(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
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、を備える鋼板であって、
前記硬質層におけるＣの含有量は、内層におけるＣの含有量よりも高く、且つ、前記硬質層におけるＭｎの含有量は、内層におけるＭｎの含有量よりも高く、
前記硬質層の厚みは２０μｍ以上、前記硬質層の厚みの合計は全板厚の２／５以下であり、
前記硬質層の平均マイクロビッカース硬さは４００ＨＶ以上、８００ＨＶ未満であり、
前記内層の平均マイクロビッカース硬さは３５０ＨＶ以上、硬質層の硬さよりも５０ＨＶ以上小さく、
前記内層のらせん転位密度が２．０×１０１３ｍ／ｍ３以上であり、
前記硬質層および内層は、質量％で、
Ｃ：０．１０〜０．６０％、
Ｓｉ：０．０１〜３．００％、
Ｍｎ：１．０００〜１０．００％、を含有し、
Ｐ：０．０２００％以下、
Ｓ：０．０２００％以下、
Ｎ：０．０２００％以下、
Ｏ：０．０２００％以下、に制限され、
残部がＦｅ及び不純物からなることを特徴とする、鋼板。
【請求項２】
前記硬質層又は前記内層のうち少なくともいずれかは、さらに、質量％で、
Ａｌ：０．５００％以下、
Ｃｒ：２．０００％以下、
Ｍｏ：１．０００％以下、
Ｔｉ：０．５００％以下、
Ｂ：０．０１００％以下、
Ｎｂ：０．５００％以下、
Ｖ：０．５００％以下、
Ｃｕ：０．５００％以下、
Ｗ：０．１００％以下、
Ｔａ：０．１００％以下、
Ｎｉ：０．５００％以下、
Ｓｎ：０．０５０％以下、
Ｓｂ：０．０５０％以下、
Ａｓ：０．０５０％以下、
Ｍｇ：０．０５００％以下、
Ｃａ：０．０５０％以下、
Ｙ：０．０５０％以下、
Ｚｒ：０．０５０％以下、
Ｌａ：０．０５０％以下、
Ｃｅ：０．０５０％以下、
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする、請求項１に記載の鋼板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、鋼板及びその製造方法に関し、特に、自動車部品やインフラ構造部材を主な用途とする、耐曲げ性に優れた高強度鋼板に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
自動車の足回り部品や骨格部品、及び鉄鋼構造物の柱部材等には耐曲げ性の確保が求められる。上記部品や部材の耐曲げ性は、主に素材の強度と、部品及び部材に適用される鋼板の板厚によって変化し、特に、強度及び板厚が大きいほど、大きな耐曲げ性を確保できる。なお近年、自動車や鉄鋼構造物の分野では、部品及び部材の軽量化が進められており、これに伴い、板厚の小さな鋼板の適用が増加しつつある。したがって、板厚の小さい場合でも高い耐曲げ性を有する鋼板に対する要求が高まっている。【０００３】
これまで、鋼部品及び部材の耐曲げ性を改善する技術について多くの提案がなされてきた（例えば、特許文献１〜５、参照）。【０００４】
例えば、特許文献１には、スパイク金具の形状を適正化し、従来の１．４〜２．０ｍｍ厚の鋼材を用いたスパイク金具と同程度もしくはそれ以上の耐曲げ応力及び耐ねじりモーメントを持たせ、運動時の地面に対しての爪の入射時の食いつきを保持しながら前記爪の立ち上がり部分と前記貫通孔部の間の前記基板の塑性変形及び前記脱落を防ぐ、野球シューズにおけるスパイク金具が開示されている。【０００５】
また特許文献２には、質量％で、Ｃ：０．１０〜０．３５％、Ｓｉ：０．４０〜１．５０％、Ｍｎ：０．１０〜１．５０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：０．５０〜３．０％、Ａｌ：０．０２０〜０．２００％、Ｎ：０．０１〜０．０３％含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、Ａｌの含有量とＮの含有量から求められる固溶Ａｌの含有量がＡｌの質量％からＮの質量％の２７／１４を減じた値が０．０２０％以上を満足し、焼入れ・焼戻し後の製品の芯部の不完全焼入れ組織を抑制した、耐ピッチング強度、耐曲げ疲労強度、耐ねじり疲労強度に優れた鋼が開示されている。【０００６】
さらに特許文献３には、Ｃ：０．５０〜０．７０％、Ｓｉ：１．２〜２．５％、Ｍｎ：０．４〜１．０％、Ｐ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：０．５〜２％、Ａｌ：０．１０％以下（０％を含まない）、Ｎ：０．０３％以下（０％を含まない）を夫々含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼が開示されている。特許文献３に開示された前記鋼は、焼入れ・焼戻し処理または浸炭焼入れ・焼戻し処理を行なうだけであっても、優れた耐曲げ疲労特性、耐曲げ性および圧痕性を発揮することができ、ピニオンシャフト部材等の軸部材の素材として最適な歯車用軸鋼、このような鋼材から得られる歯車用軸耐曲げ性を有することを特徴とする。【０００７】
特許文献４には、鋼板表面に、Ａｌ：５０〜６０質量％、残部実質的にＺｎからなるめっき層と、そのめっき層より上層に塗膜を有する塗装鋼板において、母材の断面硬さＨM（ＨＶ）と、めっき層の断面硬さＨP（ＨＶ）が式（１）および式（２）を満たし、好ましくはさらに式（３）を満たすように調整されている耐曲げ戻し性に優れたＺｎ−Ａｌ系めっき塗装鋼板耐曲げ性が開示されている。ＨM＞ＨP …（１）、ＨP≧９０ …（２）、ＨM≦１４５ …（３）【０００８】
特許文献５には、Ｃ：０．０５〜０．５％（質量％、以下同じ），Ｓｉ：３％以下（０％を含まない），Ｍｎ：２．５％以下（０％を含まない），Ｃｒ：２．５〜１５％を含有する鋼を用い、熱処理プロセスとして、浸炭、浸炭窒化または浸炭浸窒をした後、直ちに、若しくは一旦Ａ1 変態点以下に冷却してから再度Ａ1 変態点以上１１００℃以下の温度に加熱して脱炭処理を行うことにより、表面から０．１ｍｍ以内の断面における炭化物の平均粒径を５μｍ以下とする高強度部品の製造方法が開示されている。【０００９】
特許文献６には、表層及び裏層に位置するＣ：０．０５〜０．２質量％、Ｍｎ：０．５〜３％を含有する鋼Ａと、前記表層及び裏層間に位置するＣ：０．０１質量％以下、Ｍｎ：０．５質量％以下を含有する鋼Ｂとを備える溶融亜鉛めっき鋼板が開示されている。特許文献６に開示された前記溶融亜鉛めっき鋼板は、軟質の内層の鋼Ｂと前記内層の両面に配置された高強度の鋼Ａとを備えることにより、耐デント性と耐面ひずみ性・加工性を確保するとともに、溶融亜鉛めっきにより耐食性を確保することを特徴としている。【００１０】
特許文献７には、重量％で、Ｃ：０．１５〜０．４５％、Ｍｎ：０．２〜２．５％を含有する鋼を、熱間加工後に球状化焼鈍して硬度をＨｖ１８０以下とし、次いで冷間加工して硬度をＨｖ２５０以上とする軟窒化用鋼材の製造方法が開示されている。更に、特許文献７には、軟窒化後の表面硬度がＨｖ６００以上、且つ、有効硬化深さが０．１ｍｍ以上の軟窒化部品を製造できることが開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１１】
【特許文献１】特開２０１３−１９８７０８号公報
【特許文献２】特開２０１２−１３２０７７号公報
【特許文献３】特開２０１０−２４２１３０号公報
【特許文献４】特開２００８−１５６７２９号公報
【特許文献５】特開２０００−１２９３４７号公報
【特許文献６】特開平６−２８７６８６号公報
【特許文献７】特開平９−２５６０４５号公報
【非特許文献】
【００１２】
【非特許文献１】Masayoshi KUMAGAI, et al., ISIJ International, Vol.54(2014), No.1, PP.206-201
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１３】
なお、上記の従来技術はいずれも、部品の形状を工夫すること、もしくは熱処理による表層の改質により耐曲げ性を改善する技術である。一方、これらの技術は、部品の形状の変更が難しい場合、あるいは熱処理時の鋼部品の寸法及び形状の変化を許容できない場合への適用に課題がある。【００１４】
また、上記の従来技術はいずれも、板厚の小さい場合でも高い耐曲げ性を有する鋼板に対する要求を十分に満たしていない。従来のクラッド鋼板において、表層の硬度と耐曲げ性は、トレードオフの関係にあり、表層の硬度を向上させると耐曲げ性が劣化するという技術的課題がある。上記の従来技術は、このような技術的課題を十分に解決しておらず、平均マイクロビッカース硬さが４００ＨＶ以上の表層を有していながら耐曲げ性に優れるクラッド鋼板を開示していない。
【課題を解決するための手段】
【００１５】
