(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硬質層とを備える鋼板であって、
前記硬質層は、質量％で、
Ｃ：０．０８〜０．４０％、
Ｓｉ：０．０１〜３．００％、
Ｍｎ：１．０００〜１０．００％、
Ｐ：０．０００１〜０．０２００％、
Ｓ：０．０００１〜０．０２００％
を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、
前記内層は、質量％で、
Ｃ：０．００１〜０．２００％、
Ｓｉ：０．０１〜３．００％、
Ｍｎ：０．２０〜３．００％、
Ｐ：０．０００１〜０．０２００％、
Ｓ：０．０００１〜０．０２００％
を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、
各硬質層の厚みが２０μｍ以上、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が４００ＨＶ以上、７００ＨＶ未満であり、
前記硬質層のＮ量が０．０２％以下であり、
前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、
前記内層に含まれる炭化物の体積率が２．００％未満であり、
前記硬質層のナノ硬さの標準偏差が２．００以下であることを特徴とする、鋼板。
【請求項２】
前記硬質層は、さらに、質量％で、
Ａｌ：０．５００％以下、
Ｎ：０．０２００％以下、
Ｃｒ：２．０００％以下、
Ｍｏ：１．０００％以下、
Ｏ：０．０２００％以下、
Ｔｉ：０．５００％以下、
Ｂ：０．０１００％以下
の１種又は２種以上を含有し、
前記内層は、さらに、質量％で、
Ａｌ：０．５００％以下、
Ｎ：０．０２００％以下、
Ｃｒ：２．０００％以下、
Ｍｏ：１．０００％以下、
Ｏ：０．０２００％以下、
Ｔｉ：０．５００％以下、
Ｂ：０．０１００％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。
【請求項３】
前記硬質層は、さらに、質量％で、
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種以上を含有し、
前記内層は、さらに、質量％で、
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又は２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、耐摩耗性に優れた冷間成形用鋼板に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
自動車のシートレールやトルクコンバーターのハウジング、及びエスカレータのハンドレールガイド等のように摺動環境で使用される部材には耐摩耗性の確保が求められる。それぞれの製品における摩耗の原因は同一ではないものの、摺動部に接する表面の高強度化により耐摩耗性は確保される。例えば、シートレールでは鋼部材同士による摩耗が進み、トルクコンバーターのハウジングでは油中に含まれる金属粉による摩耗が起こる。また、エスカレータのハンドレールガイドでは樹脂手すり部と金属ガイドの隙間に噛みこむ砂粒などの微細な粒子により摩耗が促進される。しかしながら、摩耗を受ける鋼部材の表面の強度を上昇させることにより、耐摩耗性は飛躍的に向上する。【０００３】
これまで、鋼部材の耐摩耗性を改善する表面改質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、化学成分が、質量％で、Ｃ：０．１０〜０．２８％、Ｓｉ：０．１５〜０．３５％、Ｍｎ：０．３０〜１．５０％、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．０３５％以下、Ｃｒ：１．４５〜３．００％、Ｍｏ：０．８０％以下（０％を含む）、Ａｌ：０．０２０〜０．０６０％、Ｎ：０．００８０〜０．０２５０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物よりなり、摺動面は、浸炭異常層がなく、表面炭素濃度が０．７０〜０．９０質量％の範囲内にあり、最表面からの深さ５０μｍまでにおける組織のトルースタイト面積率が０．７０％以下である耐摩耗性を向上させることが可能な耐摩耗性に優れた浸炭部材及びその製造方法が開示されている。【０００５】
また特許文献２には、Ｃ：０．００１〜０．０２０％（質量％の意味。以下、同じ。）、Ｓｉ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：０．１〜０．５％、Ｐ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｃｕ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：０．１％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．０４０％以下（０％を含まない）、Ｎ：０．００４０％以下（０％を含まない）を含有し、更に、Ｎｂ：０．０１５〜０．０８％および／またはＴｉ：０．０１〜０．１％を所定の式（１）を満足するように含有し、残部が鉄および不可避不純物であり、鋼組織がフェライト単相組織であることを特徴とする耐摩耗性に優れるとともに、窒化処理後の磁気特性にも優れる軟磁性鋼材が開示されている。【０００６】
さらに特許文献３には、炭素鋼材料を成形し必要な切削加工を行う工程と、高周波焼き入れを行う工程と、該高周波焼き入れの工程の直後に行う最終研磨工程とを含むことを特徴とする耐摩耗性（又は高面圧の摩耗）、疲労強度及び剛性を高めるようにした円柱状又は円筒状の炭素鋼製摺動部品及び製造方法が開示されている。【０００７】
特許文献４には、質量％で、Ｃ：０．００１〜０．００５％、Ｓｉ：０．０３〜０．５％、Ｍｎ：０．１〜１．０％、Ａｌ：０．０１５％〜０．１％、Ｔｉ：０．０３〜０．１％、Ｃｒ：０．４〜１．４％を含有し、Ｐ：０．０３５％以下に制限し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、さらに、鋼最表面から０．２５ｍｍの深さにおいて、フェライト結晶中の｛００１｝面上に板状析出したＣｒ窒化物の板状方向のサイズが５〜１０ｎｍ、該Ｃｒ窒化物の個数密度が１×１０17ｃｍ-3以上であり、好ましくは、該Ｃｒ窒化物中のＮ量とＣｒ量の比（Ｎ／Ｃｒ）が０．５〜０．８の範囲内にある、主として自動車用部品を用途とし、軟窒化処理前に全伸び特性と穴拡げ性などのプレス成形性に優れ、軟窒化処理後に十分な厚みの表層硬化層を有する耐摩耗性に優れた軟窒化処理鋼が開示されている。【０００８】
特許文献５には、Ｃ：０．１５〜０．４０％、Ｓｉ：０．１５〜０．４０％、Ｍｎ：０．５〜１．５％、Ｓ：０．００３〜０．０５０％、Ｃｒ：０．７〜１．５％、Ｃｕ：０．３０〜０．８０％、Ｎｉ：０．１５〜１．０％、Ｎ：０．００３〜０．０２０％、及びＡｌ：０．００５〜０．０５０％、を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＰ及びＯがそれぞれ、Ｐ：０．０２５％以下、Ｏ：０．００２０％以下であり、「転がり接触」、「すべり接触」及び「転がり−すべり接触」による部品の早期破損を防止する浸炭又は浸炭窒化部品用鋼材が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００９】
