WO2018151324A1 - 鋼板及びその製造方法 - Google Patents

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WO2018151324A1
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健悟 竹田
力 岡本
匹田　和夫
克哉 中野
裕也 鈴木
玄紀 虻川
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新日鐵住金株式会社
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    • Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
    • Y02P10/00—Technologies related to metal processing
    • Y02P10/25—Process efficiency

Definitions

  • the present invention relates to a steel plate and a method for manufacturing the steel plate, and more particularly to a steel plate and a method for manufacturing the steel plate mainly used for undercar parts of automobiles.
  • Patent Document 1 relates to a high-strength hot-rolled steel sheet having improved fatigue strength without causing an increase in cost and without causing deterioration in total elongation.
  • C 0.03 to 0.09% by mass%, Si: 0.01 to 2.20%, Mn: 0.30 to 2.20%, P: 0.100% or less, S: 0.010% or less, Al: 0.005 to 0.050%, N: 0 0.0100% or less, the balance is composed of iron and inevitable impurities, and the microstructure in the region corresponding to at least 10% of the plate thickness from the front and back surfaces of the steel plate is a composite structure of ferrite and bainite, or bainite It consists of a single-phase structure, and the microstructure in the thickness region corresponding to at least 50% of the plate thickness at the center of the plate thickness is composed of a composite structure of ferrite and pearlite, and the thickness corresponding to at least 10% of the plate thickness from the front and back surfaces.
  • Patent Document 2 relates to a carburizing steel suitable for a material such as a high-strength gear having high tooth root bending fatigue strength and excellent surface pressure fatigue characteristics, C: 0.1 to 0.35%, Si: 0. 01 to 0.22%, Mn: 0.3 to 1.5%, Cr: 1.35 to 3.0%, P: 0.018% or less, S: 0.02% or less, Al: 0.015 -0.05%, N: 0.008-0.015% and O: 0.0015% or less in a range satisfying the following formulas (1), (2) and (3), with the balance being Fe Further, it discloses a carburizing steel having a composition of unavoidable impurities, a total structural fraction of ferrite and pearlite in the steel structure of 85% or more, and an average grain size of ferrite of 25 ⁇ m or less.
  • the technology for changing the material of steel by heat treatment has a problem to be solved that the dimensions and shape of steel parts change during cooling. For example, when an attempt is made to correct the shape of a changed member by bending, strain is imparted to the surface layer, and the fatigue characteristics are reduced. Furthermore, the heat treatments such as carburizing, nitriding, and induction hardening are low in productivity and the production cost is remarkably increased, so that it is difficult to apply to arms and links.
  • an object of the present invention is to provide a steel sheet that is low in cost and has improved fatigue characteristics without deteriorating cold formability.
  • a hard layer having an average micro Vickers hardness of 240 HV or more and less than 400 HV and a hardness variation at a depth of 10 ⁇ m from the surface is 2.0 or less in standard deviation is formed on one or both surfaces of the steel plate.
  • the C and N amount of the hard layer is controlled to an appropriate value
  • the average micro Vickers hardness of the inner layer is set to 80 HV or more and less than 400 HV
  • the volume fraction of carbides contained in the inner layer is controlled to less than 2.00%. It was also found that fatigue characteristics and cold workability are compatible at a high level by setting the average micro Vickers hardness of the hard layer to 1.05 times or more of the average micro Vickers hardness of the inner layer.
  • the gist of the present invention is as follows.
  • a steel plate comprising an inner layer and a hard layer on one or both surfaces of the inner layer, wherein the hard layer has a thickness of 20 ⁇ m or more and 40% or less of the plate thickness of the steel plate,
  • the average micro Vickers hardness of the layer is 240HV or more and less than 400HV, the C amount of the hard layer is 0.4% by mass or less, the N amount is 0.02% by mass or less, and 10 ⁇ m from the surface of the hard layer.
  • Hardness variation in depth is 2.0 or less in standard deviation
  • the average micro Vickers hardness of the inner layer is 80 HV or more and less than 400 HV
  • the volume fraction of carbides contained in the inner layer is less than 2.00%
  • the average micro Vickers hardness of the hard layer is 1.05 times or more of the average micro Vickers hardness of the inner layer.
  • the hard layer is, by mass%, C: 0.03 to 0.35%, Si: 0.01 to 3.00%, Mn: 0.70 to 10.00%, P: 0.0200. %: S: 0.0200% or less, Al: 0.500% or less, N: 0.0200% or less, O: 0.0200% or less, Ti: 0-0.500%, B: 0-0.
  • a hard material having an average micro Vickers hardness of 240 HV or more and less than 400 HV and a hardness variation at a depth of 10 ⁇ m from the surface is 2.0 or less in standard deviation.
  • the average micro Vickers hardness of the inner layer is 80 HV or more and less than 400 HV, and the volume fraction of carbide contained in the inner layer is 2.00%
  • % for a component means mass%.
  • the thickness of each hard layer present on one or both sides of the inner layer is 20 ⁇ m or more per side and 40% or less of the total plate thickness.
  • the thickness of each hard layer is less than 20 ⁇ m, the thickness of the hard layer is thin, and when the stress is repeatedly applied, the hard layer is peeled off and excellent fatigue characteristics cannot be obtained.
  • the thickness of each hard layer shall be 20 micrometers or more.
  • the thickness of each hard layer exceeds 40% of the total plate thickness, that is, the stress applied to the hard layer at the time of cold forming increases, and it becomes impossible to obtain the merit of improving the cold formability by forming multiple layers.
  • the thickness of each hard layer shall be 40% or less of the total plate thickness. More preferably, the thickness of each hard layer is 30 ⁇ m or more and 30% or less.
  • the thickness of the hard layer and the inner layer is measured with an optical microscope.
  • a sample to be measured is embedded in a cylindrical epoxy resin having a diameter of 30 mm, rough polished by wet polishing using # 80-1000 abrasive paper, and subsequently diamond having an average particle diameter of 3 ⁇ m and 1 ⁇ m.
  • Finish polishing to a mirror shape using abrasive grains. Polishing with 1 ⁇ m diamond particles is carried out under the condition that a load of 1N to 10N is applied and held for 30 to 600 seconds on a polishing table rotating at a speed of 30 to 120 mpm.
  • the average micro Vickers hardness of each hard layer is 240HV or more and less than 400HV.
  • the average micro Vickers hardness is less than 240 HV, the hardness of the hard layer is low and excellent fatigue characteristics cannot be obtained. For this reason, the average micro Vickers hardness of a hard layer shall be 240HV or more.
  • the average micro Vickers hardness of each hard layer is 400 HV or more, the cold formability is significantly deteriorated because the hard layer is excessively high in strength. For this reason, the average micro Vickers hardness of each hard layer shall be less than 400HV. More preferably, it is 255 HV or more.
  • the amount of C contained in each hard layer is 0.4% or less, and the amount of N is 0.02% or less.
  • C and N are elements that remarkably suppress cross slip in steel during cold forming.
  • Cross slip has the effect of suppressing the accumulation and accumulation of dislocations introduced into the steel when strain is applied.
  • the amount of C exceeds 0.4% or the amount of N exceeds 0.02%, cross slip is remarkably suppressed, and excessive accumulation and accumulation of dislocations are caused during cold forming.
  • the amount of C contained in each hard layer is made 0.4% or less, or the amount of N is made 0.02% or less. More preferably, the C content is 0.38% or less or the N content is 0.018% or less.
  • the average micro Vickers hardness of the inner layer is 80HV or more and less than 400HV.
  • the average micro Vickers hardness is less than 80 HV, the difference in hardness with the hard layer becomes large, so the strain is excessively biased toward the inner layer side during cold forming, and cracks at the hard layer / inner layer interface Occurrence and defective shape of the product after cold forming.
  • the average micro Vickers hardness of the inner layer is 80 HV or more.
  • the average micro Vickers hardness is 400 HV or more, the difference between the hardness of the hard layer and the inner layer becomes small, so the effect of relaxing the strain concentration on the hard layer at the time of cold forming is lost. Formability deteriorates.
  • the average micro Vickers hardness of the inner layer is less than 400 HV. More preferably, it is 90 HV or more and less than 380 HV.
  • the volume fraction of the carbide in the inner layer is less than 2.00%.
  • the carbide becomes a crack or void generation site at the time of cold forming, and when it becomes 2.00% or more, the connection of the crack or void is promoted to promote macroscopic destruction.
  • the upper limit of the volume fraction of the carbide of the inner layer is set to less than 2.00%. More preferably, it is less than 1.90%.
  • Carbide is a compound obtained by substituting Fe atoms in cementite with an alloy element such as Mn and Cr in addition to cementite (Fe 3 C), which is a compound of iron and carbon, and alloy carbide (M 23 C 6 , M 6 C MC, where M is Fe and other metal elements added as an alloy).
  • the average micro Vickers hardness of each hard layer is 1.05 times or more the average micro Vickers hardness of the inner layer.
  • the fatigue strength of the steel sheet can be improved by controlling the ratio of the hardness of the hard layer to the hardness of the inner layer, and the average micro Vickers hardness of each hard layer is 1.05 times or more the average micro Vickers hardness of the inner layer
  • the standard deviation of nano hardness of each hard layer is 2.0 or less. This is because the cold formability is remarkably improved by suppressing the variation in nano hardness of the hard layer. If the standard deviation exceeds 2.0, for example, cracks may occur during cold roll forming. From this point of view, the standard deviation is 2.0, preferably 1.6 or less. Although the lower limit of the standard deviation is not specified, it is technically difficult to keep it below 0.2.
  • the dispersion of the nano hardness in the thickness direction of the hard layer does not affect the cold formability, and even if the hardness has an inclination in the thickness direction, the effect of the present invention is not hindered.
  • cold formability falls when the dispersion
  • the steel plate of this embodiment is not particularly limited as long as it has the above-described inner layer and hard layer.
  • component compositions suitable for the hard layer and inner layer of the steel plate of the present embodiment will be given and each element will be described.
  • “%” for a component means mass%.
  • C (C: 0.03-0.35%) C is an element effective for strengthening steel.
  • the C content is preferably 0.03% or more, and more preferably 0.10% or more. If the amount of C increases, cracks are likely to occur during cold forming, so 0.35% or less is preferable. More preferably, it is 0.30 or less.
  • Si 0.01 to 3.00%
  • Si is an element that acts as a deoxidizer and affects the form of carbide and retained austenite after heat treatment. In order to achieve both fatigue characteristics and cold formability, it is effective to reduce the volume fraction of carbides present in the steel parts and further increase the strength by utilizing residual austenite. In order to obtain this effect, it is preferable to contain 0.01% or more of Si. If the Si content is too large, the steel part may become brittle and cold formability may be reduced, so it is preferable that the Si content be 3.00% or less. More preferably, they are 0.10% or more and 2.50% or less, More preferably, they are 0.20% or more and 2.00% or less.
  • Mn acts as a deoxidizer and is an effective element for suppressing pearlite transformation of steel.
  • the Mn content is preferably 0.70% or more. 00% or more is more preferable. If the amount of Mn is too large, coarse Mn oxide will be present in the steel, which will be the starting point of fracture during cold forming, and cold formability will deteriorate. For this reason, the amount of Mn is preferably 10.00% or less. More preferably, it is 8.00% or less.
  • P 0.0200% or less
  • P is not an essential element, but is contained in the steel as an impurity, for example, and segregates strongly at the ferrite grain boundary and the grain boundary becomes brittle. Therefore, the smaller the content, the better.
  • the time required for refining increases and the cost significantly increases, so the practical lower limit is 0.0001%, and the cost If the surface is considered, it may be contained by 0.0010% or more.
  • 0.0200% or less is preferable. More preferably, it is 0.0190% or less.
  • S is not an essential element and is contained in steel as an impurity, for example, and generates non-metallic inclusions such as MnS in the steel, resulting in an increase in hardness and a decrease in ductility of the steel material part.
  • non-metallic inclusions in which the difference in hardness is greatly different from that in steel are generated in the steel, thereby increasing the variation in hardness near the surface of the hard layer. Therefore, the smaller the content, the better.
  • the time required for refining increases and the cost significantly increases, so the practical lower limit is 0.0001%, and the cost If the surface is considered, it may be contained by 0.0010% or more.
  • Al is an element that acts as a deoxidizer for steel, stabilizes ferrite, and increases hardness. It is not an essential element and is added as necessary.
  • the content is preferably 0.001% or more, and more preferably 0.010% or more.
  • the content is preferably 0.500% or less, and more preferably 0.450% or less.
  • N is an element effective for strengthening steel like C, but is also an element affecting the occurrence of dislocation cross slip during cold forming. From the viewpoint of ensuring cold formability, not an essential element, the smaller the content, the better. However, since the refining cost increases if the content is reduced to less than 0.0001%, the practical lower limit is 0.0001%, and the content may be 0.0010% or more. When the amount of N increases, the strain concentration during cold forming cannot be suppressed, and voids are generated, so that cold formability is significantly reduced. For this reason, the N content is preferably 0.0200% or less. More preferably, it is 0.0150% or less.
  • O is an element that forms an oxide in the steel and causes an increase in hardness.
  • non-metallic inclusions in which the difference in hardness is greatly different from that in steel are generated in the steel, thereby increasing the variation in hardness near the surface of the hard layer.
  • Oxides that are not essential elements but are present in the ferrite grains serve as void generation sites, and further become a structural factor that causes an increase in hardness. Therefore, the amount of O is preferably small and may be zero. However, since the refining cost increases if the content is reduced to less than 0.0001%, the practical lower limit is 0.0001%, and the content may be 0.0005% or more. When the amount of O increases, the cold formability deteriorates due to the increase in hardness. Therefore, the amount is preferably 0.0200% or less. More preferably, it is 0.0170% or less.
  • the following elements are not essential elements but are optional elements that may be appropriately contained in steel plates and steels up to a predetermined amount.
  • Ti is an element that controls the form of the carbide and increases the strength of the ferrite when contained in a large amount.
  • the smaller the content the better. Since refining costs increase when the Ti content is reduced to less than 0.001%, the practical lower limit is 0.001%, and 0.005% or more may be contained.
  • the amount of Ti increases, coarse Ti oxide or TiN will be present in the steel and the cold formability will deteriorate, so it is preferable to be 0.500% or less. More preferably, it is 0.450% or less.
  • B is an element that suppresses the formation of ferrite and pearlite during the cooling process from austenite and promotes the formation of a low-temperature transformation structure such as bainite or martensite.
  • B is an element useful for increasing the strength of steel, and is added as necessary.
  • the B content is preferably 0.0001% or more, and more preferably 0.0005% or more.
  • Cr Cr: 0-2.000%) Cr, like Mn, suppresses pearlite transformation and is an element effective for increasing the strength of steel, and is added as necessary. In order to obtain the effect of addition, 0.001% or more is preferable, and 0.010% or more is more preferable. When the amount of Cr increases, coarse Cr carbide is formed at the center segregation portion, and the cold formability deteriorates. Therefore, the amount is preferably 2.000% or less. More preferably, it is 1.500% or less.
  • Mo is an element effective for strengthening steel, like Mn and Cr, and is added as necessary. In order to obtain the effect of addition, 0.001% or more is preferable, and 0.010% or more is more preferable. When the amount of Mo increases, coarse Mo carbides are formed and cold workability is lowered, so that the content is preferably 1.000% or less. More preferably, it is 0.700% or less.
  • Nb is an element that is effective for controlling the morphology of carbides similarly to Ti, and is an element that is effective in improving toughness because of addition of a finer structure. In order to obtain the effect of addition, 0.001% or more is preferable, and 0.002% or more is more preferable. When the amount of Nb increases, many fine and hard Nb carbides precipitate, the strength of the steel material increases, the ductility deteriorates significantly, and the cold workability decreases. Therefore, it is preferably 0.500% or less. . More preferably, it is 0.200% or less.
  • V is an element effective for controlling the morphology of carbides, and is an element effective for improving toughness because of addition of a finer structure. In order to acquire the effect, 0.001% or more of addition is preferable, and 0.002% or more is more preferable.
  • the amount of V increases, many fine V carbides precipitate, the strength of the steel material increases, the ductility decreases, and the cold formability decreases, so 0.500% or less is preferable. More preferably, it is 0.400% or less.
  • Cu is an element effective for increasing the strength of the steel material, and is added as necessary.
  • the content is preferably 0.001% or more, and more preferably 0.002% or more.
  • the content is preferably 0.500% or less. More preferably, it is 0.400% or less.
  • W is an element effective for controlling the form of carbide and increasing the strength of steel, and is added as necessary. In order to obtain this effect, addition of 0.001% or more is preferable, and 0.002% or more is more preferable.
  • the amount of W is preferably 0.100% or less. More preferably, it is 0.080% or less.
  • Ta is an element effective for controlling the form of carbide and increasing the strength, and is added as necessary. In order to obtain this effect, addition of 0.001% or more is preferable, and 0.002% or more is more preferable.
  • the content is preferably made 0.100% or less. More preferably, it is 0.080% or less.
  • Ni is an element effective for improving the fatigue characteristics of parts, and is added as necessary. In order to exhibit the effect effectively, it is preferable to contain 0.001% or more, and more preferably 0.002% or more. When the amount of Ni increases, the ductility is lowered and the cold formability is lowered. Therefore, the content is preferably 0.500% or less. More preferably, it is 0.400% or less.