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４００ＨＶ以上かつ８００ＨＶ未満の硬質層を形成させ、内層の平均マイクロビッカース硬さを３５０ＨＶ以上かつ硬質層の硬さよりも５０ＨＶ以上小さく、さらに、内層のらせん転位密度を２．０×１０１３ｍ／ｍ３以上に制御することにより、耐曲げ性を高いレベルで確保することを知見した。【００１６】
非特許文献１は、Ｓ４５Ｃ炭素鋼に６８０℃にて５時間の応力除去熱処理し、当該熱処理後の前記炭素鋼に４０％の冷間圧延を行うことによって、転位密度が７．０×１０１３ｍ／ｍ３〜２．０×１０１５ｍ／ｍ３に増加し、耐力、硬度及び引張強度が増加したことを報告している。【００１７】
しかし、前記硬度及び耐曲げ性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。【００１８】
本発明の要旨は、次の通りである。【００１９】
（１）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、を備える鋼板であって、
前記硬質層におけるＣの含有量は、内層におけるＣの含有量よりも高く、且つ、前記硬質層におけるＭｎの含有量は、内層におけるＭｎの含有量よりも高く、
前記硬質層の厚みは２０μｍ以上、前記硬質層の厚みの合計は全板厚の２／５以下であり、
前記硬質層の平均マイクロビッカース硬さは４００ＨＶ以上、８００ＨＶ未満であり、
前記内層の平均マイクロビッカース硬さは３５０ＨＶ以上、硬質層の硬さよりも５０ＨＶ以上小さく、
前記内層のらせん転位密度が２．０×１０１３ｍ／ｍ３以上であり、
前記硬質層及び内層は、質量％で、
Ｃ：０．１０〜０．６０％、
Ｓｉ：０．０１〜３．００％、
Ｍｎ：１．０００〜１０．００％、を含有し、
Ｐ：０．０２００％以下、
Ｓ：０．０２００％以下、
Ｎ：０．０２００％以下、
Ｏ：０．０２００％以下、に制限され、
残部がＦｅ及び不純物からなることを特徴とする、鋼板。
（２）前記硬質層又は前記内層のうち少なくともいずれかは、さらに、質量％で、
Ａｌ：０．５００％以下、
Ｃｒ：２．０００％以下、
Ｍｏ：１．０００％以下、
Ｔｉ：０．５００％以下、
Ｂ：０．０１００％以下、
Ｎｂ：０．５００％以下、
Ｖ：０．５００％以下、
Ｃｕ：０．５００％以下、
Ｗ：０．１００％以下、
Ｔａ：０．１００％以下、
Ｎｉ：０．５００％以下、
Ｓｎ：０．０５０％以下、
Ｓｂ：０．０５０％以下、
Ａｓ：０．０５０％以下、
Ｍｇ：０．０５００％以下、
Ｃａ：０．０５０％以下、
Ｙ：０．０５０％以下、
Ｚｒ：０．０５０％以下、
Ｌａ：０．０５０％以下、
Ｃｅ：０．０５０％以下、
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする、（１）に記載の耐曲げ性に優れる鋼板。
【発明の効果】
【００２０】
本発明の鋼板は、極めて硬い硬質層が表層に形成されているにもかかわらず、耐曲げ性に優れる。すなわち、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４００ＨＶ以上かつ８００ＨＶ未満の硬質層を形成させ、内層の平均マイクロビッカース硬さを３５０ＨＶ以上かつ硬質層の硬さよりも５０ＨＶ以上小さくし、さらに、内層のらせん転位密度を２．０×１０１３ｍ／ｍ３以上に制御することにより、耐曲げ性に優れる鋼板及びその製造方法を提供できる。
【図面の簡単な説明】
【００２１】
【図１】表層（硬質層）と中心層（内層）の硬さ差とらせん転位密度との関係を示すグラフである。
【図２】冷間圧延前の熱延板焼鈍に適した、箱焼鈍の焼鈍パターンを示す図である。
【図３】冷間圧延前の熱延板焼鈍及び冷間圧延後の冷延板焼鈍に適した、連続焼鈍の焼鈍パターンを示す図である。
【図４】冷間圧延後の冷延板焼鈍に適した、リヒート型冷延板焼鈍の焼鈍パターンを示す図である。
【図５】発明鋼にスキンパス圧延を施すことにより、内層に圧縮の残留応力が発生することを示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００２２】
本発明の鋼板は、硬質層と、前記硬質層よりも平均マイクロビッカース硬さが低い内層とからなり、表面の少なくとも一方に前記硬質層を備える２層或いは３層構造の鋼板である。
【００２３】
まず、硬質層及び内層の厚み、平均マイクロビッカース硬さを限定した理由を説明する。
【００２４】
［硬質層及び内層の厚み］
内層の一方又は両方の面に存在する硬質層の厚みを片面あたり２０μｍ以上とし、全板厚の２／５以下とする。硬質層の厚みが２０μｍ未満の場合、硬質層の厚みが薄く、鋼板に曲げモーメントを加えた際に、容易に硬質層の剥離を招き、優れた耐曲げ性が得られなくなる。例えば、内層の一方の面において２０μｍ以上の硬質層を有した場合であっても、前記内層の他方の面において２０μｍ未満の硬質層を有する構造では、鋼板に曲げモーメントを加えた際に、２０μｍ未満の硬質層が剥離するおそれがある。このため、硬質層の厚みは、内層の片面につき２０μｍ以上とする。
【００２５】
また、内層の一方又は両方の面に形成されたそれぞれの硬質層の厚みの合計が全板厚の２／５を超える場合、曲げ時に硬質層にかかる応力が増大し、硬質層からクラックが生じて耐曲げ性は著しく劣化するため、複層化による耐曲げ性向上のメリットを得られなくなる。このため、それぞれの硬質層の厚みの合計は全板厚の２／５以下とする。より好ましくは、それぞれの硬質層の厚みは３０μｍ以上、前記厚みの合計は全板厚の３／１０以下である。
【００２６】
硬質層と内層の厚みの測定方法は、正確に測定できる限り特に限定されず、例えば光学顕微鏡にて測定しても良い。光学顕微鏡を使用して硬質層と内層の厚みを測定する場合、次の手順にて測定することが好ましい。
【００２７】
まず、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。
【００２８】
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より正確に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。
【００２９】
［硬質層及び内層の平均マイクロビッカース硬さ］
硬質層の平均マイクロビッカース硬さを４００ＨＶ以上、８００ＨＶ未満とする。平均マイクロビッカース硬さが４００ＨＶ未満の場合、硬質層の硬さが低く、優れた耐曲げ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４００ＨＶ以上とする。一方、硬質層の平均マイクロビッカース硬さが８００ＨＶ以上になると、硬質層が過度に高強度であるため、曲げモーメントを加えた際に硬質層が脆性的に破壊するため、耐曲げ性が著しく劣化する。このため、硬質層の平均マイクロビッカース硬さを８００ＨＶ未満とする。より好ましくは、４５０ＨＶ以上、７８０ＨＶ以下である。
【００３０】
内層の平均マイクロビッカース硬さは３５０ＨＶ以上、硬質層の硬さよりも５０ＨＶ以上小さい値とする。平均マイクロビッカース硬さが３５０ＨＶ未満の場合、硬質層との硬さの差が大きくなることから、曲げモーメントを加えた時に内層側に歪が過度に偏るようになり、内層が容易に変形し、耐曲げ性の低下を招く。このため、内層の平均マイクロビッカース硬さは３５０ＨＶ以上とする。また、平均マイクロビッカース硬さが硬質層の硬さよりも５０ＨＶ小さい値を超える場合、硬質層と内層の硬さの差が小さくなることから、曲げモーメントを加えた際に、硬質層に弾性歪が大きくかかることから、耐曲げ性は劣化する。このため、内層の平均マイクロビッカース硬さは硬質層の硬さよりも５０ＨＶ以上小さい値とする。より好ましくは、４００ＨＶ以上、硬質層よりも１００ＨＶ以上小さい値である。
【００３１】
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の各厚み１／４位置における荷重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。マイクロビッカース硬さの測定は、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４４：２００９に定義されたビッカース硬さ試験に準拠し行う。なお、荷重０．０９８Ｎでは４００ＨＶの場合の圧痕の対角線長さは約７μｍ、８００ＨＶの場合の長さは約５μｍ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。
【００３２】