【特許文献１】特開２０１６−９８４３２号公報
【特許文献２】特開２０１４−７４２３４号公報
【特許文献３】特開平１１−４４２０３号公報
【特許文献４】特開２００５−２６４３１８号公報
【特許文献５】特開２０１４−１９９２０号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
なお、上記のいずれの従来技術においても、熱処理時に鋼部品の寸法及び形状が変化する課題がある。この変化は、部品内における熱処理での冷却時の僅かな冷却速度ムラに依存する。このため、部品の寸法及び形状の高精度な予測は事実上困難となっている。また、上記の熱処理後の部材の形状を、例えば曲げによって矯正する場合、部材に容易に亀裂が発生するか又は部材が破壊する。したがって、通常は、熱処理後の部品に切削加工又はプレステンパーを施し、部品の寸法及び形状を必要値に整える。なお、この切削加工又はプレステンパーの適用によって、生産性の低下並びに部品製造のコスト増加を招き、また、大型及び長尺部材の製造が困難である課題も抱えている。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
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の摺動部に、平均マイクロビッカース硬さが４００ＨＶ以上かつ７００ＨＶ未満の硬質層を形成させ、さらに、硬質層及び内層の組成を適正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、そして硬質層のナノ硬さの標準偏差を２．００以下に制御することにより、耐摩耗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。【００１２】
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。【００１３】
本発明の要旨は、次の通りである。【００１４】
（１）内層と、該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、
前記硬質層は、質量％で、
Ｃ：０．０８〜０．４０％、
Ｓｉ：０．０１〜３．００％、
Ｍｎ：１．０００〜１０．００％、
Ｐ：０．０００１〜０．０２００％、
Ｓ：０．０００１〜０．０２００％
を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、
前記内層は、質量％で、
Ｃ：０．００１〜０．２００％、
Ｓｉ：０．０１〜３．００％、
Ｍｎ：０．２０〜３．００％、
Ｐ：０．０００１〜０．０２００％、
Ｓ：０．０００１〜０．０２００％
を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、
各硬質層の厚みが２０μｍ以上、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が４００ＨＶ以上、７００ＨＶ未満であり、
前記硬質層のＮ量が０．０２％以下であり、
前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、
前記内層に含まれる炭化物の体積率が２．００％未満であり、
前記硬質層のナノ硬さの標準偏差が２．００以下であることを特徴とする、鋼板。
（２）前記硬質層は、さらに、質量％で、
Ａｌ：０．５００％以下、
Ｎ：０．０２００％以下、
Ｃｒ：２．０００％以下、
Ｍｏ：１．０００％以下、
Ｏ：０．０２００％以下、
Ｔｉ：０．５００％以下、
Ｂ：０．０１００％以下
の１種又は２種以上を含有し、
前記内層は、さらに、質量％で、
Ａｌ：０．５００％以下、
Ｎ：０．０２００％以下、
Ｃｒ：２．０００％以下、
Ｍｏ：１．０００％以下、
Ｏ：０．０２００％以下、
Ｔｉ：０．５００％以下、
Ｂ：０．０１００％以下
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする、上記（１）に記載の鋼板。
（３）前記硬質層は、さらに、質量％で、
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種以上を含有し、
前記内層は、さらに、質量％で、
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、上記（１）又は（２）に記載の鋼板。
【発明の効果】
【００１５】
本発明によれば、鋼板の一方又は両方の面の摺動部に、平均マイクロビッカース硬さが４００ＨＶ以上かつ７００ＨＶ未満の硬質層を形成させ、さらに、硬質層及び内層の組成を適正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、そして硬質層のナノ硬さの標準偏差を２．００以下に制御することにより、耐摩耗性と冷間加工性に優れる鋼板を提供できる。
【図面の簡単な説明】
【００１６】
【図１】硬質層の厚みと耐摩耗性の関係を示す図である。
【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。
【発明を実施するための形態】
【００１７】
以下、本発明を詳細に説明する。
【００１８】
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。
【００１９】
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、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、摩耗又は摺動の環境下では、硬質層の剥離を招き、優れた耐摩耗性が得られなくなる。このため、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２／５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２／５以下とする。より好ましくは、各硬質層の厚みは、３０μｍ以上、３／１０以下である。
【００２０】
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。
【００２１】
硬質層の平均マイクロビッカース硬さを４００ＨＶ以上、７００ＨＶ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、摩耗又は摺動の環境下で優れた耐摩耗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７００ＨＶ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、硬質層の平均マイクロビッカース硬さを７００ＨＶ未満とする。より好ましくは、４５０ＨＶ以上、６８０ＨＶ以下である。
【００２２】