  • Sn is an element contained in steel when scrap is used as a raw material, and it is preferably as small as possible and may be zero. However, if it is reduced to less than 0.001%, the refining cost increases, so the practical lower limit is 0.001%, and 0.002% or more may be contained. If the amount of Sn increases, it causes a decrease in cold formability due to embrittlement of ferrite, so it is preferably made 0.050% or less. More preferably, it is 0.040% or less.
  • Sb is an element contained when scrap is used as a steel raw material in the same manner as Sn. Since Sb is strongly segregated at the grain boundary and causes embrittlement of the grain boundary and a decrease in ductility, it is preferably as small as possible and may be zero. However, since the refining cost increases when the content is reduced to less than 0.001%, the practical lower limit is 0.001%, and the content may be 0.002% or more. When the amount of Sb increases, the cold formability deteriorates, so it is preferable to make it 0.050% or less. More preferably, it is 0.040% or less.
  • As is an element that is contained when scrap is used as a steel raw material as in the case of Sn and Sb, and segregates strongly at grain boundaries, and is preferably as small as possible and may be zero. However, since the refining cost increases when the content is reduced to less than 0.001%, the practical lower limit is 0.001%, and the content may be 0.002% or more. When the amount of As increases, the cold formability deteriorates, so the content is made 0.050% or less. More preferably, it is 0.040% or less.
  • Mg is an element that can control the form of sulfide by adding a small amount, and is added as necessary. In order to obtain the effect, addition of 0.0001% or more is preferable, and 0.0005% or more is more preferable. When the amount of Mg increases, it causes a decrease in cold formability due to the formation of coarse inclusions, so 0.0500% is preferable. More preferably, it is 0.0400% or less.
  • Ca is an element that can control the form of sulfide by addition of a trace amount, and is added as necessary. In order to obtain the effect, addition of 0.001% or more is preferable, and 0.002% or more is more preferable.
  • the amount of Ca increases, coarse Ca oxide is generated and becomes a starting point of crack generation during cold forming, so 0.050% or less is preferable. More preferably, it is 0.040% or less.
  • Y 0 to 0.050%
  • Y is an element that can control the form of sulfide by addition of a trace amount, and is added as necessary. In order to obtain the effect, addition of 0.001% or more is preferable, and 0.002% or more is more preferable.
  • the amount is preferably 0.050% or less. More preferably, it is 0.040% or less.
  • Zr is an element that can control the form of sulfide by addition of a trace amount like Mg, Ca, and Y, and is added as necessary. In order to obtain the effect, addition of 0.001% or more is preferable, and 0.002% or more is more preferable. When the amount of Zr is increased, coarse Zr oxide is generated and cold formability is deteriorated. Therefore, the amount is preferably 0.050% or less. More preferably, it is 0.040% or less.
  • La is an element effective for controlling the form of sulfide by addition of a small amount, and is added as necessary. In order to obtain the effect, addition of 0.001% or more is preferable, and 0.002% or more is more preferable. If the amount of La increases, La oxide is generated and cold formability deteriorates, so 0.050% is preferable. More preferably, it is 0.040% or less.
  • Ce is an element that can control the form of sulfide by addition of a trace amount. Some elements strongly segregate at the grain boundaries and lower the number ratio of grain boundary carbides, and are added as necessary. In order to obtain the effect, addition of 0.001% or more is preferable, and 0.002% or more is more preferable.
  • the amount of Ce increases, the workability deteriorates due to a decrease in the number ratio of grain boundary carbides, so it is preferably made 0.050% or less. More preferably, it is 0.046% or less.
  • C (C: 0.001 to 0.300%) C is an element effective for strengthening steel.
  • the addition of 0.001% or more is preferable, and 0.002% or more is more preferable.
  • the C content is preferably 0.300% or less. More preferably, it is 0.200% or less.
  • Mn acts as a deoxidizer and is an effective element for controlling the strength of steel.
  • the amount of Mn is small, solidification starts from a high temperature in the solidification process during continuous casting, and along with this, segregation at the center is promoted. Moreover, at the time of cold forming, a crack arises from this center segregation part, and cold formability falls. Therefore, it is preferable to set it as 0.10% or more, and 0.30% or more is more preferable.
  • the content is preferably 3.00% or less. More preferably, it is 2.60% or less.
  • the inner layer includes Si, P, S, Al, N, Cr, Mo, O, Ti, B, Nb, V, Cu, W, Ta, Ni, Sn, Sb, As, Mg, Ca, Y, Zr, La, and Ce may be contained, and the addition range and effect thereof are the same as those of the hard layer.
  • the balance other than the above components is Fe and impurities.
  • the steel sheet of the present invention comprises an inner layer and a hard layer formed on one or both surfaces of the inner layer, and each hard layer has a thickness of 20 ⁇ m or more and 40% or less of the total plate thickness.
  • the average micro Vickers hardness is 240HV or more and less than 400HV
  • the C amount of each hard layer is 0.4% or less
  • the N amount is 0.02% or less
  • the average micro Vickers hardness of the inner layer is 80HV or more
  • 400HV The volume fraction of carbide contained in the inner layer is less than 2.00%
  • the average micro Vickers hardness of each hard layer is 1.05 times or more of the average micro Vickers hardness of the inner layer, thereby It is a novel finding found by the present inventors to achieve both excellent cold formability and fatigue characteristics.
  • the volume fraction of carbide is measured from the electrolytic extraction residue.
  • a steel material is placed on an electrode made of platinum and also serving as a sample support, and immersed in an electrolytic solution. An electric potential at which only the carbide is dissolved is applied, and a carbide residue is obtained by a 0.1 ⁇ m mesh. From the weight of the sample subjected to electrolytic extraction and the amount of carbide residue, the volume fraction of carbide present in the steel is determined.
  • the average micro Vickers hardness of the steel sheet is the hardest data by measuring 12 points each of 0.098N micro Vickers hardness at 1/4 of each thickness of the hard layer and the inner layer from the surface side of the hard layer and the inner layer. And the average value of 10 points excluding the softest data.
  • the load is 0.098N
  • the diagonal length of the indentation at 240 HV is about 9 ⁇ m
  • the length at 400 HV is about 7 ⁇ m
  • the hardness of the hard layer having a thickness of about 20 ⁇ m can be appropriately evaluated. It is.
  • standard deviation of the nanohardness of the hard layer needs to be obtained from the hardness on a line perpendicular to the plate thickness direction of a plate thickness section and parallel to the rolling direction.
  • standard deviation of the nanohardness of the hard layer means 100 nanohardnesses at 10 ⁇ m positions in the plate thickness direction from the surface side of the hard layer at intervals of 3 ⁇ m in the rolling direction. Measured under the indentation depth of 80 nm using a manufactured nanoindenter (Ti-900), create a histogram from the obtained hardness data, and standard deviation of the fitting curve when approximating the histogram with a normal distribution Is what you say.
  • the standard deviation of the nano-hardness of the hard layer is to evaluate the difference in hardness between minute tissues, so it is not a Vickers hardness test, but the area of the region to evaluate the hardness is narrow, Obtained by a hardness test using a nanoindenter.
  • the evaluation method of cold formability will be described. After giving the sample a 90 ° bend by roll forming with an inner bend radius of 4 mm, the presence or absence of cracks at the corners of the bend is confirmed by cross-sectional structure observation. After embedding the sample in an epoxy resin, after rough polishing by emery wet polishing, the sample cross section is finished to a mirror surface by polishing using diamond particles having a size of 3 ⁇ m and 1 ⁇ m. Subsequently, the cross-sectional structure is observed with an optical microscope at a magnification of 1000 times without etching, and when the recognized crack and the length of the crack are less than 5 ⁇ m, it is determined that the cold workability is excellent. Moreover, when the recognized crack and the length of a crack are 5 micrometers or more, it is judged that cold formability is inferior.
  • the following description is intended to exemplify a characteristic method for manufacturing the steel plate of the present invention, and is obtained by attaching the inner layer and the hard layer as described below to the steel plate of the present invention. It is not intended to be limited to multi-layer steel plates.
  • a steel sheet having an inner layer and a hard layer in the present invention can be manufactured by subjecting a single-layer steel sheet to surface treatment and curing the surface layer portion.
  • surface treatment by hardening the surface layer portion by surface treatment at the time of manufacturing the steel strip, it is possible to solve the problem of reduction in dimensional accuracy due to heat treatment distortion that has occurred when the surface treatment is performed after forming the part.
  • the method for producing the steel sheet of the present invention is a method of attaching a hard layer having excellent fatigue properties to one or both surfaces of an inner layer that is soft and excellent in cold workability, and the strength, components, and structure of these hard layer and inner layer. It is characterized by controlling to an optimal state. Further, such a production method is not particularly limited, but for example, a heat treatment using a slab in which each steel type of a hard layer and an inner layer is bonded by a diffusion heat treatment method using a blank sheet of a thin steel plate, or electric resistance welding. Examples of the treatment include rolling, cold rolling annealing, and plating.
  • a specific manufacturing method is as follows.
  • the oxides on the pasting surfaces of the hard layer and inner layer are removed by pickling and pasted. After polishing the surface of the affixing surface with a # 50 to # 1000 grindstone or polishing paper, the dirt is removed by ultrasonic cleaning, superposed, and put into a heating furnace with a load applied from the upper surface.
  • the average micro Vickers hardness of each hard layer is the average of the inner layer.
  • a multilayer steel plate having a micro Vickers hardness of 1.05 times or more can be obtained.
  • each material of the hard layer and inner layer used for pasting is preferably 0.1 mm or more. If it is less than 0.1 mm, the residual stress introduced into the material in the polishing step after pickling may cause warping and gaps when the material is introduced into the heating furnace, and the hard layer and the inner layer may not be joined with sufficient strength. is there. For this reason, each plate thickness is preferably 0.1 mm or more. On the other hand, there is no upper limit to the thickness of the material, and even if it is 100 mm or more, there is no technical problem from the viewpoint of joining, except that the material weight increases and the work difficulty increases.
  • the polishing process it is preferable to use a # 50 to # 1000 grindstone or abrasive paper. If it is less than # 50, the surface roughness of each material is low, and due to insufficient contact between the hard layer and the inner layer during diffusion heat treatment, sufficient bonding strength may not be obtained after heat treatment. For this reason, the lower limit of the count of the grindstone or polishing paper used for polishing is preferably # 50.
  • the upper limit of the count used for polishing is preferably # 1000. More preferably, it is # 80 to # 600.
  • the temperature of the heating furnace is preferably 800 ° C. or higher and 1300 ° C. or lower.
  • the lower limit of the heating temperature is preferably 800 ° C. or more.
  • the upper limit of the heating temperature is preferably 1300 ° C. or less. More preferably, it is 850 degreeC or more and 1200 degrees C or less.
  • the holding time in the heating furnace is preferably 15 minutes or more and 300 minutes or less. If the holding time is less than 15 minutes, sufficient bonding strength cannot be obtained between the hard layer and the inner layer, so the lower limit is preferably 15 minutes or more. On the other hand, if the holding time exceeds 300 minutes, an oxide is generated between the hard layer and the inner layer and the bonding strength is lowered. Therefore, the upper limit of the holding time is preferably 300 minutes or less. More preferably, it is 30 minutes or more and 180 minutes or less.
  • the surface pressure applied to the material at the stage of insertion and holding in the heating furnace is preferably 10 MPa or more. If the surface pressure is less than 10 MPa, sufficient bonding strength cannot be obtained, so the lower limit of the surface pressure is preferably 10 MPa or more.
  • the surface pressure is preferably as high as possible. For example, a surface pressure of about 200 MPa may be applied.
  • heat treatment may be further performed.
  • heating is performed at 800 to 1000 ° C., holding for 1 to 60 minutes, and then cooling.
  • cooling water cooling, oil cooling, and air cooling can be used, for example.
  • the faster the cooling rate in this heat treatment the higher the hardness of both the hard layer and inner layer, so depending on the hardness of the steel plate of the material used for the hard layer and inner layer and the hardness of the multilayer steel plate to be finally obtained
  • the cooling rate can be set as appropriate.
  • the production method of the multilayer slab is not particularly limited, and for example, either a continuous casting method or a slab welding method may be used.
  • a continuous casting method a casting machine having two tundishes is used to manufacture an inner layer-side cast body located in the center first, and then the second tank so as to cover the inner layer-side cast body.
  • a molten steel having a component different from the inner layer side corresponding to the hard layer is poured from the dish and continuously solidified to obtain a slab in a multilayer state.
  • the slab welding method a bonded surface of a slab cast to a predetermined composition or a rough rolled material manufactured from the slab is polished with a machine scarf or the like, and then washed with an acid and alcohol to cause oxides and contamination.
  • the thing from which the object has been removed is laminated. Furthermore, the upper and lower surfaces of the laminated slab are sandwiched between high-temperature slabs that have just been cast to promote diffusion bonding by heat transfer from the high-temperature slabs.
  • a multilayer steel strip is produced by a normal hot rolling process using a multilayer slab made by the above-described manufacturing method.
  • the heating temperature of the slab is 1100 ° C or higher and 1300 ° C or lower.
  • the heating temperature exceeds 1300 ° C. or the heating time exceeds 300 minutes, the oxidation proceeds remarkably between the hard layer and the inner layer, and the hard layer and the inner layer easily peel off. It causes a decrease in inter-moldability.
  • the upper limit of the heating temperature is preferably 1300 ° C. or less, and the upper limit of the soaking time is preferably 300 minutes or less.
  • the heating temperature is 1250 ° C. or less, and the soaking time is 270 minutes or less.
  • the slab is heated in the range of 1100 to 1300 ° C. for 1 to 300 minutes.
  • Finish hot rolling is finished at 650 ° C or more and 950 ° C or less. If the finish hot rolling temperature is less than 650 ° C., the rolling load is remarkably increased due to an increase in the deformation resistance of the steel material, and the roll wear amount is further increased, resulting in a decrease in productivity. For this reason, a minimum is made into 650 degreeC or more. Further, when the finish hot rolling temperature exceeds 950 ° C., wrinkles due to the thick scale generated in the run-out table through the plate are generated on the surface of the steel plate, causing deterioration of fatigue characteristics. Furthermore, since the structure becomes mixed with an increase in the finish rolling temperature, the hardness of the front and back layers of the multilayer steel strip varies greatly. For this reason, an upper limit shall be 950 degrees C or less. More preferably, it is 800 degreeC or more and 930 degreeC or less.
  • the cooling rate of the steel strip in the ROT after finish hot rolling is preferably 10 ° C./second or more and 100 ° C./second or less. If the cooling rate is less than 10 ° C./second, generation of a thick scale during cooling and generation of wrinkles due to the thick scale cannot be prevented, leading to a decrease in surface aesthetics. For this reason, it is preferable to make a minimum into 10 degrees C / sec or more. Further, when the steel strip is cooled at a cooling rate exceeding 100 ° C./second from the surface to the inside of the steel plate, the outermost layer portion is excessively cooled and a low-temperature transformation structure such as bainite and martensite is generated.
  • an upper limit shall be 100 degrees C / sec or less.
  • the cooling rate defined above is determined at each water injection section from the time when the steel strip after finish hot rolling passes through the non-water injection section to receive water cooling in the water injection section to the time when it is cooled on the ROT to the winding target temperature.
  • the winding temperature is 50 ° C or higher and 700 ° C or lower. If the winding temperature is less than 50 ° C., the transformation is almost completed before winding, leaving a large residual stress in the thickness direction. Due to this residual stress, the cold formability is remarkably lowered, and in the case of cold rolling, the plate shape is deteriorated, so the lower limit of the coiling temperature is 50 ° C. or more. On the other hand, when the coiling temperature exceeds 700 ° C., a predetermined strength cannot be secured in the hard layer and the inner layer after hot rolling, and a large amount of carbide is generated in the inner layer portion, thereby causing a decrease in cold formability. For this reason, the upper limit of coiling temperature shall be 700 degrees C or less. More preferably, it is 100 degreeC or more and 680 degreeC or less.
  • the form of the present invention cannot be obtained by conventional carburizing, nitriding, soft nitriding, high-frequency surface quenching or the like as the conventional surface layer modification treatment. This is because heat treatment technologies such as carburizing, nitriding, and soft nitriding allow excessive carbon and nitrogen to penetrate into the surface layer, resulting in a decrease in cold formability, and in techniques such as high-frequency surface quenching. This is because the carbide remains in the center of the plate thickness, so that the cold formability is lowered.
  • a cold-rolled steel strip having both cold formability and fatigue characteristics is obtained. It may be manufactured.
  • the type of acid used for pickling is not particularly specified.
  • the purpose of pickling is to remove oxide scale formed on the surface of the steel strip after hot rolling, and it may be hydrochloric acid pickling or sulfuric acid pickling.
  • the underlying technology of the present invention is not limited. No effect.
