製品形狀不良。因此，將內層的平均微維氏硬度設為80HV以上。又，平均微維氏硬度為400HV以上時，硬質層與內層的硬度差會變小，而於冷成形時無緩和應變集中於硬質層之效果，致使冷成形性變差。因此，設內層的平均微維氏硬度小於400HV。且較佳為90HV以上且小於380HV。
設內層的碳化物的體積率小於2.00%。碳化物為冷成形時之斷裂或空隙的生成部位，若為2.00%以上，會促使斷裂或空隙連結，造成巨觀的破壞。因此，設內層的碳化物的體積率上限小於2.00%。且較佳為小於1.90%。此外，碳化物不僅指鐵與碳的化合物之雪明碳鐵(Fe3 C)，還指雪明碳鐵中之Fe原子經以Mn、Cr等合金元素取代之化合物、合金碳化物(M23 C6 、M6 C、MC；此外，M為Fe及另外添加作為合金之金屬元素)。
各硬質層的平均微維氏硬度係設為內層的平均微維氏硬度的1.05倍以上。鋼板的疲勞強度可藉由控制硬質層的硬度與內層的硬度之比來改善，且各硬質層的平均微維氏硬度藉由設定為內層的平均微維氏硬度的1.05倍以上，而可令疲勞極限比(=疲勞強度/拉伸強度)在0.50以上。較佳為至少有一面在1.08倍以上。
各硬質層的奈米硬度的標準差為2.0以下。其係因藉由抑制硬質層的奈米硬度不均，冷成形性便會顯著提升。標準差若大於2.0，則例如有於冷輥軋成形時發生斷裂之情形。由上述觀點看來，標準差是設為2.0，且較佳為1.6以下。標準差之下限並未指定，而要抑制在0.2以下在技術上是困難的。
硬質層之板厚方向的奈米硬度不均並不會對冷成形性造成影響，就算在板厚方向上具有硬度梯度，也不會阻礙本發明之效果。又，當與板厚方向垂直且與軋延方向平行之線上的奈米硬度不均較大時，冷成形性便會降低。
本實施形態之鋼板只要具有上述內層和硬質層，則成分並未特別限定。以下，將舉出作為本實施形態之鋼板的硬質層和內層之較佳成分組成之例，並且針對各元素進行說明。在此，關於成分的「%」意指質量%。
首先，說明硬質層之較佳成分。
(C：0.03～0.35%) C係可有效強化鋼之元素。為了藉由淬火回火等熱處理來確保零件的疲勞特性，C量以設為0.03%以上為宜，更宜在0.10%以上。若C量變多，會變得容易在冷成形時發生斷裂，因此以設為0.35%以下為宜。更宜為0.30以下。
(Si：0.01～3.00%) Si可發揮脫氧劑之作用，且為會對碳化物及熱處理後之殘留沃斯田鐵的形態帶來影響之元素。為了兼顧疲勞特性與冷成形性，有效方法為降低鋼零件中存在之碳化物的體積率，並活用殘留沃斯田鐵以圖謀高強度化。為了獲得該效果，宜含有0.01%以上的Si。若Si含量過多，因有鋼零件脆化而冷成形性降低之情形，故宜設為3.00%以下。且較佳為0.10%以上且在2.50%以下，更佳為0.20%以上且在2.00%以下。
(Mn：0.70～10.00%) Mn可發揮脫氧劑之作用，且係可有效抑制鋼的波來鐵變態之元素。在從沃斯田鐵域的冷卻過程中，為了抑制波來鐵變態，提高麻田散鐵之組織比率來確保強度、疲勞特性，宜令Mn含量在0.70%以上，更宜在2.00%以上。若Mn量過多，會變得有粗大Mn氧化物存在於鋼中，成為冷成形時的破壞起點，致使冷成形性劣化。因此，Mn量宜設為10.00%以下。更宜為8.00%以下。
(P：0.0200%以下) P並非必要元素，而是作為例如不純物被含有於鋼中，且會在肥粒鐵晶界上強烈偏析致使晶界脆化。因此，含量越少越好，亦可為0。然而，為了在精煉步驟中高純度化至小於0.0001%，為了精煉所需的時間變長，而成本大幅增加，因此實際下限為0.0001%，若考慮到成本面則亦可含有0.0010%以上。若P量變多，便會因晶界脆化導致冷成形性降低，故以設為0.0200%以下為宜。且更宜為0.0190%以下。
(S：0.0200%以下) S並非必要元素，而是作為例如不純物被含有於鋼中，且會在鋼中生成MnS等非金屬夾雜物，而招致鋼材零件之硬度增加和延展性降低。並且，因會在鋼中形成與鋼之硬度差大為不同的非金屬夾雜物，而導致硬質層表面附近的硬度不均變大。因此，含量越少越好，亦可為0。然而，為了在精煉步驟中高純度化至小於0.0001%，為了精煉所需的時間變長，而成本大幅增加，因此實際下限為0.0001%，若考慮到成本面則亦可含有0.0010%以上。若S量變多，在冷成形時會以非金屬夾雜物為起點發生斷裂，且硬度會增加，而使冷成形性降低，故宜設為0.0200%以下。且更宜為0.0190%以下。
(Al：0.500%以下) Al係可作為鋼之脫氧劑發揮作用而使肥粒鐵穩定化並使硬度增加的元素，其並非必要元素而可視需要作添加。為了獲得添加效果，宜設含量為0.001%以上，更宜設為0.010%以上。若Al量變多，便會有粗大Al氧化物生成，且會隨著硬度增加而引起冷成形性降低，此外，因會在鋼中形成與鋼之硬度差大為不同的非金屬夾雜物，而導致硬質層表面附近的硬度不均變大，故宜設為0.500%以下，更宜設為0.450%以下。
(N：0.0200%以下) N與C同様為可有效強化鋼之元素，也是會影響冷成形時發生差排之交叉滑動的元素。其並非必要元素，且從確保冷成形性的觀點看來，含量越少越好，亦可為0。然而，若要減低到小於0.0001%則精煉成本會增加，因此實際下限為0.0001%，亦可含有0.0010%以上。若N量變多，則無法於冷成形時抑制應變的集中，而會引起空隙的產生，故冷成形性會顯著降低。因此，N量宜設為0.0200%以下。更宜為0.0150%以下。
(O：0.0200%以下) O係會在鋼中形成氧化物而招致硬度增加的元素。並且，因會在鋼中形成與鋼之硬度差大為不同的非金屬夾雜物，而導致硬質層表面附近的硬度不均變大。其並非必要元素，且存在於肥粒鐵晶粒內的氧化物會成為空隙的生成部位，而且會成為招致硬度增加的組織因子，故O量越少越好，亦可為0。然而，若要減低到小於0.0001%則精煉成本會增加，因此實際下限為0.0001%，亦可含有0.0005%以上。若O量變多，會因硬度增加導致冷成形性降低，故宜設為0.0200%以下。更宜為0.0170%以下。
以下元素亦非必要元素，而係亦可以預定量為限度適當含有於鋼板及鋼中之任意元素。
(Ti：0～0.500%) Ti可控制碳化物的形態，且係可藉由大量含有來使肥粒鐵強度增加的元素。然而，從確保冷成形性的觀點看來，其含量越少越好，亦可為0。若將Ti量減低到小於0.001%則精煉成本會增加，因此實際下限為0.001%，亦可含有0.005%以上。若Ti量變多，會變得有粗大Ti氧化物或TiN存在於鋼中導致冷成形性降低，故宜設為0.500%以下。更宜為0.450%以下。