硬質層のナノ硬さの標準偏差は２．０以下が好ましい。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、耐曲げ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、硬質層内での硬さのバラツキが大きくなることから、例えば、曲げモーメントを加えた時に硬質層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以下が好ましく、１．６以下がさらに好ましい。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。
【００３３】
なお、硬質層の板厚方向のナノ硬さのばらつきは耐曲げ性に影響を与えず、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。実質的には、鋼板の幅方向におけるナノ硬さのばらつきが大きい場合に、すなわち、板厚方向及び圧延方向に対し垂直な線上におけるナノ硬さのばらつきが大きい場合に、耐曲げ性は低下する。このため、ナノ硬さの標準偏差は、ある板厚断面の板厚方向と圧延方向に垂直な線上における硬さから求める必要がある。但し、ナノ硬さの測定の最初の位置は、鋼板の幅方向の中心位置を起点として右側および左側のどちらの方向でも良い。
【００３４】
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厚さの１／４位置で、板厚断面の板厚方向及び圧延方向に対して垂直な線上において３μｍの間隔で１００箇所のナノ硬さを、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。
【００３５】
［内層のらせん転位密度］
内層のらせん転位密度はＣｕもしくは、Ｃｏ管球を備えた微小部Ｘ線回折装置を用いて、ｍｏｄｉｆｉｅｄ−Ｗｉｌｌｉａｍｓｏｎ−Ｈａｌｌ／Ｗａｒｒｅｎ−Ａｖｅｒｂａｃｈ法により測定する。Ｘ線回折に供する試料は、前述の光学顕微鏡による板厚測定に用いた試料を使用してもよい。Ｘ線回折に供する前には、鏡面研磨面に、化学エッチングあるいは電解研磨を施して、機械研磨で導入した歪を除去する。測定面は、圧延方向及び板厚方向に平行な面とし、Ｘ線の照射範囲が内層の厚みの中に収まるようにＸ線径をコリメータ等で調節する。また、Ｃｕ管球のＸ線源を用いる場合は、モノクロメータ等を設置し、蛍光Ｘ線の検出を可能な限り抑制させる。ｍｏｄｉｆｉｅｄ−Ｗｉｌｌｉａｍｓｏｎ−Ｈａｌｌ／Ｗａｒｒｅｎ−Ａｖｅｒｂａｃｈ法による手順は、例えば、Ｔ．Ｕｎｇａｒ  ａｎｄ  Ａ．Ｂｏｒｂｅｌｙ：Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．Ｌｅｔｔ．，６９（１９９６），３１７３．あるいは、Ｍａｓａｙｏｓｈｉ  Ｋｕｍａｇａｉ，  Ｍｕｎｅｙｕｋｉ  Ｉｍａｆｕｋｕ，  Ｓｈｉｎ−ｉｃｈｉ  Ｏｈｙａ：  ＩＳＩＪ  Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ，  Ｖｏｌ．５４（２０１４）Ｎｏ．１，ｐ．２０６−２１１を参考にしてもよい。
【００３６】
内層のらせん転位密度は２．０×１０１３ｍ／ｍ３以上とする。らせん転位は交差すべりを起こし、その絡み合いから鋼の降伏強度を上昇させる。すなわち、内層内のらせん転位密度の増加は、「曲げ」という塑性変形の発生に要する荷重を増加させるので、耐曲げ性を増加させる作用効果がある。らせん転位密度が２．０×１０１３ｍ／ｍ３未満では、耐曲げ性の向上効果が得られないため、下限を２．０×１０１３ｍ／ｍ３以上とする。なお、らせん転位密度は高いほど好ましいものの、１×１０１７ｍ／ｍ３を超える場合は転位の絡み合いのサイトにボイドが発生し、鋼板の脆性的な破壊を招く。したがって、上限は１×１０１７ｍ／ｍ３が好ましい。このため、内層のらせん転位密度の下限を２．０×１０１３ｍ／ｍ３以上とする。より好ましくは５×１０１３ｍ／ｍ３以上である。
【００３７】
［硬質層におけるＣ，Ｍｎの含有量と内層におけるＣ，Ｍｎの含有量との関係］
前述した硬質層及び内層の平均マイクロビッカース硬さの要件と、内層のらせん転位密度の要件に加え、硬質層におけるＣ，Ｍｎの含有量を内層におけるＣ，Ｍｎよりも多くすることは、本発明の効果を得るために必須である。Ｃ，Ｍｎともに鋼のミクロ降伏に影響を及ぼす元素であり、含有量の増加に伴ってミクロ降伏の発生を抑える効果を有する。ミクロ降伏とは、例えば、引張試験時にマクロ的には弾性変形と見なされる歪−応力の領域において、素材内部の結晶粒単位で発生する降伏現象である。ミクロ降伏は、本質的には、結晶粒内部あるいは粒界から発生した転位が、隣接する結晶粒に伝播する際に生じる。この結晶粒単位で発生する降伏、すなわちミクロ降伏が、板厚全体に伝播する現象が、引張試験で認められるマクロ的な降伏現象である。Ｃは結晶粒界に偏析することにより、隣接粒への転位の伝播、つまり、ミクロ降伏の発生を抑える効果がある。また、Ｍｎは粒内を移動する転位の交差すべりを促す効果があると考えられ、外力を与えた際の結晶粒界への転位の堆積を抑えることにより、隣接粒への転位の伝播、すなわち、ミクロ降伏の発生を抑える作用を持つ。耐曲げ性を確保するためには、硬質層におけるミクロ降伏の発生を抑制することが必要であり、このためには、複層鋼板に外力を加えた際の歪の緩和を、内層のミクロ降伏で補う必要がある。したがって、硬質層のミクロ降伏の発生を抑え、内層のミクロ降伏の発生を促すために、硬質層におけるＣ，Ｍｎのそれぞれの含有量を、内層におけるＣ，Ｍｎのそれぞれの含有量よりも多くする必要がある。
【００３８】
硬質層及び内層の鋼板に最適な化学成分について説明する。以下、成分についての「％」は質量％を意味する。
【００３９】
（Ｃ：０．１０〜０．６０％）
Ｃは鋼の強化に有効な元素である。部品の耐曲げ性を確保するためには０．１０％以上のＣ量が必要であり、０．１０％未満では素材の硬さが不足し、優れた耐摩曲げ性を得ることができなくなる。このため、下限を０．１０％以上とする。一方、０．６０％を超えると、素材内に炭化物の形成を促し、曲げモーメントを加えた際に炭化物を起点とした脆性的な割れを招くため上限を０．４０％以下とする。より好ましくは０．１５％以上、０．５９％以下である。
【００４０】
（Ｓｉ：０．０１〜３．００％）
Ｓｉは、脱酸剤として作用し、炭化物の形態制御及び鋼の強度増加に影響を及ぼす元素である。０．０１％未満では、炭化物の生成が促進し、多量の炭化物が鋼に存在するようになり、耐曲げ性は劣化する。なお、Ｓｉを０．０１％未満の含有量に抑えることは、現状の精錬プロセスではコストの増加も招く。このため、Ｓｉの下限は０．０１％以上とする。一方、Ｓｉの含有量が３．０％を超えると、鋼部品の脆化を招き、耐曲げ性を低下させるため、上限を３．０％とする。好ましくは０．０１％以上、２．５％以下である。より好ましくは、０．２％以上、２．０％以下である。
【００４１】
（Ｍｎ：１．００〜１０．００％）
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。１．００％未満では、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することが難しくなり、これに伴い、マルテンサイトの組織比率が低下するため、強度の低下及び耐曲げ性の劣化を引き起こす。このため、下限を１．０％以上とする。一方、１０．００％を超えると、粗大なＭｎ酸化物が鋼中に存在するようになり、曲げ時の破壊の起点となるため、耐曲げ性が劣化する。このため、上限を１０．００％とする。好ましくは２．０％以上、９．０％以下である。
【００４２】
（Ｐ：０．０００１〜０．０２００％）
Ｐは、フェライト粒界に強く偏析し粒界の脆化を促す元素である。少ないほど好ましいが、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、コストの大幅な増加を招く。このため、下限を０．０００１％以上としても良い。一方、０．０２００％を超えると、粒界脆化により耐曲げ性の低下を招くため、上限を０．０２００％以下とする。好ましくは０．００１０％以上、０．０１９０％以下である。
【００４３】
（Ｓ：０．０００１〜０．０２００％）
Ｓは、鋼中でＭｎＳ等の非金属介在物を生成し、鋼板部品の延性の低下を招く元素である。少ないほど好ましいが、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、コストの大幅な増加を招く。このため、下限を０．０００１％以上としても良い。一方、０．０２００％を超えると、曲げモーメントを加えた際に非金属介在物を起点とした割れの発生を招き、耐曲げ性が低下するため、上限を０．０２００％以下とする。好ましくは０．００１０％以上、０．０１９０％以下である。
【００４４】