  • the rolling reduction of cold rolling is preferably 20% or more and 80% or less. If the rolling reduction is less than 20%, the load applied at each stand of the tandem rolling mill becomes small, so that it is difficult to grasp and control the plate shape, resulting in a decrease in productivity. In addition, when the rolling reduction exceeds 80%, the load applied to each stand increases remarkably, and accordingly, the Hertz stress generated in the roll increases excessively, leading to a decrease in roll life and a decrease in productivity. cause. For this reason, the rolling reduction is preferably 20% or more and 80% or less. More preferably, it is 25% or more and 70% or less.
  • the hot rolled steel strip may be annealed before being subjected to cold rolling.
  • the purpose of hot-rolled sheet annealing is after cold-rolled sheet annealing by softening the steel strip before cold rolling, ensuring productivity in cold rolling, and controlling the structure ratio at the stage after hot-rolled sheet annealing.
  • the hot-rolled sheet annealing step may be either box annealing (BAF) or a normal continuous annealing method (C-CAL).
  • the heating rate and cooling rate in box annealing are preferably 5 ° C./hr or more and 80 ° C./hr.
  • the heating rate is less than 5 ° C./hr, the time required for the hot-rolled sheet annealing process increases, leading to a decrease in productivity.
  • the heating rate exceeds 80 ° C./hr, the temperature difference between the inner peripheral side and the outer peripheral side of the steel strip wound in a coil shape increases, and the steel strip slips due to the difference in thermal expansion due to this difference. This causes wrinkles on the surface of the steel strip. This wrinkle leads to a decrease in fatigue properties in addition to a decrease in the surface appearance of the product.
  • the heating rate is preferably 5 ° C./hr or more and 80 ° C./hr or less. More preferably, it is 10 ° C./second or more and 60 ° C./second or less.
  • the annealing temperature in the box annealing is preferably 450 ° C. or higher and 720 ° C. or lower, and the holding time is preferably 3 hr or longer and 100 hr or shorter. If the annealing temperature is less than 450 ° C. or the holding time is less than 3 hours, the steel strip is not sufficiently softened, and it is not effective in improving the productivity in cold rolling. On the other hand, when the annealing temperature exceeds 720 ° C., austenite is generated during annealing, which causes generation of wrinkles on the steel strip due to thermal expansion change. Furthermore, when the holding time exceeds 100 hours, the surface of the steel strip adheres and seizure occurs, so that the surface aesthetics deteriorate. For this reason, the annealing temperature in box annealing is preferably 450 ° C. or higher and 720 ° C. or lower, and the holding time is preferably 3 hr or longer and 100 hr or shorter.
  • the heating rate and cooling rate in continuous annealing are preferably 5 ° C./second or more. When the heating rate is less than 5 ° C./second, the productivity is lowered. On the other hand, there is no upper limit to the heating rate and the cooling rate, and it may exceed 80 ° C./second. More preferably, it is 10 ° C./second or more.
  • the annealing temperature in continuous annealing is preferably 650 ° C. or more and 900 ° C. or less, and the holding time is preferably 20 seconds or more and 300 seconds or less. If the annealing temperature is less than 650 ° C. or the holding time is less than 20 seconds, the continuous annealing method does not sufficiently soften the steel strip and is ineffective in improving the productivity in cold rolling. On the other hand, when the annealing temperature exceeds 900 ° C., the strength of the steel strip is remarkably lowered, causing plate breakage in the furnace and causing a reduction in productivity. Furthermore, if the holding time exceeds 300 seconds, impurities in the furnace come to adhere to the surface of the steel strip, and the surface aesthetics deteriorate.
  • the annealing temperature in continuous annealing is preferably 650 ° C. or higher and 900 ° C. or lower, and the holding time is preferably 20 seconds or longer and 300 seconds or shorter.
  • a more preferable annealing temperature is 680 ° C. or more and 850 ° C. or less, and a holding time is 30 seconds or more and 240 seconds or less.
  • Cold rolled sheet annealing The purpose of cold-rolled sheet annealing is to recover the cold formability of the steel strip lost by cold rolling, and by optimizing the ratio of each structure of ferrite, pearlite, bainite, martensite, and retained austenite, To obtain excellent fatigue properties and cold formability.
  • the cold-rolled sheet annealing step may be either a normal continuous annealing method (C-CAL) or a reheat type continuous annealing method (R-CAL).
  • the characteristics of the manufacturing method in the heating and holding / cooling steps in the normal continuous annealing method in cold rolled sheet annealing are as described for continuous annealing in the hot rolled sheet annealing process.
  • the temperature in the overaging zone in normal continuous annealing is preferably 300 ° C. or more and 500 ° C. or less, and the holding time is preferably 50 seconds or more and 500 seconds or less.
  • austenite generated in the heating stage is transformed into bainite or martensite, and by controlling the amount and form of retained austenite appropriately, excellent fatigue properties and cold formability can be obtained.
  • the aging temperature is less than 300 ° C. and the holding time is less than 50 seconds, the amount of transformation of bainite is insufficient, and when the aging temperature is 500 ° C. or more and the holding time is less than 500 seconds, the amount of retained austenite is remarkable. Therefore, fatigue characteristics and cold formability are not compatible.
  • the temperature in the overaging zone in normal continuous annealing is preferably 300 ° C. or more and 500 ° C. or less, and the holding time is preferably 50 seconds or more and 500 seconds or less.
  • a more preferable temperature is 450 ° C. or lower, and a holding time is 90 seconds or longer and 300 seconds or shorter.
  • the heating rate and cooling rate in reheat type continuous annealing are preferably 5 ° C./second or more. When the heating rate is less than 5 ° C./second, the productivity is lowered. On the other hand, there is no upper limit to the heating rate and the cooling rate, and it may exceed 80 ° C./second. More preferably, it is 10 ° C./second or more.
  • the annealing temperature is preferably 700 ° C. or higher and 900 ° C. or lower, and the holding time is preferably 20 seconds or longer and 300 seconds or shorter. If the annealing temperature is less than 700 ° C. or the holding time is less than 20 seconds, the amount of austenite that transforms during continuous annealing is not sufficient, and the desired structure ratio cannot be controlled in the subsequent quench distribution process. On the other hand, when the annealing temperature exceeds 900 ° C., the strength of the steel strip is remarkably lowered, causing plate breakage in the furnace and causing a reduction in productivity.
  • the annealing temperature in continuous annealing is preferably 700 ° C. or higher and 900 ° C. or lower, and the holding time is preferably 20 seconds or longer and 300 seconds or shorter.
  • a more preferable annealing temperature is 720 ° C. or higher and 850 ° C. or lower, and a holding time is 30 seconds or longer and 240 seconds or shorter.
  • the cooling stop temperature in the reheat type continuous annealing is preferably 100 ° C. or higher and 340 ° C. or lower, and the holding time is preferably 5 seconds or longer and 60 seconds or shorter.
  • the cooling stop temperature is less than 100 ° C., the amount of transformation to martensite becomes excessive, and the ductility and cold formability of the steel material are impaired.
  • the lower limit of the cooling stop temperature is preferably 100 ° C. or higher.
  • the cooling stop temperature exceeds 340 ° C. or the holding time is less than 5 seconds, only a small amount of martensite can be obtained, and it becomes difficult to increase the strength of the steel.
  • the upper limit of the cooling stop temperature is preferably 340 ° C. or less, and the lower limit of the holding time is preferably 5 seconds or more. Further, even if the holding time is longer than 60 seconds, no significant change occurs systematically, so the upper limit of the holding time is preferably 60 seconds.
  • a more preferable temperature is 150 ° C. or more and 320 ° C. or less, and a holding time is 6 seconds or more and 50 seconds or less.
  • the temperature in the overaging zone in reheat type continuous annealing is preferably 350 ° C. or higher and 480 ° C. or lower, and the holding time is preferably 50 seconds or longer and 500 seconds or shorter.
  • the transformation of the remaining austenite to bainite is promoted with some martensite generated at the time of cooling stop as the core, and the amount and form of retained austenite are appropriately controlled, thereby improving the excellent fatigue characteristics and cooling. Interformability can be obtained.
  • the aging temperature is less than 350 ° C. and the holding time is less than 50 ° C., the amount of transformation of bainite is insufficient, and when the aging temperature is 480 ° C.
  • the temperature in the overaging zone in the reheat type continuous annealing is preferably 350 ° C. or higher and 480 ° C. or lower, and the holding time is preferably 50 seconds or longer and 500 seconds or shorter.
  • a more preferable temperature is 380 ° C. or more and 460 ° C. or less, and a holding time is 60 seconds or more and 400 seconds or less.
  • a coating layer selected from the group consisting of zinc, aluminum, magnesium and alloys thereof may be formed on both surfaces of the steel plate.
  • the form of the present invention cannot be obtained by conventional carburizing, nitriding, soft nitriding, high-frequency surface quenching or the like as the conventional surface layer modification treatment. This is because heat treatment techniques such as carburizing, nitriding, and soft nitriding infiltrate excessive carbon and nitrogen into the surface layer unevenly, increasing the hardness of the hard layer and reducing cold formability. is there. Further, in techniques such as high-frequency surface quenching, carbide remains in the center of the plate thickness, and the volume fraction of carbide contained in the inner layer increases, so that cold formability is reduced.
  • the steel material manufactured by the diffusion heat treatment method using the blank sheet of the above-mentioned thin steel plate, or the hot-rolled steel strip and cold-rolled annealed steel strip manufactured from the multi-layer slab are used as raw materials, and the parts are formed by hot forming methods such as hot stamping. Even if it manufactures, the effect of the present invention is acquired similarly.
  • a hard layer having an average micro Vickers hardness of 240 HV or more and less than 400 HV is formed on one or both surfaces of the steel sheet, and the C and N amounts of the hard layer are controlled to appropriate values.
  • the average micro Vickers hardness of the inner layer is set to 80 HV or more and less than 400 HV, the volume fraction of carbide contained in the inner layer is controlled to less than 2.00%, and the average micro Vickers hardness of the hard layer is set to the average micro Vickers hardness of the inner layer.
  • the level of the example is an example of the execution condition adopted to confirm the feasibility and effect of the present invention, and the present invention is not limited to this one condition example.
  • the present invention can adopt various conditions as long as the object of the present invention is achieved without departing from the gist of the present invention.
  • Example 1 For steel sheets that are pickled on the front and back surfaces of hot-rolled steel sheets with a thickness of 2 mm having the components A to F shown in Table 1-1 and a hard layer is attached to the front and back layers, the thickness of the front and back layers is 0.8 mm by cutting. After finishing the inner layer to a thickness of 0.4 mm, the affixed surface was polished with # 180 abrasive paper, and the dirt was removed by ultrasonic cleaning. In addition, the steel sheet with the hard layer only applied to the surface layer was finished by cutting so that the surface layer thickness was 0.8 mm and the inner layer thickness was 1.2 mm, and the above polishing and cleaning were performed.
  • Example No. The combinations shown in 1 to 30 were overlapped, inserted into a heating furnace at 1000 ° C. under a load of 0.2 MPa, and taken out after holding for 120 minutes. Once the sample was cooled to room temperature, the load applied to the sample was removed. Subsequently, the sample was inserted into a heating furnace at 900 ° C., held for 20 minutes, and then subjected to each cooling treatment.
  • Example No. Nos. 1 to 6 were quenched in oil at 60 ° C.
  • Nos. 7 to 12 were water-cooled. 13 to 24 were air-cooled.
  • Example No. Nos. 27 to 30 were subjected to high-frequency surface quenching, nitriding, carburizing (carbon potential: 0.37%), and shot peening treatments to produce comparative samples with increased surface hardness. Subsequently, the hardness, structure, fatigue characteristics, and cold formability of each sample were evaluated by the method described above.
  • Table 2 shows the evaluation results for each sample.
  • “table” indicates the hard layer on the front surface
  • “back” indicates the hard layer on the back surface
  • “inner” indicates the inner layer
  • Vcem indicates the volume fraction of carbide
  • TS indicates the tensile strength (the same applies hereinafter).
  • Invention Example No. 5, 8, 12, 13, 15, 17 to 19, 21, 23, 24 all have an average micro Vickers hardness of the hard layer of 240 HV or more and less than 400 HV, and the C amount of the hard layer is 0.4%.
  • N content is less than 0.02%
  • the average Vickers hardness of the inner layer is 80 HV or more and 400 HV or less
  • the volume fraction of carbide contained in the inner layer is less than 2%
  • the hardness of the hard layer and the inner layer The ratio was 1.05 times or more, and it was shown that the fatigue characteristics and the cold workability were excellent.
  • the comparative example No. Nos. 1, 7, 16, and 22 had a surface layer hardness of less than 240 HV, and fatigue characteristics were degraded.
  • Example 2 Subsequently, in order to investigate the influence of the thickness of the hard layer, Invention Example No. Sample No. 2 having a plate thickness of 2 mm in which the thickness ratio of the hard layer was changed according to the procedure described above by controlling the plate thickness of the hard layer and the inner layer by cold rolling in advance based on the combination of No. 23. 31 to 47 were produced.
  • Table 3 shows the evaluation results for each sample.
  • Invention Example No. Nos. 34 to 46 all show that the hard layer has a thickness of 20 ⁇ m or more and 40% or less of the total thickness, and is excellent in fatigue characteristics and cold workability.
  • the comparative example No. in Nos. 31 to 33 the thickness of the hard layer was less than 20 ⁇ m, and the fatigue characteristics were deteriorated. Moreover, No. of the comparative example. In No. 47, the thickness of the hard layer exceeded 40%, and the cold formability deteriorated.
  • the relationship between the thickness of the hard layer and the fatigue limit ratio for each of the inventive examples and comparative examples in Table 3 is shown in FIG.
  • Example 3 Subsequently, in order to investigate the influence of the components, a sample having a thickness of 1.2 mm having a composition of D, E, and F shown in Table 1-1 was fixed to the inner layer, and a thickness of 0.4 mm having a composition of j to aj was used. The sample was combined with the hard layer, and the influence of the components was investigated (Example Nos. 48 to 92). Further, a sample having a composition of a, b and c in Table 1-2 is fixed to a hard layer having a thickness of 0.4 mm, and a sample having a thickness of 1.2 mm having a composition of G to AJ is combined with the inner layer, The influence of the components was evaluated (Example Nos.
  • the plate thickness is adjusted by cutting according to the procedure described above, subjected to polishing and washing, subjected to diffusion heat treatment, and then inserted into a furnace heated to 900 ° C. The sample was taken out after being held for minutes, pressed with a flat plate mold, and cooled to room temperature.
  • Table 4-1 and Table 4-2 show the evaluation results of each sample.
  • Invention Example No. 49, 53, 55 to 57, 73 to 96, 98 to 102, 104 to 107, 109 to 113, 119, 132, 133, 137, and 138 all have an average micro Vickers hardness of 240 HV or more and 400 HV.
  • the hard layer has an amount of C of less than 0.4% and an amount of N of less than 0.02%, and the average Vickers hardness of the inner layer is 80 HV or more and 400 HV or less, and the volume fraction of carbides contained in the inner layer is It was less than 2%, the hardness ratio of the hard layer to the inner layer was 1.05 or more, and it was shown that the fatigue characteristics and the cold workability were excellent.
  • Example 4 Furthermore, in order to investigate the influence of manufacturing conditions by hot rolling, a, b, c, d, g, j, k, l in Table 1-2 in which excellent characteristics were recognized in the hard layer; m, n, o, p, q, and s are arranged as front and back layers, and A, B, C, D, E, F, G, H, I, J, M, N, and Table 1-1 in which excellent characteristics are recognized in the inner layer An ingot laminated material in which O, P, and Q were combined in the inner layer was produced, held in a furnace heated to 1000 ° C. with a surface pressure of 0.1 MPa, and subjected to diffusion heat treatment. In addition, the thickness ratio of the front and back layers in the laminated material of the ingot was adjusted to 40%, and the thickness ratio of the inner layer was adjusted to 20%.
  • each sample having a thickness of 2.4 mm was prepared under the hot rolling conditions shown in Tables 5-1, 5-2, and pickled, and then subjected to various evaluation tests.
  • the holding times in Tables 5-1 and 5-2 indicate the time when the heating temperature was in the range of 1100 to 1300 ° C.
  • Tables 5-1 and 5-2 show the evaluation results for each sample.
  • Invention Example No. 142, 144, 146 to 150, 152 to 156, 158 to 161, 163 to 174, and 176 to 190 all have an average micro Vickers hardness of the hard layer of 240 HV or more and less than 400 HV, and the C amount of the hard layer is Less than 0.4%, N amount is less than 0.02%, the average Vickers hardness of the inner layer is 80 HV or more and 400 HV or less, the volume fraction of carbides contained in the inner layer is less than 2%, the hard layer and the inner layer The hardness ratio was 1.05 or more, indicating excellent fatigue characteristics and cold workability.
  • the heating time of hot rolling was long, and an oxide layer was formed between the hard layer and the inner layer, and interface separation between the hard layer and the inner layer occurred in fatigue tests and evaluation of cold formability.
  • Comparative Example No. Nos. 157 and 175 had a high hot rolling finishing temperature, a thick scale was formed on the surface of the steel strip, and the surface roughness was lowered, so that the fatigue characteristics were lowered.
  • Comparative Example No. No. 143 had a low finishing temperature for hot rolling, the hard layer became hard, and the ratio of the hardness of the hard layer to the inner layer was not appropriate.
  • Comparative Example No. In No. 145 the hot rolling coiling temperature was high, the hardness of the hard layer was lowered, and the hardness of the inner layer was lowered.
  • Table 6 shows the evaluation results for each sample. Regardless of the conditions of “cold rolling-annealing”, No. Nos. 191 to 211 have an average micro Vickers hardness of 240 HV or more and less than 400 HV, the hard layer has a C content of less than 0.4%, an N content of less than 0.02%, The average Vickers hardness is 80HV or more and 400HV or less, the volume fraction of carbide contained in the inner layer is less than 2%, the ratio of the hardness of the hard layer to the inner layer is 1.05 or more, fatigue characteristics and cold workability It was shown to be excellent.