(B：0～0.0100%) B是可在從沃斯田鐵的冷卻過程中抑制肥粒鐵及波來鐵生成，並促進變韌鐵或麻田散鐵等低溫變態組織生成的元素。而且，B在鋼之高強度化上是有益的元素，可視需要作添加。為了充分獲得藉由添加所帶來的高強度化或提升疲勞特性的效果，B量宜設為0.0001%以上，更宜在0.0005%以上。若B量變多，則會於鋼中招致粗大B氧化物生成，成為冷成形時之產生空隙的起點，致使冷成形性劣化，故宜設為0.0100%以下。更宜為0.0050%以下。
(Cr：0～2.000%) Cr是與Mn同樣可抑制波來鐵變態，且在鋼之高強度化上為有效元素，可視需要作添加。為了獲得添加的效果，以添加0.001%以上為宜，更宜為0.010%以上。若Cr量變多，變得會在中心偏析部中形成粗大Cr碳化物，致使冷成形性降低，故宜設為2.000%以下。更宜為1.500%以下。
(Mo：0～1.000%) Mo是與Mn、Cr同樣係可有效強化鋼的元素，可視需要作添加。為了獲得添加的效果，以添加0.001%以上為宜，更宜為0.010%以上。若Mo量變多，會形成粗大Mo碳化物，致使冷加工性降低，故宜設為1.000%以下。更宜為0.700%以下。
(Nb：0～0.500%) Nb是與Ti同樣係可有效控制碳化物形態之元素，且藉由其添加可將組織微細化，故亦為可有效提升韌性的元素。為了獲得添加的效果，以添加0.001%以上為宜，更宜為0.002%以上。若Nb量變多，會有微細且硬質的Nb碳化物大量析出，鋼材強度便會上升而延展性顯著劣化，致使冷加工性降低，故宜設為0.500%以下。更宜為0.200%以下。
(V：0～0.500%) V也與Nb同樣係可有效控制碳化物形態之元素，且藉由其添加可將組織微細化，故亦為可有效提升韌性的元素。為了獲得該效果，以添加0.001%以上為宜，更宜為0.002%以上。若V量變多，會有微細V碳化物大量析出，鋼材強度便會上升而延展性降低，致使冷成形性降低，故宜設為0.500%以下。更宜為0.400%以下。
(Cu：0～0.500%) Cu係可有效增加鋼材強度的元素，可視需要作添加。為了有效發揮增加強度的效果，宜為0.001%以上之含量，更宜為0.002%以上。若Cu量變多，會招致紅熱脆性使得熱軋中的生產性降低，故宜設為0.500%以下。更宜為0.400%以下。
(W：0～0.100%) W也與Nb、V同樣係可有效控制碳化物形態與增加鋼強度之元素，可視需要作添加。為了獲得該效果，宜添加0.001%以上，更宜為0.002%以上。若W量變多，會有微細W碳化物大量析出，鋼材強度便會上升而延展性降低，致使冷加工性降低，故宜設為0.100%以下。更宜為0.080%以下。
(Ta：0~0.100%) Ta也與Nb、V、W同樣在碳化物的形態控制與強度增加上是有效元素，可因應需要而添加。為了獲得該效果，宜添加0.001%以上，更宜為0.002%以上。若Ta量變多，會有微細Ta碳化物大量析出，鋼材強度便會上升而延展性降低，致使冷加工性降低，故宜設為0.100%以下。更宜為0.080%以下。
(Ni：0～0.500%) Ni係可有效提升零件的疲勞特性之元素，可視需要作添加。為了使其效果有效發揮，宜含有0.001%以上，更宜為0.002%以上。若Ni量變多，延展性便會降低，致使冷成形性降低，故宜設為0.500%以下。更宜為0.400%以下。
(Sn：0～0.050%) Sn係在使用廢料作為原料時會含有於鋼中的元素，其越少越好，亦可為0。然而，若減低到小於0.001%則精煉成本會增加，因此實際下限為0.001%，亦可含有0.002%以上。若Sn量變多，會引起因肥粒鐵的脆化所造成的冷成形性降低，故宜設為0.050%以下。更宜為0.040%以下。
(Sb：0～0.050%) Sb是與Sn同樣係在使用廢料作為鋼原料時會含有的元素。Sb會在晶界上強烈偏析而招致晶界脆化及延展性降低，故越少越好，亦可為0。然而，若要減低到小於0.001%則精煉成本會增加，因此實際下限為0.001%，亦可含有0.002%以上。若Sb量變多則冷成形性會降低，故宜設為0.050%以下。更宜為0.040%以下。
(As：0～0.050%) As是與Sn、Sb同樣係在使用廢料作為鋼原料時會含有且會在晶界上強烈偏析的元素，其越少越好，亦可為0。然而，若要減低到小於0.001%則精煉成本會增加，因此實際下限為0.001%，亦可含有0.002%以上。若As量變多則冷成形性會降低，故設為0.050%以下。且較宜為0.040%以下。
(Mg：0～0.0500%) Mg係以微量添加便能控制硫化物形態之元素，可視需要作添加。為了獲得該效果，宜添加0.0001%以上，更宜為0.0005%以上。若Mg量變多，便會引起因形成粗大夾雜物所造成的冷成形性降低，故宜設為0.0500%。且更宜為0.0400%以下。
(Ca：0～0.050%) Ca是與Mg同樣係以微量添加便能控制硫化物形態之元素，可視需要作添加。為了獲得該效果，宜添加0.001%以上，更宜為0.002%以上。若Ca量增加，便會生成粗大Ca氧化物，而於冷成形時成為發生斷裂的起點，故宜設為0.050%以下。且更宜為0.040%以下。
(Y：0~0.050%) Y是與Mg、Ca同樣係以微量添加便能控制硫化物形態之元素，可視需要作添加。為了獲得該效果，宜添加0.001%以上，更宜為0.002%以上。若Y量變多，便會生成粗大Y氧化物，致使冷成形性降低，故宜設為0.050%以下。且更宜為0.040%以下。
(Zr：0~0.050%以下) Zr是與Mg、Ca、Y同樣係以微量添加便能控制硫化物形態之元素，可視需要作添加。為了獲得該效果，宜添加0.001%以上，更宜為0.002%以上。若Zr量變多，便會生成粗大Zr氧化物，致使冷成形性降低，故宜設為0.050%以下。且更宜為0.040%以下。
(La：0~0.050%) La係以微量添加便能有效控制硫化物形態之元素，可視需要作添加。為了獲得該效果，宜添加0.001%以上，更宜為0.002%以上。若La量變多，便會生成La氧化物，致使冷成形性降低，故宜設為0.050%。且更宜為0.040%以下。
(Ce：0~0.050%) Ce是與La同樣係以微量添加便能控制硫化物形態之元素。此外，其亦為會於晶界強烈偏析致使晶界碳化物的個數比率降低之元素，可視需要作添加。為了獲得該效果，宜添加0.001%以上，更宜為0.002%以上。若Ce量變多，便會因晶界碳化物的個數比率降低而導致加工性降低，故宜設為0.050%以下。且更宜為0.046%以下。
進一步說明適合於內層鋼板的化學成分之一例。
(C：0.001～0.300%) C係可有效強化鋼之元素。為了將內層的平均微維氏硬度控制在80HV以上，宜添加0.001%以上，更宜為0.002%以上。若C量變多，變會招致內層的強度過度增加或者招致碳化物生成，使得冷成形性降低，故宜設為0.300%以下。且更宜為0.200%以下。