硬質層に含まれるＮ量を０．０２％以下とする。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。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、硬質層に含まれるＮ量を０．０２％以下とする。より好ましくは、Ｎ量を０．０１８％以下とする。
【００２３】
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。
【００２４】
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。
【００２５】
硬質層のナノ硬さの標準偏差は２．００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２．００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２．００以下が好ましく、１．６０以下がさらに好ましい。標準偏差の下限は規定しないが、０．２０以下に抑えることは技術的に困難である。なお、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。実質的には、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。
【００２６】
続いて、硬質層の鋼板に最適な化学成分を限定した理由について説明する。ここで成分についての「％」は質量％を意味する。
【００２７】
（Ｃ：０．０８〜０．４０％）
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耐摩耗性を確保するためには０．０８％以上のＣ量が必要であり、０．０８％未満では焼入れ後の硬さが不足し、優れた耐摩耗性を得ることができなくなる。このため、下限を０．０８％以上とする。Ｃはまた、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もある。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０．４０％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、上限を０．４０％以下とする。好ましくは０．１０％以上、０．３９％以下である。より好ましくは、０．１０％以上、０．３８％以下である。
【００２８】
（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。耐摩耗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、更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。このため、０．０１％以上のＳｉの含有量が必須となる。０．０１％未満では、炭化物の生成が抑制されず、多量の炭化物が鋼に存在するようになり、冷間成形性は劣化する。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３．００％を超えると、鋼部品の脆化を招き、冷間成形性を低下させるため、上限を３．００％以下とする。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。
【００２９】
（Ｍｎ：１．０００〜１０．００％）
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。１．０００％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、強度の低下及び耐摩耗性の劣化を引き起こす。このため、下限を１．０００％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、冷間成形時の破壊の起点となるため、冷間成形性が劣化する。このため、上限を１０．００％以下とする。好ましくは２．０％以上、９．０％以下である。
【００３０】
（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％以上とする。一方、０．０２００％を超えると、粒界脆化により冷間成形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。
【００３１】
（Ｓ：０．０００１〜０．０２００％）
Ｓは、鋼中でＭｎＳ等の非金属介在物を生成し、鋼材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％以上とする。一方、０．０２００％を超えると、冷間成形時に非金属介在物を起点とした割れの発生を招き、冷間成形性が低下するため、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。
【００３２】
本発明においては、硬質層は、任意選択で以下の成分をさらに含むことができる。
【００３３】
（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、冷間成形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。
【００３４】
（Ｎ：０．０２００％以下）
Ｎは、Ｃと同様に鋼の強化に有効な元素であり、また、前述のとおり、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ある。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。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、前述のとおり、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ことから、冷間成形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。
【００３５】
（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％を超える含有では冷間成形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。
【００３６】
（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。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。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、冷間成形性を低下させる。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。
【００３７】
（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摩耗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、冷間成形時のボイドの発生起点となり、冷間成形性は劣化する。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。