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Abstract

低コストで、冷間成形性を低下させずに疲労特性を改善した鋼板であって、内層と、上記内層の一方又は両方の面に硬質層とを備え、硬質層の厚みが２０μｍ以上、かつ、上記鋼板の板厚の４０％以下、硬質層の平均マイクロビッカース硬さが２４０ＨＶ以上、４００ＨＶ未満、硬質層のＣ量が０．４質量％以下、Ｎ量が０．０２質量％以下、硬質層の表面から１０μｍの深さにおけるナノインデンターにより測定した硬さのばらつきが標準偏差で２．０以下、内層の平均マイクロビッカース硬さが８０ＨＶ以上、４００ＨＶ未満、内層に含まれる炭化物の体積率が２．００％未満、硬質層の平均マイクロビッカース硬さが上記内層の平均マイクロビッカース硬さの１．０５倍以上であることを特徴とする。

Description

鋼板及びその製造方法
　本発明は、鋼板及びその製造方法に関し、特に、自動車の足回り部品を主な用途とする、鋼板及びその製造方法に関するものである。
　近年、自動車の燃費向上が望まれており、それに向け自動車の軽量化が求められている。自動車の軽量化のためには、自動車用鋼板の板厚を低減が有効となる。しかしながら、その場合、鋼板の疲労強度を改善することが課題となる。鋼板の板厚を低減した場合、鋼材に加わる応力は増加し、疲労寿命は劣化する。そのため、より疲労寿命の高い鋼板が求められる。
　一方、自動車用部品は多くの場合、プレス成形やロール成形等により部品形状に加工された後用いられるため、優れた冷間成形性が必要とされる。疲労特性の改善には鋼板の高強度化が有効であるが、鋼板の高強度化は一般に冷間成形性の低下を伴い、いかに冷間成形性を低下させずに疲労特性を改善させるかが課題となる。
　鋼部材の疲労特性を改善する技術については、多くの提案がなされている。
　特許文献１は、コスト増加を招くことなく、また全伸びの劣化を招くことなく、疲労強度を改善した高強度熱延鋼板に関し、質量％で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％以下を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物の組成からなり、鋼板の表裏面から板厚の少なくとも１０％に相当する厚みの領域のミクロ組織がフェライトとベイナイトの複合組織、またはベイナイト単相組織からなり、板厚中心部の板厚の少なくとも５０％に相当する厚みの領域のミクロ組織がフェライトとパーライトの複合組織からなり、前記表裏面から板厚の少なくとも１０％に相当する厚みの領域の硬さが前記板厚中心部の板厚の少なくとも５０％に相当する厚みの領域の平均硬さの１．１０倍以上であることを特徴とする疲労特性に優れた高強度熱延鋼板を開示している。
　特許文献２は、歯元曲げ疲労強度が高く、かつ面圧疲労特性に優れた高強度歯車等の素材に好適な浸炭用鋼に関し、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％およびＯ：０．００１５％以下を、下記式（１）、（２）および（３）を満足する範囲で含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物の組成であり、さらに鋼組織におけるフェライトとパーライトとの合計の組織分率が８５％以上であり、かつフェライトの平均粒径が２５μｍ以下である浸炭用鋼を開示している。
　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）
特開２０１５－６３７３７号公報 特開２０１３－８２９８８号公報
　熱処理により鋼の材質を変化させる技術は、冷却時に鋼部品の寸法及び形状が変化するという解決すべき課題がある。たとえば、変化した部材の形状を曲げによって矯正しようとすると、表層にひずみが付与されるため、疲労特性が低下する。さらに、浸炭、窒化、高周波焼入れの熱処理は生産性が低く、生産コストが飛躍的増加するため、アーム類、リンク類などへの適用は困難である。
　本発明は上記の事情に鑑み、低コストで、冷間成形性を低下させずに疲労特性を改善した鋼板を提供することを課題とする。
　本発明者らは、上記課題を解決する手法について鋭意研究した。その結果、鋼板の一方又は両方の面に、平均マイクロビッカース硬さが２４０ＨＶ以上かつ４００ＨＶ未満で、表面から１０μｍの深さにおける硬さのばらつきが標準偏差で２．０以下である硬質層を形成させ、さらに、硬質層のＣ及びＮ量を適正値に制御するとともに、内層の平均マイクロビッカース硬さを８０ＨＶ以上かつ４００ＨＶ未満とし、内層に含まれる炭化物の体積率を２．００％未満に制御し、硬質層の平均マイクロビッカース硬さを内層の平均マイクロビッカース硬さの１．０５倍以上とすることにより、疲労特性と冷間加工性を高いレベルで両立することを知見した。
　また、これを満足する鋼板の製造方法は、単に熱延条件や焼鈍条件などを単一にて工夫しても製造困難であり、熱延・焼鈍工程などのいわゆる一貫工程にて最適化を達成することでしか製造できないことも、種々の研究を積み重ねることで知見し、本発明を完成した。
　本発明の要旨は、次のとおりである。
　（１）内層と、上記内層の一方又は両方の面に硬質層とを備える鋼板であって、上記硬質層の厚みが２０μｍ以上、かつ、上記鋼板の板厚の４０％以下であり、上記硬質層の平均マイクロビッカース硬さが２４０ＨＶ以上、４００ＨＶ未満であり、上記硬質層のＣ量が０．４質量％以下、Ｎ量が０．０２質量％以下であり、上記硬質層の表面から１０μｍの深さにおける硬さのばらつきが標準偏差で２．０以下であり、上記内層の平均マイクロビッカース硬さが８０ＨＶ以上、４００ＨＶ未満であり、上記内層に含まれる炭化物の体積率が２．００％未満であり、上記硬質層の平均マイクロビッカース硬さが上記内層の平均マイクロビッカース硬さの１．０５倍以上であることを特徴とする鋼板。
　（２）前記硬質層は、質量％で、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％、及びＣｅ：０～０．０５０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物であり、前記内層は、質量％で、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％、及びＣｅ：０～０．０５０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物であることを特徴とする請求項１に記載の鋼板。
　本発明によれば、鋼板の一方又は両方の面に、平均マイクロビッカース硬さが２４０ＨＶ以上かつ４００ＨＶ未満で、表面から１０μｍの深さにおける硬さのばらつきが標準偏差で２．０以下である硬質層を形成させ、さらに、硬質層のＣ及びＮ量を適正値に制御するとともに、内層の平均マイクロビッカース硬さを８０ＨＶ以上かつ４００ＨＶ未満とし、内層に含まれる炭化物の体積率を２．００％未満に制御し、硬質層の平均マイクロビッカース硬さを内層の平均マイクロビッカース硬さの１．０５倍以上とすることにより、疲労特性に優れる冷間成形用の鋼板及びその製造方法を提供できる。
硬質層の厚みと疲労限度比の関係を示す図である。
　以下、本発明を詳細に説明する。
　まず、硬質層及び内部層の厚み、成分、平均マイクロビッカース硬さ、及び硬質層のナノ硬さの標準偏差を限定した理由を説明する。ここで成分についての「％」は質量％を意味する。
　内層の一方又は両方の面に存在する各硬質層の厚みを、片面あたり２０μｍ以上、全板厚の４０％以下とする。各硬質層の厚みが２０μｍ未満の場合、硬質層の厚みが薄く、応力を繰り返し受けた場合に、硬質層の剥離を招き、優れた疲労特性が得られなくなる。このため、各硬質層の厚みは、２０μｍ以上とする。また、各硬質層の厚みが全板厚の４０％を超える場合、つまりは、冷間成形時に硬質層にかかる応力が増大し、複層化による冷間成形性向上のメリットを得られなくなる。このため、各硬質層の厚みは全板厚の４０％以下とする。より好ましくは、各硬質層の厚みは、３０μｍ以上、３０％以下である。
　硬質層と内層の厚みは、光学顕微鏡にて測定する。測定の対象とするサンプルを直径３０ｍｍの円筒状のエポキシ樹脂中に埋め込み、＃８０～１０００の研磨紙を用いて湿式研磨により粗研磨を行い、続いて、３μｍ及び１μｍの平均粒径を有するダイヤモンド砥粒を用いて鏡面状に仕上げ研磨を行う。なお、１μｍのダイヤモンド粒子での研磨は、１Ｎ～１０Ｎの荷重を加え、３０～１２０ｍｐｍの速度で回転する研磨台の上で、３０～６００秒保持する条件にて実施する。
　硬質層と内層では、硬さの差があるため、上記の１μｍのダイヤモンド粒子での研磨において、研磨量に差が生じる。これにより、硬質層と内層の境界に僅かな段差が生じるようになり、光学顕微鏡を用いた観察により、硬質層と内層の境界、各層の板厚及び板厚に占める割合を求めることが可能となる。なお、仕上げ研磨により設けられた段差が微小な場合は、光学顕微鏡の微分干渉による観察が好ましい。
　各硬質層の平均マイクロビッカース硬さを２４０ＨＶ以上、４００ＨＶ未満とする。平均マイクロビッカース硬さが２４０ＨＶ未満の場合、硬質層の硬さが低く、優れた疲労特性が得られなくなる。このため、硬質層の平均マイクロビッカース硬さを２４０ＨＶ以上とする。一方、各硬質層の平均マイクロビッカース硬さが４００ＨＶ以上になると、硬質層が過度に高強度であるため、冷間成形性が著しく劣化する。このため、各硬質層の平均マイクロビッカース硬さを４００ＨＶ未満とする。より好ましくは、２５５ＨＶ以上である。
　各硬質層に含まれるＣ量を０．４％以下、及びＮ量を０．０２％以下とする。Ｃ及びＮは冷間成形時における鋼中の交差すべりを顕著に抑制する元素である。交差すべりは、歪を与えた際に鋼中に導入される転位の蓄積・集積を抑える効果を持つ。Ｃ量が０．４％又はＮ量が０．０２％を超えると、交差すべりが著しく抑えられ、冷間成形時に転位の過度な蓄積・集積を招く。この結果、低歪の領域でボイドが生成し、これらのボイドが連結して巨視的な破壊に至るため、冷間成形性は劣化する。このため、各硬質層に含まれるＣ量を０．４％以下又はＮ量を０．０２％以下とする。より好ましくは、Ｃ量を０．３８％以下又はＮ量を０．０１８％以下とする。
　内層の平均マイクロビッカース硬さは８０ＨＶ以上、４００ＨＶ未満とする。平均マイクロビッカース硬さが８０ＨＶ未満の場合、硬質層との硬さの差が大きくなることから、冷間成形時に内層側に歪が過度に偏るようになり、硬質層／内層界面での亀裂の発生や、冷間成形後の製品の形状不良を招く。このため、内層の平均マイクロビッカース硬さは８０ＨＶ以上とする。また、平均マイクロビッカース硬さが４００ＨＶ以上の場合、硬質層と内層の硬さの差が小さくなることから、冷間成形時の硬質層への歪集中を緩和していた効果が無くなり、冷間成形性は劣化する。このため、内層の平均マイクロビッカース硬さは４００ＨＶ未満とする。より好ましくは、９０ＨＶ以上、３８０ＨＶ未満である。
　内層の炭化物の体積率は２．００％未満とする。炭化物は、冷間成形時の割れ又はボイドの生成サイトとなり、２．００％以上になると、割れ又はボイドの連結が促されて、巨視的な破壊を促す。このため、内層の炭化物の体積率の上限を２．００％未満とする。より好ましくは１．９０％未満である。なお、炭化物とは鉄と炭素の化合物であるセメンタイト（Ｆｅ３Ｃ）に加え、セメンタイト中のＦｅ原子をＭｎ、Ｃｒ等の合金元素で置換した化合物、合金炭化物（Ｍ２３Ｃ６、Ｍ６Ｃ、ＭＣ。なお、ＭはＦｅ及びその他に合金として添加した金属元素）である。
　各硬質層の平均マイクロビッカース硬さは、内層の平均マイクロビッカース硬さの１．０５倍以上とする。鋼板の疲労強度は硬質層の硬さと内層の硬さの比を制御することによって改善でき、各硬質層の平均マイクロビッカース硬さは、内層の平均マイクロビッカース硬さの１．０５倍以上とすることによって、疲労限度比（＝疲労強度／引張強度）を０．５０以上とすることができる。より好ましくは、少なくとも片面が１．０８倍以上である。
　各硬質層のナノ硬さの標準偏差は２．０以下とする。これは、硬質層のナノ硬さのばらつきを抑制することにより、冷間成形性が顕著に向上するためである。標準偏差が２．０を超えると、例えば、冷間ロール成形時に割れが発生する場合がある。その観点から、標準偏差は２．０とし、１．６以下が好ましい。標準偏差の下限は指定しないが、０．２以下に抑えることは技術的に困難である。
　硬質層の板厚方向のナノ硬さのばらつきは冷間成形性に影響を与えず、仮に、板厚方向に硬さの傾斜を有していたとしても、本発明の効果を阻害しない。なお、板厚方向に対し垂直で圧延方向に対し平行な線上におけるナノ硬さのばらつきが大きい場合に、冷間成形性は低下する。
　本実施形態の鋼板は、上述した内層と硬質層を備えれば、特に成分は限定されない。以下、本実施形態の鋼板の硬質層と内層として好適な成分組成の例を挙げ、各元素について説明する。ここで成分についての「％」は質量％を意味する。
　はじめに硬質層の好適な成分について説明する。
　（Ｃ：０．０３～０．３５％）
　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部品の疲労特性を確保するためにはＣ量は０．０３％以上とするのが好ましく、０．１０％以上がより好ましい。Ｃ量が多くなると、冷間成形時に割れが発生しやすくなるため０．３５％以下とするのが好ましい。より好ましくは０．３０以下である。
　（Ｓｉ：０．０１～３．００％）
　Ｓｉは、脱酸剤として作用し、また、炭化物及び、熱処理後の残留オーステナイトの形態に影響を及ぼす元素である。疲労特性と冷間成形性の両立には、鋼部品中に存在する炭化物の体積率を低減し、さらに残留オーステナイトを活用して、高強度化を図ることが有効である。この効果を得るためには、０．０１％以上のＳｉを含有させることが好ましい。Ｓｉの含有量が多すぎると、鋼部品が脆化し、冷間成形性が低下することがあるため、３．００％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．１０％以上、２．５０％以下であり、さらに好ましくは、０．２０％以上、２．００％以下である。
　（Ｍｎ：０．７０～１０．００％）
　Ｍｎは、脱酸剤として作用し、また、鋼のパーライト変態の抑制に有効な元素である。オーステナイト域からの冷却過程において、パーライト変態を抑制し、マルテンサイトの組織比率を上昇させ、強度、疲労特性を確保するためには、Ｍｎ量を０．７０％以上とするのが好ましく、２．００％以上がより好ましい。Ｍｎ量が多すぎると、粗大なＭｎ酸化物が鋼中に存在するようになり、冷間成形時の破壊の起点となり、冷間成形性が劣化する。このため、Ｍｎ量は１０．００％以下とするのが好ましい。より好ましくは８．００％以下である。