(Mn：0.10～3.00%) Mn可發揮脫氧劑之作用，且係可有效控制鋼的強度之元素。若Mn量少，則連續鑄造時之凝固過程中，會變得從高溫即開始凝固，隨此還會助長中心部偏析。並且，在冷成形時從該中心偏析部會產生裂痕，致使冷成形性降低。因此，宜設為0.10%以上，更宜為0.30%以上。若Mn量變多，便會招致強度過度增加，使冷成形性劣化，故宜設為3.00%以下。且更宜為2.60%以下。
內層除了上述C及Mn，還可含有Si、P、S、Al、N、Cr、Mo、O、Ti、B、Nb、V、Cu、W、Ta、Ni、Sn、Sb、As、Mg、Ca、Y、Zr、La、Ce，而其添加範圍和效果與硬質層相同。
又，在本發明之鋼板的硬質層及內層中，上述成分以外之剩餘部分係Fe及不純物。
本發明人等發現如下新穎見解，即：本發明之鋼板具備內層與硬質層，且該硬質層係形成於該內層之一面或兩面上，各硬質層的厚度為20μm以上且為總板厚的40%以下，各硬質層的平均微維氏硬度為240HV以上且小於400HV，各硬質層的C量在0.4%以下且N量在0.02%以下，內層的平均微維氏硬度為80HV以上且小於400HV，內層所含碳化物的體積率小於2.00%，且各硬質層的平均微維氏硬度為上述內層的平均微維氏硬度的1.05倍以上，藉此可兼具優異冷成形性與疲勞特性。
接下來，說明組織之觀察方法及測定方法。
碳化物的體積率之測定係藉由電解萃取殘渣來進行。將鋼材放置於由白金構成之兼作試樣支承台的電極上，並浸漬於電解溶液中。施加僅會使碳化物溶解殘留之電位，並使用0.1μm之網目而獲得碳化物殘渣。並從供於電解萃取之試樣的重量與碳化物的殘渣量求取鋼中存在之碳化物的體積率。
鋼板的平均微維氏硬度是分別測量12點從硬質層及內層的表面側起之在硬質層及內層的各厚度1/4位置之0.098N的微維氏硬度後，由去除最硬之數據及最軟質之數據後之10點的平均值來求算。又，在荷重0.098N下，240HV時的壓痕對角線長度為約9μm，400HV時的長度為約7μm，且亦能適當評估具有20μm左右厚度之硬質層的硬度。
硬質層的奈米硬度的標準差必須由與某板厚截面的板厚方向垂直且與軋延方向平行之線上的硬度來求算。本發明中，「硬質層的奈米硬度的標準差」係於從硬質層的表面側起於板厚方向的10μm位置，使用Hysitron公司製之奈米壓痕器(Ti-900)在壓入深度80nm之條件下，於軋延方向上以3μm之間隔測定100處之奈米硬度後，從所得硬度數據作成直方圖，而指將該直方圖以常態分布作近似時之擬合曲線的標準差。在此，硬質層的奈米硬度的標準差因係用以評估微小組織間的硬度差，故不由維氏硬度試驗來求算，而以評估硬度之區域的面積狹小之利用奈米壓痕器所進行的硬度試驗來求算。
接下來，說明冷成形性的評估方法。以內彎曲半徑4mm利用輥軋成形施予試樣90°彎曲後，觀察截面組織確認彎曲角落部有無龜裂。將試樣埋入環氧樹脂後，利用鋼砂濕式研磨進行粗研磨後，用3μm及1μm大小之鑽石粒研磨試樣截面拋光成鏡面狀。接著，不施行蝕刻即用光學顯微鏡以1000倍之倍率觀察截面組織，而將有觀察到龜裂及裂痕的長度小於5μm之情形判斷為冷加工性優異。又，將有確認到龜裂及裂痕的長度為5μm以上之情形判斷為冷成形性差。
鋼板的疲勞特性係遵循JIS Z2275中記載的方法，在應力比=-1的條件下進行平面彎曲疲勞試驗，以200萬次之疲勞極限進行評估後，算出疲勞極限/拉伸強度作為疲勞極限比來評估。針對本實施形態的鋼板，只要疲勞極限比在0.45以上則判斷為疲勞特性良好。
接下來說明本發明之鋼板的製造方法。以下說明為意欲例示用以製造本發明之鋼板的特徵性方法，並非意欲將本發明之鋼板限定於藉由貼附如以下所說明之內層與硬質層而製得之多層鋼板。
譬如亦能在製造鋼帶時，對單層鋼板實施表面處理使其表層部分硬化，藉此而製造具備本發明之內層與硬質層之鋼板。藉由如上述在製造鋼帶時利用表面處理使表層部分硬化，便能解決在零件成形後實施表面處理時產生的熱處理應變所造成的尺寸準確度降低之課題。
製造本發明鋼板的方法之特徵在於：於軟質且冷加工性優良之內層之一面或兩面上貼附疲勞特性優異之硬質層，並將該等硬質層及內層的強度、成分、組織控制在最佳狀態。並且，上述製造方法並無特別限定，可舉例如使用有薄鋼板的胚板之擴散熱處理法、使用有利用電阻熔接將硬質層與內層之各鋼種類貼附而得的鋼胚之熱軋及冷軋退火以及鍍敷等處理。具體製造方法如下。
首先，說明利用使用薄鋼板之胚板的擴散熱處理法來進行之鋼材的製造方法。
使用經調整成對應於硬質層及內層之預定成分及形狀之由電爐或高爐製法製出之薄鋼板，利用酸洗去除硬質層及內層之各貼附面的氧化物，並用#50~#1000的磨石或研磨紙研磨貼附面表面後，用超音波洗淨去除髒污並疊合，於從上面施加有荷重之狀態下投入加熱爐中。
此時，藉由使用平均微維氏硬度為對應於內層之鋼板的1.05倍以上的鋼板來作為對應於硬質層的鋼板，便可製得各硬質層的平均微維氏硬度為上述內層的平均微維氏硬度的1.05倍以上之多層鋼板。
宜設用於貼附之硬質層及內層的各素材板厚為0.1mm以上。若小於0.1mm，則會因在酸洗後的研磨步驟中導入素材之殘留應力，而於將素材投入加熱爐時產生翹曲及間隙，有無法以充分的強度接合硬質層與內層之情形。因此，各板厚宜為0.1mm以上。另一方面，素材的厚度並無上限，即便為100mm以上，只要素料重量無增加、作業難易度無提高，由接合觀點來看技術上並無問題。
研磨步驟中宜使用#50~#1000之磨石或研磨紙。若小於#50，各素材的表面粗度低，而於擴散熱處理時硬質層及內層的接觸會不充分，故於熱處理後會有無法獲得充分接合強度之情形。因此，研磨所用磨石或研磨紙的粒度下限宜為#50。又，當使用粒度大於#1000之磨石或研磨紙來研磨硬質層及內層之素材時，要將研磨面拋光成平坦會要求熟練的技術，故會造成作業效率降低。並且，即便使用#1000之後的粒度來施行研磨，仍無法觀察到接合強度有顯著的改善，故宜設研磨所用粒度上限為#1000。較佳為#80~#600。
加熱爐的溫度宜為800℃以上且1300℃以下。加熱爐的溫度若低於800℃，則硬質層與內層之間的元素擴散會不充分，而無法獲得充分的接合強度，故加熱溫度的下限宜為800℃以上。另一方面，若加熱溫度高於1300℃，則氧會過度侵入硬質層與內層的間隙，使硬質層與內層之間形成粗大的氧化物，而造成接合強度降低。因此，加熱溫度的上限宜為1300℃以下。且較佳是在850℃以上且1200℃以下。