（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。耐曲げ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。しかし、０．０００１％未満に低減することは精錬コストの増加を招くため、Ｎが含まれる場合には下限を０．０００１％以上とする。一方、０．０２００％を超える含有量では、鋼の脆化を引き起こすことから、耐曲げ性は顕著に低下する。このため、上限を０．０２００％とする。好ましくは０．００１０％以上、０．０１５０％以下である。
【００４５】
（Ｏ：０．０２００％以下）
Ｏは、鋼中に酸化物の形成を促す元素であり、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るため少ないほうが好ましく、０％であってもよい。しかし、０．０００１％未満に低減することは、精錬コストの増加を招くため、Ｏが含まれる場合には０．０００１％以上を下限とする。一方、０．０２００％を超える含有量では耐曲げ性を低下させるため、上限を０．０２００％以下とする。好ましくは０．０００５％以上、０．０１７０％以下である。
【００４６】
（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する元素であり、必要に応じて添加される。Ａｌを添加する場合、０．００１％未満では、添加効果が十分に得られないので、下限を０．００１％以上とする。一方、０．５００％を超えると粗大なＡｌ酸化物が生成し、耐曲げ性の低下を引き起こす。このため、上限を０．５００％以下とする。好ましくは０．０１０％以上０．４５０％以下である。
【００４７】
（Ｔｉ：０．５００％以下）
Ｔｉは、炭化物の形態制御に重要な元素であり、多量の含有によりフェライトの強度増加を促す元素である。耐曲げ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。しかし、０．００１％未満に低減することは精錬コストの増加を招くため、Ｔｉが含まれる場合には下限を０．００１％以上とする。一方、０．５００％を超える含有量では、粗大なＴｉ酸化物又はＴｉＮが鋼中に存在するようになり、耐曲げ性を低下させる。このため、上限を０．５００％以下とする。好ましくは０．００５％以上、０．４５０％以下である。
【００４８】
（Ｂ：０．０１００％以下）
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。Ｂを添加する場合、０．０００１％未満では、添加による高強度化又は耐曲げ性の向上の効果が十分には得られない。更に、０．０００１％未満の同定には分析に細心の注意を払う必要があるとともに、分析装置によっては検出下限に至る。このため、０．０００１％以上を下限とする。一方、０．０１００％を超える含有量では、鋼中に粗大なＢ酸化物の生成を招き、耐曲げ性は劣化する。このため、上限を０．０１００％以下とする。より好ましくは０．０００５％以上、０．００５０％以下である。
【００４９】
（Ｃｒ：２．０００％以下）
Ｃｒは、Ｍｎと同様にパーライト変態を抑え、鋼の高強度化に有効な元素であり、必要に応じて添加される。Ｃｒを添加する場合、０．００１％未満では、添加の効果を得られないため、下限を０．００１％以上とする。一方、２．０００％を超える添加では、中心偏析部に粗大なＣｒ炭化物を形成するようになり、耐曲げ性を低下させるため、上限を２．０００％以下とする。好ましくは０．０１０％以上、１．５００％以下である。
【００５０】
（Ｍｏ：１．０００％以下）
Ｍｏは、Ｍｎ、Ｃｒと同様に鋼の強化に有効な元素であり、必要に応じて添加される。Ｍｏを添加する場合、０．００１％未満では、効果が得られないため、下限を０．００１％以上とする。一方、１．０００％を超えると、粗大なＭｏ炭化物を形成し、耐曲げ性の低下を招くため上限を１．０００％以下とする。より好ましくは０．０１０％以上、０．７００％以下である。
【００５１】
（Ｎｂ：０．５００％以下）
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り、必要に応じて添加される。Ｎｂを添加する場合、０．００１％未満では、効果が得られないため、下限を０．００１％以上とする。一方、０．５００％を超えると、微細で硬質なＮｂ炭化物が多数析出し、鋼板の強度上昇とともに延性の顕著な劣化を招き、耐曲げ性を低下させる。このため、上限を０．５００％以下とする。好ましくは０．００２％以上、０．２００％以下である。
【００５２】
（Ｖ：０．５００％以下）
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り、必要に応じて添加される。Ｖを添加する場合、０．００１％未満では、効果が得られないため、下限を０．００１％以上とする。一方、０．５００％を超えると、微細なＶ炭化物が多数析出し、鋼板の強度上昇と延性の低下を招き、耐曲げ性を低下させる。このため、上限を０．５００％以下とする。より好ましくは０．００２％以上、０．４００％以下である。
【００５３】
（Ｃｕ：０．５００％以下）
Ｃｕは、鋼板の強度の増加に有効な元素であり、必要に応じて添加される。Ｃｕを添加する場合、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い。一方、０．５００％を超えると、赤熱脆性を招き熱延での生産性を低下させるため上限を０．５００％以下とする。より好ましくは０．００２％以上、０．４００％以下である。
【００５４】
（Ｗ：０．１００％以下）
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。Ｗを添加する場合、０．００１％未満では、効果が得られないため、下限を０．００１％以上とする。一方、０．１００％を超えると、微細なＷ炭化物が多数析出し、鋼板の強度上昇と延性の低下を招き、耐曲げ性を低下させるため上限を０．１００％以下とする。より好ましくは０．００２％以上、０．１００％以下である。
【００５５】
（Ｔａ：０．１００％以下）
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。Ｔａを添加する場合、０．００１％未満では、効果が得られないため、下限を０．００１％以上とする。一方、０．１００％を超えると、微細なＴａ炭化物が多数析出し、鋼板の強度上昇と延性の低下を招き、耐曲げ性を低下させる。このため、上限を０．１００％以下とする。より好ましくは０．００２％以上、０．１００％以下である。
【００５６】
（Ｎｉ：０．５００％以下）
Ｎｉは、部品の耐曲げ性の向上に有効な元素であり、必要に応じて添加される。Ｎｉを添加する場合、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い。一方、０．５００％を超えると、延性が低下し、耐曲げ性の低下を招くため上限を０．５００％以下とする。より好ましくは０．００２％以上、０．４００％以下である。
【００５７】
（Ｓｎ：０．０５０％以下）
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。しかし、０．００１％未満への低減には精錬コストの増加を招くため、Ｓｎが含まれる場合には下限を０．００１％以上とする。また、０．０５０％を超える含有量では、フェライトの脆化による耐曲げ性の低下を引き起こすため、上限を０．０５０％以下とする。より好ましくは０．００１％以上、０．０４０％以下である。
【００５８】
（Ｓｂ：０．０５０％以下）
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。しかし、０．００１％未満への低減には精錬コストの増加を招くため、Ｓｂが含まれる場合には下限を０．００１％以上とする。また、０．０５０％を超える含有量では、耐曲げ性の低下を引き起こすため、上限を０．０５０％以下とする。より好ましくは０．００１％以上、０．０４０％以下である。
【００５９】
（Ａｓ：０．０５０％以下）
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。しかし、０．００１％未満への低減には精錬コストの増加を招くため、Ａｓが含まれる場合には下限を０．００１％以上とする。また、０．０５０％を超える含有量では、耐曲げ性の低下を招くため、上限を０．０５０％以下とする。より好ましくは０．００１％以上、０．０４０％以下である。
【００６０】
（Ｍｇ：０．０５００％以下）
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。Ｍｇを添加する場合、０．０００１％未満ではその効果は得られないため下限を０．０００１％以上とする。一方、過剰に添加すると、粗大な介在物の形成による耐曲げ性の低下を引き起こすため、上限を０．０５００％とする。より好ましくは０．０００５％以上、０．０４００％以下である。
【００６１】
（Ｃａ：０．０５０％以下）