　（Ｐ：０．０２００％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、フェライト粒界に強く偏析し粒界が脆化する。そのため、含有量は少ないほどよく、０でもよい。ただし、精錬工程において０．０００１％未満に高純度化するためには、精錬のために要する時間が多くなり、コストが大幅に増加するので、現実的な下限は０．０００１％であり、コスト面を考慮すると０．００１０％以上含有してもよい。Ｐ量が多くなると、粒界脆化により冷間成形性が低下するので、０．０２００％以下とするのが好ましい。より好ましくは０．０１９０％以下である。
　（Ｓ：０．０２００％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、鋼中でＭｎＳ等の非金属介在物を生成し、鋼材部品の硬さの増加と延性の低下を招く。また、鋼中に鋼と硬さの差が大きく異なる非金属介在物が生成されることにより、硬質層の表面付近の硬さのばらつきが大きくなる。そのため、含有量は少ないほどよく、０でもよい。ただし、精錬工程において０．０００１％未満に高純度化するためには、精錬のために要する時間が多くなり、コストが大幅に増加するので、現実的な下限は０．０００１％であり、コスト面を考慮すると０．００１０％以上含有してもよい。Ｓ量が多くなると、冷間成形時に非金属介在物を起点とした割れが発生し、更に硬さが増加するため、冷間成形性が低下するので、０．０２００％以下とするのが好ましい。より好ましくは０．０１９０％以下である。
　（Ａｌ：０．５００％以下）
　Ａｌは、鋼の脱酸剤として作用しフェライトを安定化し、硬さを増加する元素であり、必須元素ではなく必要に応じて添加される。添加効果をえるためには、含有量を０．００１％以上とするのが好ましく、０．０１０％以上とするのがより好ましい。Ａｌ量が多くなると、粗大なＡｌ酸化物が生成し、硬さの増加とともに冷間成形性の低下を引き起こし、また、鋼中に鋼と硬さの差が大きく異なる非金属介在物が生成されることにより、硬質層の表面付近の硬さのばらつきが大きくなるので、０．５００％以下とするのが好ましく、０．４５０％以下とするのがより好ましい。
　（Ｎ：０．０２００％以下）
　Ｎは、Ｃと同様に鋼の強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。必須元素ではなく、冷間成形性の確保の観点から、含有量は少ないほど好ましく、０であってもよい。ただし、０．０００１％未満に低減すると精錬コストが増加するので、現実的な下限は０．０００１％であり、０．００１０％以上含有してもよい。Ｎ量が多くなると、冷間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、冷間成形性は顕著に低下する。このため、Ｎ量は０．０２００％以下とするのが好ましい。より好ましくは０．０１５０％以下である。
　（Ｏ：０．０２００％以下）
　Ｏは、鋼中に酸化物を形成させ、硬さの増加を招く元素である。また、鋼中に鋼と硬さの差が大きく異なる非金属介在物が生成されることにより、硬質層の表面付近の硬さのばらつきが大きくなる。必須元素ではなく、フェライト粒内に存在する酸化物はボイドの生成サイトとなり、更に硬さの増加を招く組織因子となるので、Ｏ量は少ないほうが好ましく、０であってもよい。ただし、０．０００１％未満に低減すると、精錬コストが増加するので、現実的な下限は０．０００１％であり、０．０００５％以上含有してもよい。Ｏ量が多くなると、硬さの増加により冷間成形性が低下するので、０．０２００％以下とするのが好ましい。より好ましくは０．０１７０％以下である。
　以下の元素についても、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る。
　（Ｔｉ：０～０．５００％）
　Ｔｉは、炭化物の形態を制御し、多量の含有によりフェライトの強度を増加させる元素である。ただし、冷間成形性の確保の観点から、含有量は少ないほど好ましく、０であってもよい。Ｔｉ量を０．００１％未満に低減すると精錬コストが増加するので、現実的な下限は０．００１％であり、０．００５％以上含有してもよい。Ｔｉ量が多くなると、粗大なＴｉ酸化物又はＴｉＮが鋼中に存在するようになり、冷間成形性が低下するので、０．５００％以下とするのが好ましい。より好ましくは０．４５０％以下である。
　（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。添加による高強度化又は疲労特性の向上の効果を十分には得るためには、Ｂ量は０．０００１％以上とするのが好ましく、０．０００５％以上がより好ましい。Ｂ量が多くなると、鋼中に粗大なＢ酸化物の生成を招き、冷間成形時のボイドの発生起点となり、冷間成形性が劣化するので、０．０１００％以下とするのが好ましい。より好ましくは０．００５０％以下である。
　（Ｃｒ：０～２．０００％）
　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。添加の効果を得るためには、０．００１％以上の添加が好ましく、０．０１０％以上がより好ましい。Ｃｒ量が多くなると、中心偏析部に粗大なＣｒ炭化物を形成するようになり、冷間成形性が低下するため、２．０００％以下とするが好ましい。より好ましくは１．５００％以下である。
　（Ｍｏ：０～１．０００％）
　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。添加の効果を得るためには０．００１％以上の添加が好ましく、０．０１０％以上がより好ましい。Ｍｏ量が多くなると、粗大なＭｏ炭化物を形成し、冷間加工性が低下するため１．０００％以下とするのが好ましい。より好ましくは０．７００％以下である。
　（Ｎｂ：０～０．５００％）
　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靭性の向上にも効果的な元素である。添加の効果を得るためには、０．００１％以上の添加が好ましく、０．００２％以上がより好ましい。Ｎｂ量が多くなると、微細で硬質なＮｂ炭化物が多数析出し、鋼材の強度が上昇し、延性が顕著に劣化し、冷間加工性が低下するので、０．５００％以下とするのが好ましい。より好ましくは０．２００％以下である。
　（Ｖ：０～０．５００％）
　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靭性の向上にも効果的な元素である。その効果を得るためには、０．００１％以上の添加が好ましく、０．００２％以上がより好ましい。Ｖ量が多くなると、微細なＶ炭化物が多数析出し、鋼材の強度が上昇し、延性が低下し、冷間成形性が低下するので、０．５００％以下とするのが好ましい。より好ましくは０．４００％以下である。
　（Ｃｕ：０～０．５００％）
　Ｃｕは、鋼材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。強度増加の効果を有効に発揮するためには０．００１％以上の含有量が好ましく、０．００２％以上がより好ましい。Ｃｕ量が多くなると、赤熱脆性を招き熱延での生産性が低下するので、０．５００％以下とするのが好ましい。より好ましくは０．４００％以下である。
　（Ｗ：０～０．１００％）
　Ｗも、Ｎｂ、Ｖと同様に、炭化物の形態制御と鋼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。この効果を得るためには０．００１％以上の添加が好ましく、０．００２％以上がより好ましい。Ｗ量が多くなると、微細なＷ炭化物が多数析出し、鋼材の強度が上昇し、延性が低下し、冷間加工性が低下するので、０．１００％以下とするのが好ましい。より好ましくは０．０８０％以下である。
　（Ｔａ：０～０．１００％）
　Ｔａも、Ｎｂ、Ｖ、Ｗと同様に、炭化物の形態制御と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。この効果を得るためには０．００１％以上の添加が好ましく、０．００２％以上がより好ましい。Ｔａ量が多くなると、微細なＴａ炭化物が多数析出し、鋼材の強度が上昇し、延性が低下し、冷間加工性が低下するので、０．１００％以下とするのが好ましい。より好ましくは０．０８０％以下である。
　（Ｎｉ：０～０．５００％）
　Ｎｉは、部品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。その効果を有効に発揮させるためには０．００１％以上を含有させることが好ましく、０．００２％以上がより好ましい。Ｎｉ量が多くなると、延性が低下し、冷間成形性が低下するので０．５００％以下とするのが好ましい。より好ましくは０．４００％以下である。
　（Ｓｎ：０～０．０５０％）
　Ｓｎは、原料としてスクラップを用いた場合に鋼中に含有される元素であり、少ないほど好ましく、０であってもよい。ただし、０．００１％未満に低減すると、精錬コストが増加するので、現実的な下限を０．００１％であり、０．００２％以上含有してもよい。Ｓｎ量が多くなると、フェライトの脆化による冷間成形性の低下を引き起こすため、０．０５０％以下とするのが好ましい。より好ましくは０．０４０％以下である。
　（Ｓｂ：０～０．０５０％）
　Ｓｂは、Ｓｎと同様に鋼原料としてスクラップを用いた場合に含有される元素である。Ｓｂは、粒界に強く偏析し粒界の脆化及び延性の低下を招くため、少ないほど好ましく、０であってもよい。ただし、０．００１％未満に低減すると精錬コストが増加するので、現実的な下限は０．００１％であり、０．００２％以上含有してもよい。Ｓｂ量が多くなると、冷間成形性が低下するので、０．０５０％以下とするのが好ましい。より好ましくは０．０４０％以下である。
　（Ａｓ：０～０．０５０％）
　Ａｓは、Ｓｎ、Ｓｂと同様に鋼原料としてスクラップを用いた場合に含有され、粒界に強く偏析する元素であり、少ないほど好ましく、０であってもよい。ただし、０．００１％未満に低減すると精錬コストが増加するので、現実的な下限は０．００１％であり、０．００２％以上含有してもよい。Ａｓ量が多くなると、冷間成形性が低下するので、０．０５０％以下とする。より好ましくは０．０４０％以下である。
　（Ｍｇ：０～０．０５００％）
　Ｍｇは、微量添加で硫化物の形態を制御できる元素であり、必要に応じて添加される。その効果は得るためには、０．０００１％以上の添加が好ましく、０．０００５％以上がより好ましい。Ｍｇ量が多くなると、粗大な介在物の形成による冷間成形性の低下を引き起こすため、０．０５００％とするのが好ましい。より好ましくは０．０４００％以下である。
　（Ｃａ：０～０．０５０％）
　Ｃａは、Ｍｇと同様に微量添加で硫化物の形態を制御できる元素であり、必要に応じて添加される。その効果を得るためには０．００１％以上の添加が好ましく、０．００２％以上がより好ましい。Ｃａ量が増えると、粗大なＣａ酸化物が生成し、冷間成形時に割れ発生の起点となるため、０．０５０％以下とするのが好ましい。より好ましくは０．０４０％以下である。
　（Ｙ：０～０．０５０％）
　Ｙは、Ｍｇ、Ｃａと同様に微量添加で硫化物の形態を制御できる元素であり、必要に応じて添加される。その効果を得るためには０．００１％以上の添加が好ましく、０．００２％以上がより好ましい。Ｙ量が多くなると、粗大なＹ酸化物が生成し、冷間成形性が低下するので、０．０５０％以下とするのが好ましい。より好ましくは０．０４０％以下である。
　（Ｚｒ：０～０．０５０％以下）
　Ｚｒは、Ｍｇ、Ｃａ、Ｙと同様に微量添加で硫化物の形態を制御できる元素であり、必要に応じて添加される。その効果を得るためには０．００１％以上の添加が好ましく、０．００２％以上がより好ましい。Ｚｒ量が多くなると、粗大なＺｒ酸化物が生成し、冷間成形性が低下するので、０．０５０％以下とするのが好ましい。より好ましくは０．０４０％以下である。
　（Ｌａ：０～０．０５０％）
　Ｌａは、微量添加で硫化物の形態制御に有効な元素であり、必要に応じて添加される。その効果を得るためには０．００１％以上の添加が好ましく、０．００２％以上がより好ましい。Ｌａ量が多くなると、Ｌａ酸化物が生成し、冷間成形性が低下するので、０．０５０％とするのが好ましい。より好ましくは０．０４０％以下である。
　（Ｃｅ：０～０．０５０％）
　Ｃｅは、Ｌａと同様に微量添加で硫化物の形態を制御できる元素である。また、粒界に強く偏析し粒界炭化物の個数比率の低下させる元素もあり、必要に応じて添加される。その効果を得るためには０．００１％以上の添加が好ましく、０．００２％以上がより好ましい。Ｃｅ量が多くなると、粒界炭化物の個数比率の低下により加工性が低下するので、０．０５０％以下とするのが好ましい。より好ましくは０．０４６％以下である。
　さらに、内層の鋼板に好適な化学成分の一例について説明する。
　（Ｃ：０．００１～０．３００％）
　Ｃは鋼の強化に有効な元素である。内層の平均マイクロビッカース硬さを８０ＨＶ以上に制御するためには、０．００１％以上の添加が好ましく、０．００２％以上がより好ましい。Ｃ量が多くなると、内層の過度な強度の増加又は炭化物の生成を招き、冷間成形性が低下するので、０．３００％以下とするのが好ましい。より好ましくは０．２００％以下である。
　（Ｍｎ：０．１０～３．００％）
　Ｍｎは、脱酸剤として作用し、また、鋼の強度の制御に有効な元素である。Ｍｎ量が少ないと、連続鋳造時の凝固過程において、高温から凝固が開始するようになり、これに伴って、中心部の偏析が助長されるようになる。また、冷間成形時には、この中心偏析部からクラックが生じ、冷間成形性が低下する。そのため、０．１０％以上とするのが好ましく、０．３０％以上がより好ましい。Ｍｎ量が多くなると、過度な強度の増加を招き、冷間成形性が劣化するので、３．００％以下とするのが好ましい。より好ましくは２．６０％以下である。
　内層は、上記のＣ及びＭｎに加えて、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を含有してもよく、その添加範囲と効果は硬質層と同じである。
　なお、本発明の鋼板における硬質層及び内層では、上記成分以外の残部はＦｅ及び不純物である。
　本発明の鋼板は、内層と、該内層の一方又は両方の面に形成された硬質層とを備え、各硬質層の厚みが２０μｍ以上、全板厚の４０％以下であり、各硬質層の平均マイクロビッカース硬さが２４０ＨＶ以上、４００ＨＶ未満であり、各硬質層のＣ量が０．４％以下、Ｎ量が０．０２％以下であり、内層の平均マイクロビッカース硬さが８０ＨＶ以上、４００ＨＶ未満であり、内層に含まれる炭化物の体積率が２．００％未満であり、各硬質層の平均マイクロビッカース硬さが上記内層の平均マイクロビッカース硬さの１．０５倍以上である、これにより、優れた冷間成形性と疲労特性を両立することは、本発明者らが見出した新規な知見である。
　続いて、組織の観察及び測定方法を述べる。
　炭化物の体積率の測定は、電解抽出残渣により行う。白金で構成され、サンプル支持台を兼ねる電極の上に鋼材を置き、電解溶液中に浸漬する。炭化物のみが溶け残る電位を加え、０．１μｍのメッシュにより、炭化物の残渣を得る。電解抽出に供したサンプルの重量と炭化物の残渣量から、鋼中に存在した炭化物の体積率を求める。