在加熱爐中之保持時間宜為15分鐘以上且300分鐘以下。保持時間若少於15分鐘，則無法於硬質層與內層之間獲得充分的接合強度，故宜設下限為15分鐘以上。另一方面，若保持超過300分鐘，則在硬質層與內層之間會有氧化物生成，造成接合強度降低，故保持時間的上限宜為300分鐘以下。較佳為30分鐘以上~180分鐘以下。
於***及保持於加熱爐之階段中，施加於素材之面壓宜為10MPa以上。面壓若小於10MPa，則無法獲得充分的接合強度，故面壓的下限宜為10MPa以上。此外，面壓越高越佳，譬如亦可施加200MPa左右的面壓。
對於加熱、冷卻後的多層素材，亦可於除去荷重後進一步施行熱處理。熱處理係例如加熱至800~1000℃並保持1~60分鐘後，進行冷卻。作為冷卻，可使用例如水冷卻、油冷卻、空氣冷卻。該熱處理中的冷卻速度越快，硬質層、內層的硬度會變得越高，故可視硬質層、內層所用素材的鋼板的硬度與最後欲獲得之多層鋼板的硬度來適當設定冷卻速度。
接著，使用於內層積層了硬質層之鋼胚，並通過熱軋或熱軋、酸洗、冷軋、退火的各步驟，來製造滿足本發明要件之鋼帶的方法。
多層鋼胚的製造方法不拘，為譬如連續鑄造法或鋼胚熔接法之任一方法皆無妨。若為連續鑄造法，是使用具備2個餵槽的鑄造機，先製造位於中心部之內層側的鑄造體，接著，以覆蓋內層側的鑄造體之方式從第2個餵槽注入相當於硬質層之與內層側不同成分的熔鋼，使其連續凝固，以製得多層狀態之鋼胚。或者若為鋼胚熔接法，則是積層以下鋼胚或胚料：對已鑄造為預定組成之鋼胚或由鋼胚製造而得之粗軋延胚料，利用機器氣割等來研磨接合面，接著利用酸及酒精洗淨來去除氧化物或汚染物後之鋼胚或胚料。進一步以剛鑄造完的高溫鋼胚來包夾該積層鋼胚的上下面，利用從高溫鋼胚傳來的熱進行擴散接合。
使用經以上舉例之製法製出之鋼胚，利用通常之熱軋延步驟來製造多層鋼帶。
(熱軋延) 將前述多層鋼胚連續鑄造後，直接或暫時冷卻後進行加熱，而以熱來軋延時，以1100℃以上且1300℃以下並且以1分鐘以上且300分鐘以下之間進行加熱後，於650℃以上且950℃以下之溫度區結束完工熱軋。在將完工軋延後之鋼帶於ROT上冷卻後，於100℃以上且700℃以下的溫度範圍中將其捲取而作成熱軋卷料。以下，具體說明製造本發明鋼板的方法。
設鋼胚之加熱溫度為1100℃以上且1300℃以下。當加熱溫度高於1300℃或加熱時間超過300分鐘時，在硬質層與內層之間氧化會明顯進行，而硬質層與內層會變得容易剝離，致使疲勞特性降低及冷成形性降低。並且，於硬質層的內部會有氧化物生成，故多層鋼帶的表背層的硬度不均會變大。因此，加熱溫度的上限宜設為1300℃以下，均熱時間的上限宜設為300分鐘以下。加熱溫度較佳為1250℃以下，均熱時間較佳為270分鐘以下。
鋼胚的加熱中，在1100~1300℃的範圍內保持1~300分鐘係為重要，除此之外，例如亦可有在較上述低的溫度範圍內的滯留時間。
完工熱軋係設為在650℃以上且950℃以下結束。若完工熱軋溫度小於650℃，因鋼材的變形阻力增加，導致軋延負載顯著升高，進而致使輥軋磨耗量增大，造成生產性降低。因此，設下限為650℃以上。並且，若完工熱軋溫度高於950℃，則會於鋼板表面產生因使鋼板通過RunOutTable中而生成的厚鏽皮造成的缺陷，致使疲勞特性降低。而且，組織會隨著完工熱軋溫度的高溫化而變成混粒，故多層鋼帶的表背層的硬度不均變大。因此，設上限為950℃以下。且較佳是在800℃以上且930℃以下。
在完工熱軋後的ROT中的鋼帶冷卻速度宜設為10℃/秒以上且100℃/秒以下。若冷卻速度小於10℃/秒，便無法防止於冷卻途中生成厚鏽皮且無法防止因其所造成的缺陷產生，而招致表面美觀降低。因此，宜設下限為10℃/秒以上。並且，若在從鋼板表面到内部的範圍中以大於100℃/秒的冷卻速度來冷卻鋼帶，最表層部便會被過度冷卻而生成變韌鐵或麻田散鐵等低溫變態組織。在將捲取後經冷卻至室溫之卷料送出時，於前述低溫變態組織中會產生微小裂痕，而即便在後續的酸洗步驟中仍難以將裂紋除去。該等裂痕會成為斷裂的起點，而引起在製造上之鋼帶斷裂及生產性降低。因此，宜設上限為100℃/秒以下。此外，上述所規定之冷卻速度係指完工熱軋後之鋼帶通過無注水區間後，在注水區間開始接受水冷卻的時間點開始，至在ROT上被冷卻到捲取目標溫度之時間點從各注水區間的冷卻設備接收的冷卻能，而非從注水開始點起到被捲取機捲取之溫度為止的平均冷卻速度。而較佳為20℃/秒以上且90℃/秒以下。
捲取溫度是設定為50℃以上且在700℃以下。若捲取溫度低於50℃，則變態會在捲取前幾乎完成，而在板厚方向上留下較大的殘留應力。冷成形性會因該殘留應力而顯著降低，此外，在施行冷軋延時會導致板形狀的惡化，故捲取溫度的下限設定為50℃以上。並且，若捲取溫度超過700℃，除了在熱軋後會無法於硬質層及內層確保預定強度之外，還會使內層生成大量碳化物，造成冷成形性降低。因此，捲取溫度的上限設定為700℃以下。且較佳是在100℃以上且680℃以下。
本發明之形態無法以以往之表層改質處理之一般的滲碳、氮化、軟氮化、高頻表面淬火等而製得。其理由係因滲碳、氮化、軟氮化等熱處理技術會使碳及氮過度侵入表層，而造成冷成形性降低，且因高頻表面淬火等技術會使板厚中心殘留碳化物，而造成冷成形性降低。
亦可酸洗上述熱軋鋼帶後，施行冷軋及冷軋板退火或於熱軋板退火後施行冷軋及冷軋板退火，藉此來製造兼具冷成形性與疲勞特性之冷軋鋼帶。
(酸洗) 酸洗所用的酸之種類並無特別指定。酸洗之目的係除去在熱軋後於鋼帶表面上所生成的氧化鏽皮，其為鹽酸酸洗或硫酸酸洗皆無妨。並且，即便為了促進酸洗，而在酸洗溶液中投入化學性酸洗促進劑或者是增減振動及張力等施加機械性作用，也不會對本發明之根本技術造成任何影響。
(冷軋延) 冷軋延的壓縮率宜為20%以上且80%以下。若軋縮率小於20%，在串聯式軋延機的各軋台中賦予的荷重會變小，故會變得難以掌握及控制板形狀，而招致生產性降低。並且，若軋縮率超過80%，在各軋台中施予的荷重明顯增大，隨此而來，在軋輥上產生的赫氏接觸應力(Hertz stress)便會過度升高，因而招致軋輥壽命縮短，並引起生產性降低。因此，軋縮率宜為20%以上且80%以下。更宜為25%以上且70%以下。
(熱軋板退火) 在將熱軋鋼帶供於冷軋延之前，亦可實施退火。熱軋板退火之目的為藉由冷軋前之鋼帶的軟質化來確保冷軋延中的生產性、以及藉由控制在熱軋板退火後的階段中之組織比率，來發揮冷軋板退火後之鋼帶的優異疲勞特性與冷成形性。熱軋板退火的步驟為箱式退火(BAF)或通常的連續退火法(C-CAL)之任一者皆可。