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。Ｃａを添加する場合、０．００１％未満ではその効果は得られないため下限を０．００１％以上とする。一方、過剰に添加すると、粗大なＣａ酸化物が生成し、耐曲げ性の低下を招くため、上限を０．０５０％とする。より好ましくは０．００１％以上、０．０４０％以下である。
【００６２】
（Ｙ：０．０５０％以下）
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。Ｙを添加する場合、０．００１％未満ではその効果は得られないため下限を０．００１％以上とする。一方、過剰に添加すると、粗大なＹ酸化物が生成し、耐曲げ性は低下するため、上限を０．０５０％とする。好ましくは０．００１％以上、０．０４０％以下である。
【００６３】
（Ｚｒ：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。Ｚｒを添加する場合、０．００１％未満ではその効果は得られないため下限を０．００１％以上とする。一方、過剰に添加すると、粗大なＺｒ酸化物が生成し、耐曲げ性は低下するため、上限を０．０５０％とする。好ましくは０．００１％以上、０．０４０％以下である。
【００６４】
（Ｌａ：０．０５０％以下）
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。Ｌａを添加する場合、０．００１％未満ではその効果は得られないため下限を０．００１％以上とする。一方、０．０５０％を超えて添加すると、Ｌａ酸化物が生成し、耐曲げ性の低下を招くため上限を０．０５０％とする。より好ましくは０．００１％以上、０．０４０％以下である。
【００６５】
（Ｃｅ：０．０５０％以下）
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り、必要に応じて添加される。Ｃｅを添加する場合、０．００１％未満ではその効果は得られないため下限を０．００１％以上とする。一方、０．０５０％を超えて添加すると、Ｃｅ酸化物が生成し、耐曲げ性の低下を招くため上限を０．０５０％とする。より好ましくは０．００１％以上、０．０４６％以下である。
【００６６】
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及び不可避不純物からなるが、本発明の効果を妨げない範囲内で他の元素が微量に含まれていてもよい。
【００６７】
続いて、鋼板組織の観察及び測定方法を述べる。
【００６８】
組織観察は、走査型電子顕微鏡で行なう。観察に先立ち、組織観察用のサンプルを、エメリー紙による湿式研磨及び１μｍの平均粒子サイズをもつダイヤモンド砥粒により研磨し、観察面を鏡面に仕上げた後、３％硝酸アルコール溶液にて組織をエッチングしておく。観察の倍率を３０００倍とし、硬質層及び内層の各厚み１／４層における３０μｍ×４０μｍの視野をランダムに１０枚撮影する。組織の比率は、ポイントカウント法で求める。得られた組織画像に対して、縦３μｍかつ横４μｍの間隔で並ぶ格子点を計１００点定め、格子点の下に存在する組織を判別し、１０枚の平均値から鋼板に含まれる組織比率を求める。
【００６９】
炭化物の体積率の測定は、走査型電子顕微鏡で撮影した組織画像に基づいて行なう。観察に先立ち、組織観察用のサンプルを、エメリー紙による湿式研磨及び１μｍの平均粒子サイズをもつダイヤモンド砥粒により研磨し、観察面を鏡面に仕上げた後、飽和ピクリン酸アルコール溶液にて組織をエッチングしておく。観察の倍率を３０００倍とし、板厚１／４層における３０μｍ×４０μｍの視野をランダムに８枚撮影する。得られた組織画像に対して三谷商事株式会社製（Ｗｉｎ  ＲＯＯＦ）に代表される画像解析ソフトにより、その領域中に含まれる各炭化物の面積を詳細に測定する。観察視野の総面積に対する炭化物の総面積の割合を求め、これを炭化物の体積率とする。なお、ノイズによる測定誤差の影響を抑えるため、面積が０．０１μｍ２以下の炭化物は評価の対象から除外する。
【００７０】
本発明の鋼板において、硬質層及び内層における炭化物の体積率は２．０％以下が好ましい。炭化物は鋼中において最も硬い組織であり、鋼に与える応力が引張強度の０．５倍程度の小さい場合であっても、他の組織に対する硬さの差に起因して、炭化物に接する鋼の母相界面に歪が集中する。歪の集中は塑性変形を招き、耐曲げ性及び耐疲労特性の低下を引き起こす。したがって、炭化物は少ないほど好ましく、体積率で２．０以下が好ましい。更に好ましくは、１．６％以下である。
【００７１】
前述したように、本発明の鋼板は、前記内層と、前記硬質層とを備えることによって鋼の引張強度が向上し、引張強度の向上と伴に降伏点も上昇させるので、優れた耐曲げ性を有する。耐曲げ性は、次の評価方法によって確認することができる。すなわち、各サンプルからシェンク型試験片を作製し、応力無負荷の状態で試験片表面にひずみゲージを貼り付けた後に、引張強度の０．５倍の負荷応力で１０３回の繰返し平面曲げを与え、試験片を試験機から取り外した後の残留塑性歪を測定する。本発明によれば、前記残留塑性歪を０．１％以下にすることができる。
【００７２】
更に、本発明によれば、疲労破壊特性に優れた高強度鋼板を作ることができる。このような高強度鋼板は、耐曲げ性が更に優れているので、耐疲労強度に優れる。尚、耐疲労特性は、次の評価方法によって確認することができる。すなわち、各サンプルからシェンク型試験片を作製し、応力無負荷の状態で試験片表面にひずみゲージを貼りつけた後に、引張強度の０．５倍の負荷応力で１０４回の繰り返し平面曲げを与える。本発明によれば、１０４回の繰り返し平面曲げ後も疲労破壊（破断）が起こらず、疲労破壊特性に優れた素材を作ることができる。本発明に係る耐疲労強度に優れる鋼板は、少なくとも、その鋼板を構成する硬質層及び内層の鋼板のいずれも、前述した最適な化学成分の組成を満たす必要がある。
【００７３】
このような耐曲げ性に優れた鋼板は、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を施すだけでは得られない。この理由は、浸炭・窒化・軟窒化等の熱処理技術では、表層に硬質層を形成させるまでに留まり、内層のらせん転位密度を２．０×１０１３ｍ／ｍ３に制御することが難しく、耐曲げ性の低下を招くためである。
【００７４】
［本発明の鋼板の製造方法］
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。例えば鋼板の製造時に、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、本発明に係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。このように鋼板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。
【００７５】
本発明の製造方法は、内層の一方又は両方の面に、内層の硬さよりも５０ＨＶ以上硬い硬質層を貼り付け、かつ内層の転位の形態・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、電子ビーム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。本発明の具体的な製造方法の特徴は以下の通りである。
【００７６】
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電子ビーム溶接により接合し、熱間圧延用の積層スラブを得る。
【００７７】
以上を例とする製法によって作られたスラブを用い、下記の熱間圧延工程によって複層鋼板を製造することにより、本発明の鋼板を製造することができる。
【００７８】
熱延の特徴：前述の複層スラブを、そのまま、または一旦冷却後に加熱した後に熱間圧延を行い、６５０℃以上、９５０℃以下の温度域にて仕上げ熱延を終了する。仕上げ圧延後の鋼板をランアウトテーブル（ＲＯＴ）上で冷却後に７００℃以下の温度範囲で捲き取り熱延コイルとする。さらに、熱延コイルを未酸洗の状態あるいは酸洗後に、伸び率０．１％以上の調質圧延（「スキンパス圧延」ともいう。）を与える。以下に、本発明の製造方法について具体的に説明する。
【００７９】
前記複層スラブの熱間圧延時の加熱温度は１１００℃以上、１３００℃以下とし、前記加熱温度範囲における加熱時間を１５分以上３００分以下とすることが好ましい。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、耐曲げ性の低下を引き起こす場合がある。より好ましい上限として、加熱温度は１２５０℃以下、当該温度範囲における加熱時間は２７０分以下である。一方、前記複層スラブの熱間圧延時の加熱温度が１１００℃未満であるか、又は加熱時間が１５分未満であると、硬質層と内層の凝固偏析の解消が不十分となり、硬質層と内層の引張強度が不十分になる場合がある。そのため、より好ましい下限として、加熱温度は１１５０℃以上、当該温度範囲における加熱時間は３０分以上である。