　鋼板の平均マイクロビッカース硬さは、硬質層及び内層の表面側から、硬質層及び内層の各厚みの１／４位置における０．０９８Ｎのマイクロビッカース硬さを、それぞれ１２点測定し、最も硬いデータ、及び最も軟質なデータを除いた１０点の平均値から求める。なお、荷重０．０９８Ｎでは２４０ＨＶの場合の圧痕の対角線長さは約９μｍ、４００ＨＶの場合の長さは約７μｍであり、２０μｍ程度の厚みを持つ硬質層の硬さも適切に評価することが可能である。
　硬質層のナノ硬さの標準偏差は、ある板厚断面の板厚方向に対し垂直で圧延方向に対し平行な線上における硬さから求める必要がある。本発明において、「硬質層のナノ硬さの標準偏差」とは、硬質層の表面側から板厚方向の１０μｍ位置で、圧延方向に３μｍの間隔で１００箇所のナノ硬さを、ハイジトロン社製のナノインデンター（Ｔｉ－９００）を用いて押し込み深さ８０ｎｍの条件で測定し、得られた硬さデータからヒストグラムを作成し、そのヒストグラムを正規分布で近似する際のフィッティングカーブの標準偏差を言うものである。ここで、硬質層のナノ硬さの標準偏差は、微小な組織の間の硬さの差を評価するものであるから、ビッカース硬さ試験ではなく、硬さを評価する領域の面積が狭い、ナノインデンターによる硬さ試験で求める。
　続いて、冷間成形性の評価方法を述べる。内曲げ半径４ｍｍとして、ロール成形により９０°の曲げをサンプルに与えた後、曲げコーナー部の亀裂の有無を断面組織観察によって確認する。サンプルをエポキシ樹脂に埋め込んだ後に、エメリー湿式研磨により粗研磨後、３μｍ及び１μｍのサイズのダイヤモンド粒子を用いて、サンプル断面を研磨により鏡面状に仕上げる。続いて、エッチングを施さずに、光学顕微鏡により１０００倍の倍率で断面組織を観察し、認められた亀裂及びクラックの長さが５μｍ未満の場合は、冷間加工性に優れると判断する。また、認められた亀裂及びクラックの長さが５μｍ以上の場合は、冷間成形性が劣位と判断する。
　鋼板の疲労特性は、ＪＩＳ　Ｚ２２７５に記載の方法に従い、応力比＝－１の条件下で平面曲げ疲労試験を行い、２００万回疲労限で評価した後、疲労限／引張強度を疲労限度比として算出し、評価数する。本実施形態の鋼板については、疲労限度比が０．４５以上であれば、疲労特性が良好と判断する。
　次に、本発明の鋼板の製造方法について説明する。以下の説明は、本発明の鋼板を製造するための特徴的な方法の例示を意図するものであって、本発明の鋼板を以下に説明するような内層と硬質層を貼り付けることによって得られた複層鋼板に限定することを意図するものではない。
　例えば鋼帯の製造時に、単層の鋼板に表面処理を施し、その表層部分を硬化することにより、本発明における内層と硬質層を備えた鋼板を製造することも可能である。このように鋼帯の製造時に表面処理により表層部分を硬化することにより、部品成形後に表面処理を施す際に生じていた熱処理歪による寸法精度低下の課題を解決することができる。
　本発明の鋼板を製造する方法は、軟質で冷間加工性に優れる内層の一方又は両方の面に、疲労特性に優れる硬質層を貼り付け、かつこれら硬質層及び内層の強度・成分・組織を最適な状態に制御することを特徴としている。また、このような製造方法としては、特に限定されないが、例えば、薄鋼板のブランク板を用いた拡散熱処理法、電気抵抗溶接により硬質層と内層の各鋼種類を貼り付けたスラブを用いた熱延・冷延焼鈍・及びめっき等の処理が挙げられる。具体的な製造方法は以下の通りである。
　まず、薄鋼板のブランク板を用いた拡散熱処理法による鋼材の製造方法を述べる。
　硬質層及び内層に該当する、所定の成分及び形状に調整した、電炉又は高炉製法で製造された薄鋼板を用い、硬質層及び内層の各貼り付け面の酸化物を酸洗により除去し、貼り付け面の表面を＃５０～＃１０００の砥石又は研磨紙で磨いた後に、超音波洗浄により汚れを除去し、重ね合わせ、上面から荷重をかけた状態で加熱炉に投入する。
　このとき、硬質層に該当する鋼板として、平均マイクロビッカース硬さが内層に該当する鋼板の１．０５倍以上である鋼板を用いることによって、各硬質層の平均マイクロビッカース硬さが上記内層の平均マイクロビッカース硬さの１．０５倍以上である複層鋼板を得ることができる。
　貼り付けのために使用する硬質層及び内層のそれぞれの素材の板厚は、０．１ｍｍ以上とすることが好ましい。０．１ｍｍ未満では、酸洗後の研磨工程で素材に導入される残留応力によって、加熱炉に素材を投入した際に反り及び隙間が生じ、硬質層と内層が十分な強度で接合しない場合がある。このため、それぞれの板厚は０．１ｍｍ以上が好ましい。一方、素材の厚みに上限はなく、１００ｍｍ以上であっても、素材重量が増え、作業の難易度が高まることを除けば、接合の観点からは技術的な問題はない。
　研磨工程では＃５０～＃１０００の砥石又は研磨紙を用いることが好ましい。＃５０未満の場合は、各素材の面粗度が低く、拡散熱処理時に硬質層及び内層の接触不足から、熱処理後に十分な接合強度が得られない場合がある。このため、研磨に用いる砥石又は研磨紙の番手の下限は＃５０が好ましい。また、＃１０００を超える番手の砥石又は研磨紙を用いて硬質層及び内層の素材を研磨する場合、研磨面を平坦に仕上げるために熟練の技術が要求され作業効率が低下する。加えて、＃１０００以降の番手を用いて研磨を施したとしても、顕著な接合強度の改善は認められないことから、研磨に用いる番手の上限を＃１０００が好ましい。より好ましくは＃８０～＃６００である。
　加熱炉の温度は８００℃以上１３００℃以下が好ましい。加熱炉の温度が８００℃未満では、硬質層と内層との間の元素の拡散が不十分であり、十分な接合強度を得ることができないため、加熱温度の下限は８００℃以上が好ましい。一方、加熱温度が１３００℃を超えると、硬質層と内層の隙間に酸素が過度に侵入し、硬質層と内層の間に、粗大な酸化物を形成するため接合強度が低下する。このため、加熱温度の上限は１３００℃以下が好ましい。より好ましくは８５０℃以上、１２００℃以下である。
　加熱炉での保持時間は１５分以上、３００分以下が好ましい。保持時間が１５分未満では、硬質層と内層との間で十分な接合強度を得ることができないため、下限は１５分以上が好ましい。一方、３００分を超える保持では、硬質層と内層との間に酸化物が生成し、接合強度が低下するため、保持時間の上限は３００分以下が好ましい。より好ましくは３０分以上、１８０分以下である。
　加熱炉への挿入及び保持の段階で、素材に加える面圧は、１０ＭＰａ以上が好ましい。面圧が１０ＭＰａ未満では、十分な接合強度が得られないため、面圧の下限は１０ＭＰａ以上が好ましい。なお、面圧は高い程好ましく、例えば、２００ＭＰａ程度の面圧を与えても良い。
　加熱、冷却後の複層素材に対して、荷重を除去した後、さらに、熱処理を施してもよい。熱処理は、たとえば、８００～１０００℃に加熱し、１～６０分保持後、冷却する。冷却としては、たとえば、水冷、油冷却、空冷を用いることができる。この熱処理における冷却速度が速いほど、硬質層、内層とも硬さが高くなるので、硬質層、内層に用いた素材の鋼板の硬さと、最終的に得ようとする複層鋼板の硬さに応じて、適宜冷却速度を設定することができる。
　続いて、内層に硬質層を積層させた複層スラブを用いて、熱延又は熱延・酸洗・冷延・焼鈍の各工程を経て、本発明の要件を満たす鋼帯を製造する方法を述べる。
　複層スラブの製造方法は特に問わず、例えば、連続鋳造法又はスラブ溶接法のいずれでも構わない。連続鋳造法では、２つのタンディッシュを備える鋳造機を用いて、中心部に位置する内層側の鋳造体をはじめに製造し、続いて、内層側の鋳造体を覆うように、２つ目のタンディッシュから硬質層に該当する、内層側とは異なる成分の溶鋼を注入し、連続的に凝固させ、複層状態のスラブを得る。あるいは、スラブ溶接法では、所定の組成に鋳造したスラブ又は、スラブから製造した粗圧延素材に対して、接合面をマシンスカーフ等により研磨し、続いて、酸及びアルコール洗浄により、酸化物や汚染物を除去したものを、積層する。さらにその積層スラブの上下面を、鋳造を終えたばかりの高温のスラブで挟み、高温スラブからの伝熱による拡散接合を促す。
　以上を例とする製法によって作られた複層スラブを用い、通常の熱間圧延工程によって複層鋼帯を製造する。
　（熱間圧延）
　前述の複層スラブを連続鋳造後、そのまま、または一旦冷却後に加熱し、熱間で圧延する際に、１１００℃以上、１３００℃以下で１分以上、３００分以下の間で加熱した後に、６５０℃以上、９５０℃以下の温度域にて仕上げ熱延を終了する。仕上げ圧延後の鋼帯をＲＯＴ上で冷却後に１００℃以上、７００℃以下の温度範囲で捲き取り熱延コイルとする。以下に、本発明の鋼板を製造する方法について具体的に説明する。
　スラブの加熱温度は１１００℃以上、１３００℃以下とする。加熱温度が１３００℃を超えるか、又は加熱時間が３００分を超える場合は硬質層と内層との間で顕著に酸化が進み、硬質層と内層が剥離しやすくなるため、疲労特性の低下及び冷間成形性の低下を引き起こす。さらに、硬質層の内部に酸化物が生成するため、複層鋼帯の表裏層の硬さのばらつきが大きくなる。このため、加熱温度の上限は１３００℃以下、均熱時間の上限は３００分以下とすることが好ましい。好ましくは、加熱温度は１２５０℃以下、均熱時間は２７０分以下である。
　スラブの加熱は、１１００～１３００℃の範囲に１～３００分間保持されることが重要であり、その他に、たとえば、それよりも低い温度範囲での滞留時間があってもよい。
　仕上げ熱延は６５０℃以上、９５０℃以下で終了させることとする。仕上げ熱延温度が６５０℃未満であると、鋼材の変形抵抗の増加から、圧延負荷が顕著に高まり、更にロール磨耗量の増大を招き、生産性の低下を引き起こす。このため下限を６５０℃以上とする。また、仕上げ熱延温度が９５０℃を越えると、ＲｕｎＯｕｔＴａｂｌｅを通板中に生成する分厚いスケールに起因した疵が鋼板表面に発生し、疲労特性の低下を引き起こす。さらに、仕上げ圧延温度の高温化に伴って組織が混粒となるため、複層鋼帯の表裏層の硬さのばらつきが大きくなる。このため、上限を９５０℃以下とする。より好ましくは８００℃以上、９３０℃以下である。
　仕上げ熱延後のＲＯＴでの鋼帯の冷却速度は１０℃／秒以上、１００℃／秒以下とすることが好ましい。冷却速度が１０℃／秒未満では冷却途中における分厚いスケールの生成とそれに起因する疵の発生を防ぐことができず、表面美観の低下を招く。このため下限を１０℃／秒以上とすることが好ましい。また、鋼板の表面から内部にわたり１００℃／秒を超える冷却速度で鋼帯を冷却すると、最表層部は過剰に冷却されベイナイトやマルテンサイトなどの低温変態組織を生じる。捲き取り後に室温まで冷却されたコイルを払い出す際には前述の低温変態組織に微小クラックが発生し、続く酸洗工程においてもクラックを取り除くことは難しい。これらのクラックが破断の起点となり、製造上での鋼帯の破断及び生産性の低下を引き起こす。このため上限を１００℃／秒以下とすることが好ましい。なお、上記で定める冷却速度は、仕上げ熱延後の鋼帯が無注水区間を通過後に注水区間で水冷却を受ける時点から、巻取りの目標温度までＲＯＴ上で冷却される時点において各注水区間の冷却設備から受ける冷却能を指しており、注水開始点から捲取機により捲取られる温度までの平均冷却速度を示すものではない。より好ましくは２０℃／秒以上、９０℃／秒以下である。
　巻取り温度は５０℃以上、７００℃以下とする。巻取り温度が５０℃未満であると、巻取り前に変態がほぼ完了しており、板厚方向に大きな残留応力を残すことになる。この残留応力により、冷間成形性は著しく低下し、また、冷間圧延を施す場合においては、板形状の悪化を招くため、巻取り温度の下限は５０℃以上とする。また、巻取り温度が７００℃を越えると、熱延後に硬質層及び内層に所定の強度を確保できないことに加え、内層部に多量の炭化物の生成を招き、冷間成形性の低下を引き起こす。このため、巻取り温度の上限は７００℃以下とする。より好ましくは１００℃以上、６８０℃以下である。
　本発明の形態は、従前の表層改質処理として一般的な浸炭・窒化・軟窒化・高周波表面焼き入れ等では得ることはできない。この理由は、浸炭・窒化・軟窒化等の熱処理技術では、表層に過度な炭素及び窒素の侵入を許すので、冷間成形性が低下するためであり、また、高周波表面焼き入れ等の技術では、板厚中心に炭化物が残るので、冷間成形性が低下するためである。
　上記の熱延鋼帯を酸洗し、冷延及び冷延板焼鈍又は熱延板焼鈍後に冷延及び冷延板焼鈍を施すことにより、冷間成形性と疲労特性を兼ね備える冷延鋼帯を製造してもよい。
　（酸洗）
　酸洗で用いる酸の種類は特に指定しない。酸洗の目的は、熱延後に鋼帯の表面に生成した酸化スケールの除去であり、塩酸酸洗又は硫酸酸洗であっても構わない。さらに、酸洗を促進させるために、酸洗溶液中に化学的な酸洗促進剤の投与、又は振動・張力の増減など、機械的な作用を加えても、本発明の根底の技術には何ら影響しない。
　（冷間圧延）
　冷間圧延の圧下率は、２０％以上、８０％以下が好ましい。圧下率が２０％未満では、タンデム圧延機の各スタンドで付与する荷重が小さくなるため、板形状の把握及び制御が困難となり、生産性の低下を招く。また、圧下率が８０％を超えると、各スタンドで与える荷重が顕著に増大し、これに伴い、ロールに生じるヘルツ応力が過度に高まることから、ロール寿命の低下を招き、生産性の低下を引き起こす。このため、圧下率は、２０％以上、８０％以下が好ましい。より好ましくは２５％以上、７０％以下である。
　（熱延板焼鈍）
　熱延鋼帯を冷間圧延に供する前に、焼鈍を施しても良い。熱延板焼鈍の目的は、冷延前の鋼帯の軟質化による、冷間圧延での生産性の確保、及び熱延板焼鈍後の段階での組織比率の制御による、冷延板焼鈍後の鋼帯における優れた疲労特性と冷間成形性の発揮である。熱延板焼鈍の工程としては、箱焼鈍（ＢＡＦ）又は通常の連続焼鈍法（Ｃ－ＣＡＬ）のいずれでもよい。
　箱焼鈍における加熱速度及び冷却速度は、５℃／ｈｒ以上、８０℃／ｈｒが好ましい。加熱速度が５℃／ｈｒ未満では、熱延板焼鈍工程に要する時間が増大し、生産性の低下を招く。一方、加熱速度が８０℃／ｈｒを超えると、コイル状に巻き取られた鋼帯の内周側と外周側での温度差が高まり、この差異の熱膨張差に起因した鋼帯の摺れにより、鋼帯の表面に疵を生じる。この疵は、製品の表面美観の低下に加え、疲労特性の低下を招く。このため、加熱速度は５℃／ｈｒ以上、８０℃／ｈｒ以下が好ましい。より好ましくは１０℃／秒以上、６０℃／秒以下である。
　箱焼鈍における焼鈍温度は４５０℃以上、７２０℃以下、保持時間は３ｈｒ以上、１００ｈｒ以下が好ましい。焼鈍温度が４５０℃未満または保持時間が３ｈｒ未満では、鋼帯の軟質化が十分でなく、冷間圧延での生産性の向上に効果がない。また、焼鈍温度が７２０℃を超えると、焼鈍中にオーステナイトが生成するようになり、熱膨張変化による鋼帯への疵の発生を引き起こす。更に、保持時間が１００ｈｒを超えると、鋼帯の表面が凝着し、焼きつきを生じるため、表面美観が低下する。このため、箱焼鈍における焼鈍温度は４５０℃以上、７２０℃以下、保持時間は３ｈｒ以上、１００ｈｒ以下が好ましい。