箱式退火之加熱速度及冷卻速度宜為5℃/hr以上且80℃/hr。若加熱速度小於5℃/hr，熱軋板退火步驟所需時間會增長，而招致生產性降低。另一方面，若加熱速度超過80℃/hr，經捲取成卷狀的鋼帶之內周側與外周側的溫度差會變高，而因該差異的熱膨脹差造成鋼帶摩擦，從而在鋼帶表面上產生缺陷。此缺陷除了會使製品的表面美觀降低之外，還會招致疲勞特性降低。因此，加熱速度宜設為5℃/hr以上且80℃/hr以下。較佳為10℃/秒以上且60℃/秒以下。
箱式退火之退火溫度宜在450℃以上且720℃以下，且保持時間宜為3hr以上且100hr以下。若退火溫度低於450℃或保持時間少於3hr，鋼帶的軟質化便不充分，對提升冷軋延中的生產性並無效果。並且，若退火溫度高於720℃，在退火中變成會有沃斯田鐵生成，而引起因熱膨脹變化導致於鋼帶上產生缺陷。此外，若保持時間超過100hr，鋼帶表面便會黏附而產生熔執，從而使表面美觀降低。因此，箱式退火之退火溫度宜在450℃以上且720℃以下，且保持時間宜為3hr以上且100hr以下。
連續退火中的加熱速度及冷卻速度宜為5℃/秒以上。若加熱速度小於5℃/秒，便會招致生產性降低。另一方面，加熱速度及冷卻速度並無上限，大於80℃/秒亦可。且較宜為10℃/秒以上。
連續退火中的退火溫度宜在650℃以上且900℃以下，且保持時間宜為20秒以上且300秒以下。若退火溫度低於650℃或保持時間少於20秒，於連續退火法時鋼帶的軟質化會不充分，而對提升冷軋延中的生產性無效。並且，若退火溫度高於900℃，鋼帶強度會明顯降低，而招致鋼板在爐内斷裂，引起生產性降低。此外，若保持時間超過300秒，爐内中的不純物變得會附著於鋼帶表面，使表面美觀降低。因此，連續退火中的退火溫度宜在650℃以上且900℃以下，且保持時間宜為20秒以上且300秒以下。且較佳退火溫度是在680℃以上且850℃以下，且保持時間是在30秒以上且240秒以下。
(冷軋板退火) 冷軋板退火之目的為恢復因冷軋而喪失的鋼帶冷成形性，且更藉由令肥粒鐵、波來鐵、變韌鐵、麻田散鐵及殘留沃斯田鐵之各組織比率最佳化，以獲得優異之疲勞特性與冷成形性。冷軋板退火步驟為通常的連續退火法(C-CAL)或再熱型連續退火法(R-CAL)之任一方法皆可。
冷軋板退火中通常之連續退火法中的加熱及保持、冷卻階段之製法上的特徴如熱軋板退火步驟之連續退火所記載。
於通常的連續退火中在過時效帶的溫度宜為300℃以上且500℃以下，保持時間宜為50秒以上且500秒以下。在過時效帶中，會使在加熱階段產生的沃斯田鐵變態成變韌鐵或麻田散鐵，並適當控制殘留沃斯田鐵的量與形態，藉此會變得能夠獲得優異疲勞特性與冷成形性。若時效溫度低於300℃及保持時間少於50秒，變韌鐵的變態量會不足，並且若時效溫度在500℃以上及保持時間低於500秒，殘留沃斯田鐵量會明顯降低，故會變得無法兼顧疲勞特性與冷成形性。因此，通常的連續退火中在過時效帶的溫度宜為300℃以上且500℃以下，保持時間宜為50秒以上且500秒以下。較佳溫度為450℃以下，且保持時間為90秒以上且300秒以下。
再熱型連續退火的加熱速度及冷卻速度宜為5℃/秒以上。若加熱速度小於5℃/秒，便會招致生產性降低。另一方面，加熱速度及冷卻速度並無上限，大於80℃/秒亦可。且較宜為10℃/秒以上。
再熱型連續退火的退火溫度宜為700℃以上且900℃以下，保持時間宜為20秒以上且300秒以下。若退火溫度低於700℃或保持時間少於20秒，在連續退火中變態的沃斯田鐵量不充分，而變得無法在後續的淬火分配處理中控制成較佳組織比率。並且，若退火溫度高於900℃，鋼帶強度會明顯降低，而招致鋼板在爐内斷裂，引起生產性降低。此外，若保持時間超過300秒，爐内中的不純物變得會附著於鋼帶表面，使表面美觀降低。因此，連續退火中的退火溫度宜在700℃以上且900℃以下，且保持時間宜為20秒以上且300秒以下。且較佳退火溫度是在720℃以上且850℃以下，且保持時間是在30秒以上且240秒以下。
再熱型之連續退火中的冷卻停止溫度宜為100℃以上且340℃以下，保持時間宜為5秒以上且60秒以下。於該冷卻過程中，會使一部份沃斯田鐵變態成麻田散鐵，以使鋼材強度增加。冷卻停止溫度若低於100℃，則變態成麻田散鐵之變態量會過多，而損及鋼材的延展性及冷成形性。因此，冷卻停止溫度之下限宜為100℃以上。冷卻停止溫度若高於340℃或保持時間低於5秒時，只能獲得少量的麻田散鐵，故會變得難以增加鋼的強度。因此，冷卻停止溫度之上限宜為340℃以下，保持時間之下限宜為5秒以上。又，即便保持超過60秒，以組織來說不會發生巨大變化，故保持時間之上限宜為60秒。較佳溫度是在150℃以上且320℃以下，且保持時間是在6秒以上且50秒以下。
再熱型連續退火中在過時效帶的溫度宜為350℃以上且480℃以下，保持時間宜為50秒以上且500秒以下。在過時效帶中，藉由將冷卻停止時生成的一部分麻田散鐵作為核心，促進剩餘部分沃斯田鐵變態成變韌鐵，來適當控制殘留沃斯田鐵的量與形態，而會變得能夠獲得優異之疲勞特性與冷成形性。若時效溫度低於350℃及保持時間少於50℃，變韌鐵的變態量會不足，並且若時效溫度在480℃以上及保持時間低於500秒，殘留沃斯田鐵量會明顯降低，故會變得無法兼顧疲勞特性與冷成形性。因此，再熱型連續退火中在過時效帶的溫度宜為350℃以上且480℃以下，保持時間宜為50秒以上且500秒以下。較佳溫度是在380℃以上且460℃以下，且保持時間是在60秒以上且400秒以下。
此外，在冷板退火步驟中，亦可在鋼板兩面上形成選自於由鋅、鋁、鎂及該等之合金所構成群組之被膜層。
本發明之形態無法以以往之表層改質處理之一般的滲碳、氮化、軟氮化、高頻表面淬火等而製得。其理由係因滲碳、氮化、軟氮化等熱處理技術會使碳過度侵入表層並使氮不均一地侵入表層，造成硬質層的硬度不均變大，致使冷成形性降低。且因高頻表面淬火等技術會於板厚中心殘留碳化物，造成內層所含碳化物的體積率變大，致使冷成形性降低。
即便將使用上述薄鋼板之胚板利用擴散熱處理法製出之鋼材、或將從多層鋼胚製出之熱軋鋼帶及冷軋退火鋼帶作為素材，利用熱壓印等熱成形法來製造零件，同樣可獲得本發明之效果。
根據以上製造方法，在鋼板的一面或兩面上形成平均微維氏硬度為240HV以上且小於400HV的硬質層，並且在將硬質層的C及N量控制為適當值的同時，令內層的平均微維氏硬度為80HV以上且小於400HV，且將內層所含碳化物的體積率控制在小於2.00%，並令硬質層的平均微維氏硬度為內層的平均微維氏硬度的1.05倍以上，藉此便可製得高度兼具疲勞特性與冷成形性的鋼板。
實施例 接下來，利用實施例來說明本發明效果。
實施例的水準係為確認本發明之可實施性以及效果所採用之實行條件之一例，本發明並不受限於該一條件例。只要不脫離本發明要旨而可達成本發明之目的，本發明即可採用各種條件。