【００８０】
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、鋼板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場合がある。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、ＲＯＴ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、スケールに起因する表面クラックが生成することから、耐曲げ性の低下を引き起こす。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。また、硬質層のナノ硬さの標準偏差を２．０以下にするためには、前記仕上げ圧延の温度範囲に加えて、更に、硬質層の鋼板を前述した最適な化学成分にすることが好ましい。
【００８１】
仕上げ熱延後のＲＯＴでの鋼板の冷却速度は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、鋼板の表層から内部にわたり１００℃／秒を超える冷却速度で鋼板を冷却すると、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。巻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、製造上での鋼板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、仕上げ熱延後の鋼板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（注水開始点）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、注水開始点から巻取り機により巻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。
【００８２】
巻取り温度は７００℃以下とする。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、多量の炭化物の生成を招き、耐曲げ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。また、硬質層の強度増加のために、巻取り温度は低いほど好ましいものの、室温より低温の深冷処理（サブゼロ処理）を施す場合、熱延板が著しく脆化する場合があるため、巻取り温度の下限は０℃以上が好ましい。より好ましくは１０℃以上、６８０℃以下である。
【００８３】
本発明の形態を得るために、スキンパス圧延での制御は非常に重要である。複層鋼板に荷重を加えて塑性変形を与える場合、図５に示すとおり、硬質層及び内層の応力歪曲線に沿って、硬質層と内層で応力及び歪の分配が起こる。例えば、図５中の座標１及び２に相当する塑性歪を加える場合、内層の変形が容易であるため、座標３で示すように内層に多くの塑性歪が導入される。この状態から、荷重を取り除くと、座標１および３の応力−歪状態から弾性変形による収縮が起こる。なお、座標３よりも座標１の応力が高い場合、弾性変形による収縮量も座標３よりも座標１の方が大きくなる。この結果、荷重を取り除いた後の応力状態は、座標４及び５で示すとおり、硬質層には引張、内層には圧縮応力場が作られるようになる。
【００８４】
このように、内層に塑性変形を加えた後に、圧縮応力を残すことで、内層のらせん転位密度を２．０×１０１３ｍ／ｍ３以上に制御することが可能となる。つまり、塑性変形によって増殖した転位に対して、変形とは逆向き（ここでは、引張から圧縮）の応力を付与すると、引張によって導入された転位が、圧縮応力を加えられることにより発生元の転位源に向かって戻ろうとする。また、スキンパス圧延によって、多量の転位が導入されている場合、転位どうしが絡み合い、その絡み合いによって転位の移動が抑制され、転位源に戻ることはできなくなる。なお、内層に生じる圧縮応力を緩和しようとするために、もともとのすべり系である主すべり系とは異なる、他のすべり系に転位が移る、いわゆる交差すべりが発生する。この交差すべりは、らせん転位のみに起こる現象であるため、複層鋼板へのスキンパス圧延の付与により、らせん転位密度を優先的に増加させることが可能となる。
【００８５】
複層鋼板に与えるスキンパスは伸び率で０．１％以上とする。伸び率、つまりは複層鋼板に与える塑性変形量が０．１％未満の場合は、内層の塑性変形量が少なく、らせん転位密度を２．０×１０１３ｍ／ｍ３以上に制御することができない。このため、スキンパス伸び率の下限を０．１％以上とする。また、スキンパス圧延率は高いほど好ましいものの、５．０％を超えて付与することは、圧延機に大きな負荷をかけることとなり、生産性の低下を招くため、上限としては５．０％以下が好ましい。より好ましくは０．２％以上、４．０％以下である。
【００８６】
更に、上記のスキンパス圧延済み、あるいは未スキンパス圧延の熱延鋼帯を酸洗し、冷延、或いは、更に冷延板焼鈍、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、耐曲げ性を兼ね備える冷延鋼帯を製造しても良い。
【００８７】
酸洗工程：酸洗工程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。
【００８８】
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。
【００８９】
熱延板焼鈍工程：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耐曲げ性の発揮である。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）のいずれでも良い。箱焼鈍（ＢＡＦ）及び通常の連続焼鈍法（Ｃ−ＣＡＬ）の工程の概略を図２及び図３にそれぞれ示す。
【００９０】
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、耐曲げ性の低下を招く。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。
【００９１】
箱焼鈍における焼鈍温度は４００℃以上、７２０℃以下、保持時間は１ｈｒ以上、１５０ｈｒ以下が好ましい。焼鈍温度が４００℃未満または保持時間が１ｈｒ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１５０ｈｒ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４００℃以上、７２０℃以下、保持時間は１ｈｒ以上、１５０ｈｒ以下が好ましい。より好ましい焼鈍温度は４２０℃以上、７００℃以下、保持時間は３ｈｒ以上、１００ｈｒ以下である。
【００９２】
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℃／秒を超えても良い。より好ましくは１０℃／秒以上である。
【００９３】
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。
【００９４】
連続焼鈍における過時効帯での温度は、２００℃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、優れた耐曲げ性が得られるようになる。時効温度が２００℃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、耐曲げ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、２００℃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２５０℃以上、４５０℃以下、保持時間は６０秒以上、４００秒以下である。
【００９５】
冷延板焼鈍工程：冷延板焼鈍の目的は、冷延によって失われた鋼帯の耐曲げ性の回復であり、更にフェライト、パーライト、ベイナイト、マルテンサイト及び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、優れた耐曲げ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）のいずれでも良い。
【００９６】
冷延板焼鈍での、通常の連続焼鈍法（Ｃ−ＣＡＬ）における加熱及び保持・冷却工程は、熱延板焼鈍工程に関して前述した連続焼鈍と同様の条件にて行うことができる。