　連続焼鈍における加熱速度及び冷却速度は、５℃／秒以上が好ましい。加熱速度が５℃／秒未満では、生産性の低下を招く。一方、加熱速度及び冷却速度に上限はなく、８０℃／秒を超えてもよい。より好ましくは１０℃／秒以上である。
　連続焼鈍における焼鈍温度は６５０℃以上、９００℃以下、保持時間は２０秒以上、３００秒以下が好ましい。焼鈍温度が６５０℃未満または保持時間が２０秒未満では、連続焼鈍法では鋼帯の軟質化が十分でなく、冷間圧延での生産性の向上に効果がない。また、焼鈍温度が９００℃を超えると、鋼帯の強度が顕著に低下し、炉内での板破断を招き、生産性の低下を引き起こす。更に、保持時間が３００秒を超えると、炉内中の不純物が鋼帯の表面に付着するようになり、表面美観が低下する。このため、連続焼鈍における焼鈍温度は６５０℃以上、９００℃以下、保持時間は２０秒以上、３００秒以下が好ましい。より好ましい焼鈍温度は、６８０℃以上、８５０℃以下、保持時間は３０秒以上、２４０秒以下である。
　（冷延板焼鈍）
　冷延板焼鈍の目的は、冷延によって失われた鋼帯の冷間成形性の回復であり、更にフェライト・パーライト・ベイナイト・マルテンサイト・残留オーステナイトの各組織の比率を最適化することにより、優れた疲労特性と冷間成形性を得ることである。冷延板焼鈍の工程としては、通常の連続焼鈍法（Ｃ－ＣＡＬ）又はリヒート型の連続焼鈍法（Ｒ－ＣＡＬ）のいずれでもよい。
　冷延板焼鈍での、通常の連続焼鈍法における加熱及び保持・冷却段階での製法上の特徴は、熱延板焼鈍工程の連続焼鈍について記載したとおりである。
　通常の連続焼鈍における過時効帯での温度は、３００℃以上、５００℃以下、保持時間は５０秒以上、５００秒以下が好ましい。過時効帯では、加熱の段階で生じたオーステナイトをベイナイト又はマルテンサイトに変態させ、残留オーステナイトの量と形態を適切に制御することにより、優れた疲労特性と冷間成形性が得られるようになる。時効温度が３００℃未満及び保持時間が５０秒未満では、ベイナイトの変態量が不足しており、また、時効温度が５００℃以上、及び保持時間が５００秒未満では、残留オーステナイトの量が顕著に低下するため、疲労特性と冷間成形性は両立しなくなる。このため、通常の連続焼鈍における過時効帯での温度は、３００℃以上、５００℃以下、保持時間は５０秒以上、５００秒以下が好ましい。より好ましい温度は４５０℃以下、保持時間は９０秒以上、３００秒以下である。
　リヒート型の連続焼鈍における加熱速度及び冷却速度は、５℃／秒以上が好ましい。加熱速度が５℃／秒未満では、生産性の低下を招く。一方、加熱速度及び冷却速度に上限はなく、８０℃／秒を超えてもよい。より好ましくは１０℃／秒以上である。
　リヒート型の連続焼鈍における焼鈍温度は７００℃以上、９００℃以下、保持時間は２０秒以上、３００秒以下が好ましい。焼鈍温度が７００℃未満または保持時間が２０秒未満では、連続焼鈍中に変態するオーステナイトの量が十分でなく、その後の焼き入れ分配処理において、望ましい組織比率に制御できなくなる。また、焼鈍温度が９００℃を超えると、鋼帯の強度が顕著に低下し、炉内での板破断を招き、生産性の低下を引き起こす。更に、保持時間が３００秒を超えると、炉内中の不純物が鋼帯の表面に付着するようになり、表面美観が低下する。このため、連続焼鈍における焼鈍温度は７００℃以上、９００℃以下、保持時間は２０秒以上、３００秒以下が好ましい。より好ましい焼鈍温度は、７２０℃以上、８５０℃以下、保持時間は３０秒以上、２４０秒以下である。
　リヒート型の連続焼鈍における冷却停止温度は１００℃以上、３４０℃以下、保持時間は５秒以上、６０秒以下が好ましい。この冷却の過程では、一部のオーステナイトをマルテンサイトへと変態させ、鋼材の強度を増加させる。冷却停止温度が１００℃未満の場合、マルテンサイトへの変態量が過剰となり、鋼材の延性及び冷間成形性を損なう。このため、冷却停止温度の下限は１００℃以上が好ましい。冷却停止温度が３４０℃を超え、または保持時間が５秒未満の場合は、少量のマルテンサイトしか得られず、鋼の強度を増加させることが難しくなる。このため、冷却停止温度の上限は３４０℃以下、保持時間の下限は５秒以上が好ましい。また、６０秒を超えて保持したとしても、組織的に大きな変化は起こらないため、保持時間の上限は６０秒が好ましい。より好ましい温度は、１５０℃以上、３２０℃以下、保持時間は６秒以上、５０秒以下である。
　リヒート型の連続焼鈍における過時効帯での温度は、３５０℃以上、４８０℃以下、保持時間は５０秒以上、５００秒以下が好ましい。過時効帯では、冷却停止時に生成した一部のマルテンサイトを核として、残部オーステナイトのベイナイトへの変態を促進させ、残留オーステナイトの量と形態を適切に制御することにより、優れた疲労特性と冷間成形性が得られるようになる。時効温度が３５０℃未満及び保持時間が５０℃未満では、ベイナイトの変態量が不足しており、また、時効温度が４８０℃以上、及び保持時間が５００秒未満では、残留オーステナイトの量が顕著に低下するため、疲労特性と冷間成形性は両立しなくなる。このため、リヒート型の連続焼鈍における過時効帯での温度は、３５０℃以上、４８０℃以下、保持時間は５０秒以上、５００秒以下が好ましい。より好ましい温度は、３８０℃以上、４６０℃以下、保持時間は６０秒以上、４００秒以下である。
　また、冷間板焼鈍工程において、鋼板の両面に亜鉛、アルミニウム、マグネシウム及びそれらの合金から成る群より選択される被膜層を形成させてもよい。
　本発明の形態は、従前の表層改質処理として一般的な浸炭・窒化・軟窒化・高周波表面焼き入れ等では得られない。この理由は、浸炭・窒化・軟窒化等の熱処理技術では、表層に過度な炭素及び窒素が不均一に侵入し、硬質層の硬さのばらつきが大きくなり、冷間成形性が低下するためである。また、高周波表面焼き入れ等の技術では、板厚中心に炭化物が残り、内層に含まれる炭化物の体積率が大きくなることから、冷間成形性が低下するためである。
　上記の薄鋼板のブランク板を用いた拡散熱処理法により製造した鋼材、又は複層スラブから製造した熱延鋼帯及び冷延焼鈍鋼帯を素材とし、ホットスタンプ等の熱間成形法により部品を製造しても、本発明の効果は同様に得られる。
　以上の製造方法によれば、鋼板の一方又は両方の面に、平均マイクロビッカース硬さが２４０ＨＶ以上かつ４００ＨＶ未満の硬質層を形成させ、さらに、硬質層のＣ及びＮ量を適正値に制御するとともに、内層の平均マイクロビッカース硬さを８０ＨＶ以上かつ４００ＨＶ未満とし、内層に含まれる炭化物の体積率を２．００％未満に制御し、硬質層の平均マイクロビッカース硬さを内層の平均マイクロビッカース硬さの１．０５倍以上とすることにより、疲労特性と冷間加工性を高いレベルで両立する鋼板を得ることができる。
　次に実施例により本発明の効果を説明する。
　実施例の水準は、本発明の実施可能性ならびに効果を確認するために採用した実行条件の一例であり、本発明はこの一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明要旨を逸脱せず、本発明目的を達する限りにおいては、種々の条件を採用可能とするものである。
　［実施例１］
　表１－１に示すＡ～Ｆの成分を有する板厚２ｍｍの熱延鋼板の表裏面を酸洗し、表裏層に硬質層を貼りつける鋼板では切削加工により表裏層の板厚を０．８ｍｍ、内層の板厚を０．４ｍｍに仕上げた後に、貼り付け面を＃１８０の研磨紙で磨き、超音波洗浄により汚れを除去した。また、表層にのみ硬質層を貼りつける鋼板では切削加工により表層の板厚を０．８ｍｍ、内層の板厚を１．２ｍｍに仕上げ、前述の研磨及び洗浄を施した。
　続いて表２の実施例Ｎｏ．１～３０で示す組み合わせで、重ね合わせ、０．２ＭＰａの荷重をかけた状態で１０００℃の加熱炉に挿入し、１２０分保持後に取りだした。一旦、室温まで冷却後にサンプルに加えた荷重を除去し、続いて、９００℃の加熱炉内に挿入し、２０分保持後に、各冷却処理を施した。
　実施例Ｎｏ．１～６は６０℃の油中に焼き入れ、Ｎｏ．７～１２は水冷し、Ｎｏ．１３～２４は空冷を施した。また、従前の処理条件との違いを明らかにするため、実施例Ｎｏ．２７～３０では、高周波表面焼き入れ、窒化、浸炭（カーボンポテンシャル：０．３７％）、ショットピーニングの各処理を施して、表面硬さを増加させた比較サンプルを製造した。続いて、先に記載の手法により、各サンプルの硬さ、組織、疲労特性、冷間成形性を評価した。
　表２に各サンプルの評価結果を示す。表中、「表」は表面の硬質層、「裏」は裏面の硬質層、「内」は内層、Ｖｃｅｍは炭化物の体積率、ＴＳは引張強度を示す（以下、同じ）。発明例のＮｏ．５，８，１２，１３，１５，１７～１９，２１，２３，２４は、いずれも硬質層の平均マイクロビッカース硬さが２４０ＨＶ以上、４００ＨＶ未満であり、硬質層のＣ量が０．４％未満、Ｎ量が０．０２％未満であるとともに、内層の平均ビッカース硬さが８０ＨＶ以上かつ４００ＨＶ以下、内層に含まれる炭化物の体積率が２％未満であり、硬質層と内層の硬さの比が１．０５倍以上であり、疲労特性と冷間加工性に優れることが示された。
　これに対して、比較例のＮｏ．１，７，１６，２２は表層の硬さが２４０ＨＶ未満であり、疲労特性が低下した。
　Ｎｏ．２，４，９，１０は内層の硬さが４００ＨＶを超え、冷間成形性が低下した。
　Ｎｏ．１～４，７，９，１０，１４，１６，２０，２２は、硬質層と内層の硬さの比が適正でなく、疲労特性が低下した。
　Ｎｏ．２７の高周波表面焼き入れ熱処理では、内層に残る炭化物の体積率が２％を超え、冷間成形性が低下した。Ｎｏ．２８の窒化熱処理では、表層のＮ量が０．０２％を超えるため、冷間成形性が低下した。Ｎｏ．２９の浸炭熱処理では、Ｃの含有量が高いことに加え、内層の軟質化が進み、冷間成形性が低下した。Ｎｏ．２８の窒化処理、Ｎｏ．２９の浸炭熱処理、Ｎｏ．３０のショットピーニング処理では、硬さのバラつきが大きく、疲労強度が低下した。
　［実施例２］
　続いて、硬質層の厚みの影響を調べるため、表２の発明例Ｎｏ．２３の組み合わせをベースとし、硬質層及び内層の板厚を事前に冷間圧延によって制御することにより、先に記載の手順に準じて硬質層の厚み割合を変えた板厚２ｍｍのサンプルＮｏ．３１～４７を作製した。
　表３に各サンプルの評価結果を示す。発明例のＮｏ．３４～４６は、いずれも硬質層の厚みが２０μｍ以上、全板厚の４０％以下であり、疲労特性と冷間加工性に優れることが示される。
　これに対して、比較例のＮｏ．３１～３３は、硬質層の厚みが２０μｍ未満であり、疲労特性が低下した。また、比較例のＮｏ．４７は、硬質層の厚みが４０％を超え、冷間成形性が低下した。理解を容易にするため、表３の各発明例及び比較例に関する硬質層の厚みと疲労限度比の関係を図１に示す。
　［実施例３］
　続いて、成分の影響を調べるため、表１－１のＤ，Ｅ，Ｆの組成を持つ板厚１．２ｍｍのサンプルを内層に固定し、ｊ～ａｊの組成を持つ板厚０．４ｍｍのサンプルを硬質層に組み合わせて、成分の影響を調査した（実施例Ｎｏ．４８～９２）。更に、表１－２のａ，ｂ，ｃの組成を持つサンプルを板厚０．４ｍｍの硬質層に固定し、Ｇ～ＡＪの組成を持つ板厚１．２ｍｍのサンプルを内層に組み合わせて、成分の影響を評価した（実施例Ｎｏ．９３～１４１）。各サンプルの製造では、先に記載する手順に沿って切削加工により板厚を調整し、研磨及び洗浄を施して拡散熱処理を施した後、９００℃に加熱した炉内にサンプルを挿入し、２０分保持した後に取りだし、平板金型でプレスし、室温まで金型冷却した。
　表４－１及び表４－２に各サンプルの評価結果を示す。発明例のＮｏ．４９，５３，５５～５７，７３～９６，９８～１０２，１０４～１０７，１０９～１１３，１１９，１３２，１３３，１３７，１３８は、いずれも硬質層の平均マイクロビッカース硬さが２４０ＨＶ以上、４００ＨＶ未満であり、硬質層のＣ量が０．４％未満、Ｎ量が０．０２％未満であるとともに、内層の平均ビッカース硬さが８０ＨＶ以上かつ４００ＨＶ以下、内層に含まれる炭化物の体積率が２％未満であり、硬質層と内層の硬さの比が１．０５以上であり、疲労特性と冷間加工性に優れることが示された。
　［実施例４］
　更に熱間圧延による製造条件の影響を調べるため、硬質層において優れた特性が認められた表１－２のａ，ｂ，ｃ，ｄ，ｇ，ｊ，ｋ，ｌ；ｍ，ｎ，ｏ，ｐ，ｑ，ｓを表裏層として配置し、内層において優れた特性が認められた表１－１のＡ，Ｂ，Ｃ，Ｄ，Ｅ，Ｆ，Ｇ，Ｈ，Ｉ，Ｊ，Ｍ，Ｎ，Ｏ，Ｐ，Ｑを内層に組み合わせたインゴットの積層材を作製し、０．１ＭＰａの面圧をかけて１０００℃に加熱した炉内に１２０分保持し、拡散熱処理を施した。なお、インゴットの積層材における表裏層の厚み割合を４０％，内層の厚み割合を２０％に調節した。
　続いて、表５－１、５－２に示す熱延条件により板厚２．４ｍｍの各サンプルを作製し、酸洗を施した後に、各種評価試験に供した。表５－１、５－２中の保持時間は、加熱温度が１１００～１３００℃の範囲にあった時間を示す。
　表５－１、５－２に各サンプルの評価結果を示す。発明例のＮｏ．１４２，１４４，１４６～１５０，１５２～１５６，１５８～１６１，１６３～１７４，１７６～１９０は、いずれも硬質層の平均マイクロビッカース硬さが２４０ＨＶ以上、４００ＨＶ未満であり、硬質層のＣ量が０．４％未満、Ｎ量が０．０２％未満であるとともに、内層の平均ビッカース硬さが８０ＨＶ以上かつ４００ＨＶ以下、内層に含まれる炭化物の体積率が２％未満であり、硬質層と内層の硬さの比が１．０５以上であり、疲労特性と冷間加工性に優れることが示された。
　これに対して、比較例のＮｏ．１５１，１６２は熱延の加熱時間が長く、硬質層と内層のあいだに酸化層が形成し、疲労試験や冷間成形性の評価において、硬質層と内層の界面剥離が生じた。比較例のＮｏ．１５７，１７５は熱延の仕上げ温度が高く、鋼帯表面に分厚いスケールが生成し、表面粗度が低下したため、疲労特性が低下した。比較例のＮｏ．１４３は熱延の仕上げ温度が低く、硬質層が硬くなり、硬質層と内層の硬さの比も適正でなかった。比較例のＮｏ．１４５は熱延の巻取り温度が高く、硬質層の硬さが低下し、内層の硬さの低下を招いた。
　［実施例５］
　“冷延－焼鈍”による製造条件の影響を調べるため、表６の“冷延－焼鈍”を施し、各種試験に供した。
　表６に各サンプルの評価結果を示す。“冷延－焼鈍”の条件によらず、本発明の規定を満たす発明例のＮｏ．１９１～２１１は、いずれも硬質層の平均マイクロビッカース硬さが２４０ＨＶ以上、４００ＨＶ未満であり、硬質層のＣ量が０．４％未満、Ｎ量が０．０２％未満であるとともに、内層の平均ビッカース硬さが８０ＨＶ以上かつ４００ＨＶ以下、内層に含まれる炭化物の体積率が２％未満であり、硬質層と内層の硬さの比が１．０５以上であり、疲労特性と冷間加工性に優れることが示された。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
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Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009