[實施例1] 將具有表1-1所示A~F成分之板厚2mm的熱軋鋼板的表背面進行酸洗，且將要於表背層貼附硬質層之鋼板利用切削加工將表背層的板厚拋光成0.8mm，且將內層的板厚拋光成0.4mm後，用#180的研磨紙研磨貼附面並用超音波洗淨去除髒汙。且，將要僅於表層貼附硬質層之鋼板利用切削加工將表層的板厚拋光成0.8mm、且將內層的板厚拋光成1.2mm，並施行前述的研磨及洗淨。
然後，以表2的實施例No.1~30所示組合疊合，並在施加了0.2MPa之荷重的狀態下***1000℃的加熱爐，保持120分鐘後取出。先在冷卻至室溫後除去施加在試樣的荷重，然後***900℃的加熱爐內，保持20分鐘後施行各冷卻處理。
實施例No.1~6是在60℃的油中淬火，No.7~12是施行水冷卻，No.13~24是施行空氣冷卻。又，為了與以往之處理條件之不同做出明顯區別，對實施例No.27~30施行高頻表面淬火、氮化、滲碳(碳勢：0.37%)、珠擊之各處理，而製出已使表面硬度增加的比較試樣。接下來，利用先前所述之手法評估各試樣的硬度、組織、疲勞特性和冷成形性。
於表2顯示各試樣的評估結果。表中，「表」表示表面的硬質層，「背」表示背面的硬質層，「內」表示內層，Vcem表示碳化物的體積率，TS表示拉伸強度(以下亦同)。發明例的No.5、8、12、13、15、17~19、21、23、24皆為硬質層的平均微維氏硬度為240HV以上且小於400HV，硬質層的C量小於0.4%、N量小於0.02%，並且內層的平均維氏硬度為80HV以上且400HV以下，內層所含碳化物的體積率小於2%，硬質層與內層的硬度比為1.05倍以上，顯示出優異疲勞特性與冷加工性。
相對於此，比較例的No.1、7、16、22之表層的硬度小於240HV，而疲勞特性降低。
No.2、4、9、10之內層的硬度超過400HV，而冷成形性降低。
No.1~4、7、9、10、14、16、20、22之硬質層與內層的硬度比不適當，而疲勞特性降低。
No.27在高頻表面淬火熱處理中，內層殘留之碳化物的體積率大於2%，而冷成形性降低。No.28的氮化熱處理中，表層的N量大於0.02%，故冷成形性降低。No.29的滲碳熱處理中，除了C的含量高之外，內層的軟質化還進行，而冷成形性降低。No.28的氮化處理、No.29的滲碳熱處理、No.30的珠擊處理中，硬度不均較大，而疲勞強度降低。
[實施例2] 接著，為了調查硬質層的厚度影響，基於表2之發明例No.23的組合，藉由事先進行冷軋延控制硬質層及內層的板厚，而製出依循先前所述順序變更硬質層的厚度比例之板厚為2mm的試樣No.31~47。
於表3顯示各試樣的評估結果。發明例的No.34~46皆為硬質層的厚度為20μm以上且為總板厚的40%以下，顯示優異疲勞特性與冷加工性。
相對於此，比較例的No.31~33之硬質層的厚度小於20μm，而疲勞特性降低。又，比較例的No.47之硬質層的厚度超過40%，而冷成形性降低。為了容易理解，於圖1顯示有關表3的各發明例及比較例之硬質層的厚度與疲勞極限比之關係。
[實施例3] 接下來，為了調查成分的影響，將具有表1-1之D、E、F組成的板厚1.2mm的試樣固定在內層，並且將具有j~aj組成的板厚0.4mm的試樣組合在硬質層，以調查成分的影響(實施例No.48~92)。並將具有表1-2之a、b、c組成的試樣固定在板厚0.4mm的硬質層，並將具有G~AJ組成的板厚1.2mm的試樣組合在內層，以評估成分的影響(實施例No.93~141)。各試樣之製造係依先前所述順序利用切削加工調整板厚，並研磨及洗淨後施行擴散熱處理之後，將試樣***經加熱至900℃之爐內，保持20分鐘後取出，並用平板模具壓製後，進行模具冷卻至室溫。
於表4-1及表4-2顯示各試樣的評估結果。發明例的No.49、53、55~57、73~96、98~102、104~107、109~113、119、132、133、137、138皆為硬質層的平均微維氏硬度為240HV以上且小於400HV，硬質層的C量小於0.4%、N量小於0.02%，且內層的平均維氏硬度為80HV以上且400HV以下，內層所含碳化物的體積率小於2%，硬質層與內層的硬度比為1.05以上，顯示出優異疲勞特性與冷加工性。
[實施例4] 為了進一步調查熱軋延之製造條件的影響，將硬質層被認定具優異特性之表1-2的a、b、c、d、g、j、k、l、m、n、o、p、q、s作為表背層進行配置，並將內層被認定具優異特性之表1-1的A、B、C、D、E、F、G、H、I、J、M、N、O、P、Q組合於內層，而製作出鑄錠的積層材，並施加0.1MPa的面壓後在經加熱至1000℃之爐內保持120分鐘，施行擴散熱處理。此外，將鑄錠的積層材之表背層的厚度比率調節成40%，將內層的厚度比率調節成20%。
接下來，利用表5-1、5-2所示熱軋條件製作板厚2.4mm的各試樣，並施行酸洗後供於各種評估試驗。表5-1、5-2中的保持時間係表示加熱溫度在1100~1300℃之範圍內的時間。
於表5-1、5-2中顯示各試樣的評估結果。發明例的No.142、144、146~150、152~156、158~161、163~174、176~190皆為硬質層的平均微維氏硬度為240HV以上且小於400HV，硬質層的C量小於0.4%、N量小於0.02%，並且內層的平均維氏硬度為80HV以上且400HV以下，內層所含碳化物的體積率小於2%，硬質層與內層的硬度比為1.05以上，顯示出優異疲勞特性與冷加工性。
相對於此，比較例的No.151、162之熱軋的加熱時間長而於硬質層與內層之間形成氧化層，從而於疲勞試驗及冷成形性評估中發生硬質層與內層之界面剝離。比較例的No.157、175之熱軋的完工溫度高而於鋼帶表面生成厚厚的鏽皮，且表面粗度降低，故疲勞特性降低。比較例的No.143之熱軋的完工溫度低且硬質層變硬，硬質層與內層的硬度比亦不適當。比較例的No.145之熱軋的捲取溫度高且硬質層的硬度降低，致使內層的硬度降低。
[實施例5] 為了調查“冷軋-退火”之製造條件的影響，施行表6之“冷軋-退火”並供於各種試驗。
於表6顯示各試樣的評估結果。不論“冷軋-退火”之條件為何，滿足本發明規定的發明例No.191~211皆為硬質層的平均微維氏硬度為240HV以上且小於400HV，硬質層的C量小於0.4%，N量小於0.02%，並且內層的平均維氏硬度為80HV以上且400HV以下，內層所含碳化物的體積率小於2%，硬質層與內層的硬度比為1.05以上，顯示出優異疲勞特性與冷加工性。
[表1-1]
[表1-2]
[表2]
[表3]
[表4-1]
[表4-2]
[表5-1]
[表5-2]
[表6]
圖1係顯示硬質層的厚度與疲勞極限比的關係圖。