【００９７】
リヒート型の連続焼鈍の工程の概略を図４に示す。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℃／秒を超えても良い。より好ましくは１０℃／秒以上である。
【００９８】
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。
【００９９】
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、鋼材の延性及び耐曲げ性を損なう。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。
【０１００】
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、優れた耐曲げ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、耐曲げ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。
【０１０１】
以上の本発明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４００ＨＶ以上かつ８００ＨＶ未満の硬質層を形成させ、内層の平均マイクロビッカース硬さを３５０ＨＶ以上かつ硬質層の硬さよりも５０ＨＶ以上小さな値とし、内層のらせん転位密度を２．０×１０１３ｍ／ｍ３以上に制御され、優れた耐曲げ性を有する鋼板を製造することができる。本発明の製造方法によれば、前述した残留塑性歪試験の残留塑性歪が０．１％以下の鋼板を製造することができる。
【実施例】
【０１０２】
次に実施例により本発明の効果を説明する。【０１０３】
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。【０１０４】
（実施例No.１〜１１３）
表１−１及び表１−２の組成No.Ａ〜ＢＡの組成を有するスラブを連続鋳造法により製造した。製造された前記組成のスラブを用いて、表２−１〜表２−６の「層構成」の「表層」、「中心」、「裏層」の順に積層することによって、２層構造或いは３層構造の積層スラブを製造した。得られた積層スラブのそれぞれを下記条件にて加熱して熱間圧延工程、仕上げ圧延工程、ＲＯＴ冷却工程、巻取り工程を行った。巻取り工程後の複層鋼板に対して下記条件にてスキンパス圧延を行い、実施例No.１〜１１３の最終製品としての複層鋼板を製造した。表２−１〜表２−６の項目「表層」及び「裏層」は、内層（表２−１〜表２−６の項目「中心」）の表面及び裏面にそれぞれ形成されたものである。
［製造条件］
積層スラブの熱間圧延工程時の加熱条件：１２００℃にて５０分保持
積層スラブの仕上げ圧延温度：９２０℃
ROT冷却速度：５５℃／秒
巻取り温度：２２０℃
スキンパス圧延工程時の積層鋼板の伸び率：０．３％
最終製品としての積層鋼板の板厚：２．４mm
表層及び裏層の各層厚：４８０μｍ（板厚の１／５）【０１０５】
実施例No.１〜１１３のそれぞれの積層鋼板について、表層と中心層の硬さの差、裏層と中心層の硬さの差、引張強度、らせん転位密度、耐曲げ特性及び耐疲労特性を測定した。【０１０６】
耐疲労特性は、前述したように、各積層鋼板からシェンク型試験片を作製し、前記試験片に引張強度の０．５倍の負荷応力で１０４回以上の繰り返し平面曲げを与えた後、疲労破壊（破断）の有無をひずみゲージで判定することにより行った。破壊までの繰り返し回数が１０４回を超える場合は○（合格）、１０４回以下の場合は×（不合格）とした。【０１０７】
尚、耐曲げ特性は、表２−４〜表２−６の各実施例からシェンク型試験片を作製し、応力無負荷の状態で試験片表面にひずみゲージを貼り付けた後に、引張強度の０．５倍の負荷応力で１０３回の繰返し平面曲げを与え、試験片を試験機から取り外した後の残留塑性歪を測定することにより行った。残留塑性歪が０．１％以下の場合は、繰返し曲げにおいて塑性変形が抑制され、耐曲げ性に優れると判断し、“○”の指標を付けた。また、残留塑性歪が０．１％を超える場合は、繰り返し曲げにおいて塑性変形を抑制できなかったと判断し、“×”の指標を付けた。【０１０８】
表２−４〜表２−６の実施例のうち、中心の層（内層）におけるＣの含有量が表層或いは裏層におけるＣの含有量よりも高い実施例と、内層におけるＭｎの含有量が表層或いは裏層におけるＭｎの含有量よりも高い実施例は、いずれも耐曲げ特性が「×」になっていることが分かる。【０１０９】
発明例は、いずれも、硬質層のナノ硬さの標準偏差が２．０以下であった。【０１１０】
尚、比較例である複層鋼板No.１５、２６及びNo.９９は、内層及び硬質層のいずれも硬さが本発明の要件を満たし、内層のらせん転位密度も本発明の要件を満たすにもかかわらず、耐曲げ特性が「×」であった。複層鋼板No.１５、２６及びNo.９９は、硬質層におけるＣ，Ｍｎの含有量が内層におけるＣ，Ｍｎの含有量よりも低くなっているため、硬質層におけるミクロ降伏の発生を抑制し難くなったことが原因と考えられる。このように、前述した硬質層及び内層の平均マイクロビッカース硬さの要件と、内層のらせん転位密度の要件に加え、硬質層におけるＣ，Ｍｎの含有量を内層におけるＣ，Ｍｎよりも多くすることは、本発明の効果を得るために必須である。【０１１１】
比較例である複層鋼板No.１７、３２の裏層は、組成No.Ｉの鋼板である。鋼板No.Iの炭素含有量は高いので、複層鋼板No.１７、３２の裏層の硬さは、いずれも８００ＨＶを超えている。そのため、複層鋼板No.１７、３２はいずれも脆化割れが生じやすくなり、耐曲げ性が低下した。【０１１２】
実施例No.１〜１１３のうち、実施例No.１５、２６及び９９を除く全ての実施例について「硬さ差」と「らせん転位密度」を検討した。その結果を図１に示す。図１の比較例「×」及び発明例「○」の位置から、耐曲げ性を向上させるには、前記内層のらせん転位密度が２．０×１０１３ｍ／ｍ３以上であり、表層と中心層の硬さ差が５０ＨＶ以上となる必要があることが分かる。【０１１３】
（実施例No.１１４〜１２６）
表裏層（硬質層）の厚みによる耐曲げ特性及び耐疲労特性への効果を調べるため、表２−４〜表２−６における耐曲げ特性及び耐疲労強度がいずれも“○”（合格）である実施例の層構成の表裏層の厚みを変えて積層スラブを製造した。前記積層スラブのそれぞれを用いて、実施例No.１〜１１３と同じ製造条件にて、実施例No.１１４〜１２６の複層鋼板を製造した。尚、実施例No.１１４〜１２６の積層鋼板の板厚はいずれも２．４mmである。実施例No.１１４〜１２６の複層鋼板は、表３に示す層構成をそれぞれ有しており、表１−１及び表１−２の組成No.Ａ〜ＢＡのうち、前述した最適な化学成分の鋼組成を有する開発鋼のスラブを用いて製造された。【０１１４】
表３の項目「表裏層狙い厚み」の欄は、表層及び裏層のそれぞれの層厚の前記板厚に対する割合の目標値であって、製造時に設定された。また、表３の項目「実質厚み」とは、実施例No.１１４〜１２６の積層鋼板の裏層及び表層の実際の層厚である。表３の実施例No.１１４〜１１６から分かるように、各硬質層の厚みが２０μｍ未満であり、硬質層の厚みの合計が全板厚の１／１００未満のものは、耐曲げ特性が不十分である。また、各硬質層の厚みが２０μｍ以上であっても、硬質層の厚みの合計が全板厚の２／５を超えるものは、耐曲げ特性が不十分になることが分かる。【０１１５】
（実施例No.１２７〜１６９）
熱間圧延条件による耐曲げ特性及び耐疲労特性への効果を調べるため、表１−１及び表１−２の組成No.Ａ〜ＢＡのうち、開発鋼のスラブを用いて、表４−１〜表４−２に示す熱間圧延条件にて、実施例No.１２７〜１６９の積層鋼板を製造した。実施例No.１２７〜１６９の積層鋼板は、表４−１及び表４−２に示す層構成をそれぞれ有し、硬質層が片面のみ形成された積層鋼板の実施例No.147を除き、それぞれ同じ種類のスラブを用いて表層及び裏層が構成されている。実施例No.１２７〜１６９のいずれも板厚が2.4mmであり、表層及び裏層の各層厚は２４０μｍ（板厚の１／１０）である。【０１１６】
実施例No.１３２から分かるように、硬質層におけるＣ，Ｍｎの含有量が内層におけるＣ，Ｍｎの含有量よりも高い場合であっても、巻取り温度が７００℃を超えると、硬質層と内層の硬さの差が５０Ｈｖ未満となり、らせん転位密度が２．０×１０１３ｍ／ｍ３未満となるので、耐曲げ特性が不十分になることが分かる。また、実施例No.１３８及び１５７から分かるように、硬質層におけるＣ，Ｍｎの含有量が内層におけるＣ，Ｍｎの含有量よりも高い場合であっても、仕上げ熱間圧延温度が６５０℃未満、或いは９５０℃超である場合、硬質層と内層の硬さの差が５０Ｈｖ未満となり、らせん転位密度が２．０×１０１３ｍ／ｍ３未満となるので、耐曲げ特性が不十分になることが分かる。また、実施例No.１５４から分かるように、硬質層におけるＣ，Ｍｎの含有量が内層におけるＣ，Ｍｎの含有量よりも高い場合であっても、スキンパス圧延が伸び率０．１％未満の場合、らせん転位密度が２．０×１０１３ｍ／ｍ３未満となるので、耐曲げ特性が不十分になることが分かる。【０１１７】