Claims (2)

  1. 　内層と、上記内層の一方又は両方の面に硬質層とを備える鋼板であって、
    　上記各硬質層の厚みが２０μｍ以上、かつ、上記鋼板の板厚の４０％以下であり、
    　上記各硬質層の平均マイクロビッカース硬さが２４０ＨＶ以上、４００ＨＶ未満であり、
    　上記各硬質層のＣ量が０．４質量％以下、Ｎ量が０．０２質量％以下であり、
    　上記各硬質層の表面から１０μｍの深さにおけるナノインデンターにより測定した硬さのばらつきが標準偏差で２．０以下であり、
    　上記内層の平均マイクロビッカース硬さが８０ＨＶ以上、４００ＨＶ未満であり、
    　上記内層に含まれる炭化物の体積率が２．００％未満であり、
    　上記各硬質層の平均マイクロビッカース硬さが上記内層の平均マイクロビッカース硬さの１．０５倍以上
    であることを特徴とする鋼板。
  2. 　前記硬質層は、質量％で、
    　　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％、及び
    　　Ｃｅ：０～０．０５０％
    を含有し、残部がＦｅ及び不純物であり、
    　前記内層は、質量％で、
    　　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％、及び
    　　Ｃｅ：０～０．０５０％
    を含有し、残部がＦｅ及び不純物であることを特徴とする請求項１に記載の鋼板。
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MX2019007991A MX2019007991A (es) 2017-02-20 2018-02-20 Lamina de acero y metodo para producir la misma.
EP18754037.2A EP3584340B1 (en) 2017-02-20 2018-02-20 Steel sheet
BR112019012416-0A BR112019012416A2 (pt) 2017-02-20 2018-02-20 Chapa de aço e método para produção da mesma
JP2018527993A JP6428969B1 (ja) 2017-02-20 2018-02-20 鋼板及びその製造方法
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Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
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
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
CN114622072A (zh) * 2022-02-18 2022-06-14 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

Families Citing this family (8)

* 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.
JP6912007B2 (ja) 2019-02-05 2021-07-28 日本製鉄株式会社 鋼部材、鋼板、及びそれらの製造方法
EP3957758A4 (en) * 2019-04-17 2022-06-22 JFE Steel Corporation NON-ORIENTED ELECTROMAGNETIC STEEL
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
AT524062B1 (de) * 2021-05-27 2022-02-15 Andritz Tech & Asset Man Gmbh Vorrichtung und verfahren zur waermebehandlung eines metallbandes
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

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH03227233A (ja) * 1990-02-02 1991-10-08 Nippon Steel Corp 加工性および溶接性に優れた耐摩耗複合鋼板
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
JP2011111670A (ja) * 2009-11-30 2011-06-09 Nippon Steel Corp 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
JP2013082988A (ja) 2010-11-30 2013-05-09 Jfe Steel Corp 冷間鍛造性に優れた浸炭用鋼およびその製造方法
JP2015063737A (ja) 2013-09-25 2015-04-09 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

Family Cites Families (14)

* 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
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
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
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
WO2012053044A1 (ja) * 2010-10-18 2012-04-26 住友金属工業株式会社 高速変形下での均一延性および局部延性に優れた熱延鋼板、冷延鋼板およびめっき鋼板
US9182196B2 (en) * 2011-01-07 2015-11-10 Ati Properties, Inc. Dual hardness steel article
US20140004378A1 (en) 2011-03-18 2014-01-02 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Steel sheet for hot stamped member and method of production of same
JP6080370B2 (ja) 2011-03-25 2017-02-15 日新製鋼株式会社 耐久性に優れた帯状打抜き刃用鋼板および帯状打抜き刃
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
CA2862257C (en) * 2012-01-13 2018-04-10 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Cold rolled steel sheet and method for producing cold rolled steel sheet
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
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

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH03227233A (ja) * 1990-02-02 1991-10-08 Nippon Steel Corp 加工性および溶接性に優れた耐摩耗複合鋼板
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
JP2011111670A (ja) * 2009-11-30 2011-06-09 Nippon Steel Corp 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
JP2013082988A (ja) 2010-11-30 2013-05-09 Jfe Steel Corp 冷間鍛造性に優れた浸炭用鋼およびその製造方法
JP2015063737A (ja) 2013-09-25 2015-04-09 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

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP3584340A4

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
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
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
CN114622072A (zh) * 2022-02-18 2022-06-14 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
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

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