Claims (2)

  1. 一種鋼板，具備內層、及於上述內層之一面或兩面上的硬質層； 該鋼板之特徵在於： 上述各硬質層厚度為20μm以上且為上述鋼板板厚的40%以下； 上述各硬質層的平均微維氏硬度為240HV以上且小於400HV； 上述各硬質層的C量在0.4質量%以下，且N量在0.02質量%以下； 從上述各硬質層表面起在10μm的深度中，利用奈米壓痕器測定而得的硬度不均以標準差計在2.0以下； 上述內層的平均微維氏硬度為80HV以上且小於400HV； 上述內層所含碳化物的體積率小於2.00%；且 上述各硬質層的平均微維氏硬度為上述內層的平均微維氏硬度的1.05倍以上。
  2. 如請求項1之鋼板，其中前述硬質層以質量%計含有以下化學組成： C：0.03~0.35%、 Si：0.01~3.00%、 Mn：0.70~10.00%、 P：0.0200%以下、 S：0.0200%以下、 Al：0.500%以下、 N：0.0200%以下、 O：0.0200%以下、 Ti：0~0.500%、 B：0~0.0100%、 Cr：0~2.000%、 Mo：0~1.000%、 Nb：0~0.500%、 V：0~0.500%、 Cu：0~0.500%、 W：0~0.100%、 Ta：0~0.100%、 Ni：0~0.500%、 Sn：0~0.050%、 Sb：0~0.050%、 As：0~0.050%、 Mg：0~0.0500%、 Ca：0~0.050%、 Y：0~0.050%、 Zr：0~0.050%、 La：0~0.050%、及 Ce：0~0.050%，且 剩餘部分為Fe及不純物；且 前述內層以質量%計含有以下化學組成： C：0.001~0.300%、 Si：0.01~3.00%、 Mn：0.10~3.00%、 P：0.0200%以下、 S：0.0200%以下、 Al：0.500%以下、 N：0.0200%以下、 O：0.0200%以下、 Ti：0~0.500%、 B：0~0.0100%、 Cr：0~2.000%、 Mo：0~1.000%、 Nb：0~0.500%、 V：0~0.500%、 Cu：0~0.500%、 W：0~0.100%、 Ta：0~0.100%、 Ni：0~0.500%、 Sn：0~0.050%、 Sb：0~0.050%、 As：0~0.050%、 Mg：0~0.0500%、 Ca：0~0.050%、 Y：0~0.050%、 Zr：0~0.050%、 La：0~0.050%、及 Ce：0~0.050%，且 剩餘部分為Fe及不純物。
TW107105784A 2017-02-20 2018-02-21 鋼板及其製造方法 TWI658151B (zh)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2017-029289 2017-02-20
JP2017029289 2017-02-20