（実施例No.１７０〜１９２）
表１−１及び表１−２の組成No.Ａ〜ＢＡのうち、開発鋼のスラブを用いて、表５−１に示す層構成を有する実施例No.１７０〜１９２の積層鋼板を製造した。硬質層が片面のみ形成された積層鋼板の実施例No.179を除き、表５−１に示す積層鋼板は、それぞれ同じ種類のスラブを用いて表層及び裏層が構成されている。実施例No.１７０〜１９２の積層鋼板はいずれも、巻取り工程時の板厚が２．４mmであり、表層及び裏層の各層厚は２４０μｍであった。巻取り工程後の各積層鋼板を酸洗し、次いで、表５−２の条件で熱延板焼鈍、冷間圧延及び冷延板焼鈍を施した後、伸び率が０．３％のスキンパス圧延を行うことによって、実施例No.１７０〜１９２の積層鋼板を製造した。【０１１８】
表５−２のパターン「ＢＡＦ」は、図２に示す焼鈍パターンにて箱焼鈍を行ったことを示し、（１）加熱速度（℃/hr）、（２）焼鈍温度（℃）、（３）保持時間（hr）、（４）冷却速度（℃/hr）が表５−２のパターン「ＢＡＦ」の欄に対応する条件（１）〜（４）の大きさであったことを示す。また、表５−２のパターン「Ｃ−ＣＡＬ」は、図３に示す焼鈍パターンにて連続焼鈍を行ったことを示し、（１）加熱速度（℃/hr）、（２）焼鈍温度（℃）、（３）保持時間（hr）、（４）冷却速度（℃/hr）、（５）過時効温度（℃）、（６）保持時間（ｓ）、（７）冷却速度（℃/ｓ）が表５−２のパターン「Ｃ−ＣＡＬ」の欄に対応する表５−２の条件（１）〜（７）の大きさであったことを示す。また、表５−２のパターン「Ｒ−ＣＡＬ」は、図４に示す焼鈍パターンにて連続焼鈍を行ったことを示し、（１）加熱速度（℃/hr）、（２）焼鈍温度（℃）、（３）保持時間（hr）、（４）冷却速度（℃/hr）、（５）冷却停止温度（℃）、（６）保持時間（ｓ）、（７）加熱速度（℃/ｓ）、（８）過時効温度（℃）、（９）保持時間（ｓ）、（１０）冷却速度（℃/ｓ）が表５−２のパターン「Ｒ−ＣＡＬ」の欄に対応する表５−２の条件（１）〜（１０）の大きさであったことを示す。【０１１９】
表５−１及び表５−２に示す製造条件によって、実施例No.１７０〜１９２の積層鋼板は、表５−３に示される金属組織が形成された。これらの実施例はいずれも好適な条件で製造されており、表５−４に示すように、耐曲げ特性及び耐疲労特性が良好であった。【０１２０】
（実施例No.１９３〜２１５）
表５−１の実施例No.１７０〜１９２の積層鋼板と同じ層構成を有する積層スラブを製造し、得られた積層スラブのそれぞれを、実施例No.１〜１１３と同じ製造条件にて熱間圧延工程、仕上げ圧延工程、ＲＯＴ冷却工程、巻取り工程を行い、更に、表６−１に示す条件にて光輝焼鈍及びめっき処理を施した後、伸び率が０．３％のスキンパス圧延を行い、実施例No.１９３〜２１５の積層鋼板を製造した。表６−１の項目「めっき種」は、実施例No.１９３〜２１５の表面に形成されためっき層の組成を示す。各めっき種の厚みは１２μｍ程度である。また、表６−１の項目「合金化有無」は、めっき層と表層及び／或いは裏層との合金化の有無を示す。硬質層が片面のみ形成された積層鋼板の実施例No.202を除き、表６−１及び表６−２に示す積層鋼板は、それぞれ同じ種類のスラブを用いて表層及び裏層が構成されている（表６−１の項目「表裏層」）。また、実施例No.１９３〜２１５の積層鋼板の板厚は２．４mmであり、表層及び裏層の層厚は２４０μｍ（板厚の１／１０）である。【０１２１】
表６−２にこれらの実施例No.１９３〜２１５の積層鋼板の硬質層の硬さ、中心層の硬さ、らせん転位密度、耐曲げ性等の測定結果を示す。実施例No.１９３〜２１５の積層鋼板のいずれにおいても、前記硬質層の平均マイクロビッカース硬さが４００ＨＶ以上、８００ＨＶ未満であり、前記内層の平均マイクロビッカース硬さは３５０ＨＶ以上、硬質層の平均マイクロビッカース硬さよりも５０ＨＶ以上小さく、前記内層のらせん転位密度が２．０×１０１３ｍ／ｍ３以上であった。これらの実施例の積層鋼板は、いずれも耐曲げ性及び耐疲労特性が良好であった。【０１２２】
【表１−１】
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【０１２３】
【表１−２】
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【０１２４】
【表２−１】
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【０１２５】
【表２−２】
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【０１２６】
【表２−３】
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【０１２７】
【表２−４】
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【０１２８】
【表２−５】
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【０１２９】
【表２−６】
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【０１３０】
【表３】
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【０１３１】
【表４−１】
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【０１３２】
【表４−２】
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【０１３３】
【表４−３】
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【０１３４】
【表４−４】
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【０１３５】
【表４−５】
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【０１３６】
【表４−６】
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【０１３７】
【表５−１】
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【０１３８】
【表５−２】
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【０１３９】
【表５−３】
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【０１４０】
【表５−４】
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【０１４１】
【表６−１】
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【０１４２】
【表６−２】
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【産業上の利用可能性】
【０１４３】
本発明の鋼板は耐曲げ性に優れており、自動車部品やインフラ構造部材に好適に使用することができる。
【要約】
本発明は、平均マイクロビッカース硬さが４００ＨＶ以上の表層を有していながら耐曲げ性に優れるクラッド鋼板を提供することを課題とする。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、を備える鋼板であって、前記硬質層におけるＣの含有量は、内層におけるＣの含有量よりも高く、且つ、前記硬質層におけるＭｎの含有量は、内層におけるＭｎの含有量よりも高く、前記硬質層の厚みは２０μｍ以上、前記硬質層の厚みの合計は全板厚の２／５以下であり、前記硬質層の平均マイクロビッカース硬さは４００ＨＶ以上、８００ＨＶ未満であり、前記内層の平均マイクロビッカース硬さは３５０ＨＶ以上、硬質層の硬さよりも５０ＨＶ以上小さく、前記内層のらせん転位密度が２．０×１０１３ｍ／ｍ３以上であることを特徴とする。【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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