Publications (2)

Publication Number Publication Date
TW201837198A true TW201837198A (zh) 2018-10-16
TWI658151B TWI658151B (zh) 2019-05-01

Family

ID=63169380

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
TW107105784A TWI658151B (zh) 2017-02-20 2018-02-21 鋼板及其製造方法

Country Status (9)

Country Link
US (1) US11591675B2 (zh)
EP (1) EP3584340B1 (zh)
JP (1) JP6428969B1 (zh)
KR (1) KR102273551B1 (zh)
CN (1) CN110168127A (zh)
BR (1) BR112019012416A2 (zh)
MX (1) MX2019007991A (zh)
TW (1) TWI658151B (zh)
WO (1) WO2018151324A1 (zh)

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
TWI718051B (zh) * 2019-04-17 2021-02-01 日商杰富意鋼鐵股份有限公司 無方向性電磁鋼板
TWI810861B (zh) * 2021-05-27 2023-08-01 奧地利商安德里茲科技暨資產管理公司 用於熱處理金屬帶之裝置及方法

Families Citing this family (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
MX2019009881A (es) * 2017-02-20 2019-10-22 Nippon Steel Corp Lamina de acero.
WO2020162509A1 (ja) 2019-02-05 2020-08-13 日本製鉄株式会社 鋼部材、鋼板、及びそれらの製造方法
WO2020213179A1 (ja) * 2019-04-17 2020-10-22 日本製鉄株式会社 鋼板及びその製造方法、並びに成形体
JP6690792B1 (ja) * 2019-04-17 2020-04-28 日本製鉄株式会社 鋼板及びその製造方法、並びに成形体
CN112139651A (zh) * 2020-09-22 2020-12-29 山东钢铁集团日照有限公司 一种cr1000/1500hs热冲压成型用钢的窄搭接焊接方法
CN112609135B (zh) * 2020-12-10 2022-10-28 四川德胜集团钒钛有限公司 一种耐腐蚀钢筋及其制备方法
CN114622072B (zh) * 2022-02-18 2024-01-16 唐山中厚板材有限公司 提高大厚度q345e钢低温韧性的方法及q345e钢
CN114592156B (zh) * 2022-03-09 2023-08-18 广东一诺重工钢构有限公司 一种高强度钢梁及其加工工艺
CN114990436A (zh) * 2022-05-25 2022-09-02 鞍钢冷轧钢板（莆田）有限公司 一种微波炉用高硬度冷轧板及其生产方法

Family Cites Families (19)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5377822A (en) * 1976-12-21 1978-07-10 Kuroki Kogyosho Kk Alloy for metal strip transporting roll between high temperatures
JPH0639654B2 (ja) * 1989-11-02 1994-05-25 新日本製鐵株式会社 疲労強度の優れた複合鋼板及びその製造方法
JPH0639656B2 (ja) 1990-02-02 1994-05-25 新日本製鐵株式会社 加工性および溶接性に優れた耐摩耗複合鋼板
JPH05255808A (ja) * 1992-03-11 1993-10-05 Nippon Steel Corp 表層炭化焼入れ処理性の優れた複層鋼板
JP3579468B2 (ja) 1994-10-24 2004-10-20 新日本製鐵株式会社 耐デント性、疲労特性、耐面歪み性および加工性に著しく優れた冷延鋼板の製造方法
JPH10251800A (ja) * 1997-03-12 1998-09-22 Kawasaki Steel Corp 高炭素薄物熱延鋼板及びその製造方法
JP4576859B2 (ja) * 2004-03-18 2010-11-10 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた厚物高強度熱延鋼板の製造方法
JP5644094B2 (ja) 2009-11-30 2014-12-24 新日鐵住金株式会社 延性及び曲げ性の良好な引張最大応力９００ＭＰａ以上を有する高強度鋼板および高強度冷延鋼板の製造方法、高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法
JP4977879B2 (ja) * 2010-02-26 2012-07-18 Ｊｆｅスチール株式会社 曲げ性に優れた超高強度冷延鋼板
KR101531453B1 (ko) * 2010-10-18 2015-06-24 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 고속 변형 하에서의 균일 연성 및 국부 연성이 우수한 열연 강판, 냉연 강판 및 도금 강판
JP5927868B2 (ja) 2010-11-30 2016-06-01 Ｊｆｅスチール株式会社 冷間鍛造性に優れた浸炭用鋼およびその製造方法
US9182196B2 (en) * 2011-01-07 2015-11-10 Ati Properties, Inc. Dual hardness steel article
EP2687620A4 (en) 2011-03-18 2014-10-15 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp STEEL SHEET FOR HOT STAMPED ELEMENT AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME
ES2798774T3 (es) 2011-03-25 2020-12-14 Nippon Steel Corp Placa de acero con excelente durabilidad para cuchillas de troquelado en forma de banda y cuchilla de troquelado en forma de banda
JP5296186B2 (ja) 2011-12-27 2013-09-25 株式会社神戸製鋼所 耐スケール剥離性に優れた耐熱オーステナイト系ステンレス鋼およびステンレス鋼管
KR101660607B1 (ko) * 2012-01-13 2016-09-27 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 냉연 강판 및 냉연 강판의 제조 방법
JP5633594B2 (ja) * 2013-04-02 2014-12-03 Ｊｆｅスチール株式会社 打ち抜き性および耐熱ひずみ特性に優れた冷延鋼板およびその製造方法
JP6213098B2 (ja) 2013-09-25 2017-10-18 新日鐵住金株式会社 疲労特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP6238124B2 (ja) * 2013-11-14 2017-11-29 大同特殊鋼株式会社 水素脆性型の面疲労強度に優れた浸炭窒化鋼及びそれを用いた浸炭窒化部品

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
TWI718051B (zh) * 2019-04-17 2021-02-01 日商杰富意鋼鐵股份有限公司 無方向性電磁鋼板
TWI810861B (zh) * 2021-05-27 2023-08-01 奧地利商安德里茲科技暨資產管理公司 用於熱處理金屬帶之裝置及方法

Also Published As

Publication number Publication date
KR20190096380A (ko) 2019-08-19
KR102273551B1 (ko) 2021-07-07
JP6428969B1 (ja) 2018-11-28
EP3584340B1 (en) 2024-01-10
EP3584340A1 (en) 2019-12-25
TWI658151B (zh) 2019-05-01
WO2018151324A1 (ja) 2018-08-23
US20200071799A1 (en) 2020-03-05
EP3584340A4 (en) 2020-11-04
JPWO2018151324A1 (ja) 2019-02-21
BR112019012416A2 (pt) 2020-02-27
CN110168127A (zh) 2019-08-23
US11591675B2 (en) 2023-02-28
MX2019007991A (es) 2019-09-06

Similar Documents

Publication Publication Date Title
TWI658151B (zh) 鋼板及其製造方法
JP5610103B2 (ja) 複合組織鋼板およびその製造方法
JP6428968B1 (ja) 鋼板
TWI390052B (zh) 高強度罐用鋼板及其製造方法
CN107849652B (zh) 加工诱发相变型复合组织钢板及其制造方法
WO2016190370A1 (ja) 鋼板及びその製造方法
JP5742697B2 (ja) 強度と靭性のバランスに優れたホットスタンプ成形体及びその製造方法並びにホットスタンプ成形体用鋼板の製造方法
JP5924459B1 (ja) ステンレス冷延鋼板用素材
TWI639714B (zh) Steel plate
JP5501819B2 (ja) 窒化特性及び耐再結晶軟化特性に優れた窒化処理用冷延鋼板およびその製造方法
JP4867338B2 (ja) 超高強度鋼板およびその製造方法
JP7444018B2 (ja) 鋼板及びその製造方法、並びに、部材
TWI575084B (zh) 應變誘發相變態型複合組織鋼板及其製造方法
JP7396544B1 (ja) 高強度鋼板用スラブおよびその冷却方法、高強度熱延鋼板の製造方法、高強度冷延鋼板の製造方法、ならびに高強度めっき鋼板の製造方法
JP4239647B2 (ja) Ｃｕ含有鋼材の製造方法
WO2022264749A1 (ja) 熱延鋼板
JP2011525569A (ja) 表面特性及び耐２次加工脆性に優れた焼付硬化鋼及びその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
MM4A Annulment or lapse of patent due to non-payment of fees