【００３８】
（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、冷間成形性を低下させるため、上限を２．０００％以下とする。好ましくは０．０１％以上、１．５００％以下である。
【００３９】
（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、冷間加工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。
【００４０】
（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、鋼材の強度上昇とともに延性の顕著な劣化を招き、冷間加工性を低下させる。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。
【００４１】
（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、鋼材の強度上昇と延性の低下を招き、冷間成形性を低下させる。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。
【００４２】
（Ｃｕ：０．５００％以下）
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。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。
【００４３】
（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、鋼材の強度上昇と延性の低下を招き、冷間加工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、０．０８０％以下である。
【００４４】
（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、鋼材の強度上昇と延性の低下を招き、冷間加工性を低下させる。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、０．０８０％以下である。
【００４５】
（Ｎｉ：０．５００％以下）
Ｎｉは、部品の耐摩耗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、冷間成形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。
【００４６】
（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冷間成形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。
【００４７】
（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、冷間成形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。
【００４８】
（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、冷間成形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。
【００４９】
（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冷間成形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。
【００５０】
（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、冷間成形時に割れ発生の起点となるため、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。
【００５１】
（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、冷間成形性は低下するため、上限を０．０５０％とする。好ましくは０．００１％以上、０．０４０％以下である。
【００５２】
（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、冷間成形性は低下するため、上限を０．０５０％とする。好ましくは０．００１％以上、０．０４０％以下である。
【００５３】
（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、冷間成形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。
【００５４】
（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、粒界に強く偏析し粒界炭化物の個数比率の低下を招く元素であり、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、粒界炭化物の個数比率の低下による加工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。
【００５５】
更に、内層の鋼板に最適な化学成分を限定した理由について説明する。ここで成分についての「％」は質量％を意味する。
【００５６】
（Ｃ：０．００１〜０．２００％）
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％以上の添加が必要となるため、下限を０．００１％とする。一方、０．２００％を超えると、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。このため、上限を０．２００％以下とする。好ましくは０．００２％以上、０．１９％以下である。
【００５７】
（Ｍｎ：０．２０〜３．００％）
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。０．２０％未満では、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ため、下限を０．２０％以上とする。一方、３．００％を超えると、過度な強度の増加を招き、冷間成形性が劣化する。このため、上限を３．００％以下とする。好ましくは０．３０％以上、２．６％以下である。
【００５８】
内層は、上記のＣ及びＭｎに加えて、Ｓｉ、Ｐ、Ｓを含有し、さらに任意選択で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。
【００５９】
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。
【００６０】
本発明の鋼板は、内層と、該内層の一方又は両方の面に硬質層とを備え、硬質層及び内層が所定の組成を有し、各硬質層の厚みが２０μｍ以上、全板厚の２／５以下であり、硬質層の平均マイクロビッカース硬さが４００ＨＶ以上、７００ＨＶ未満であり、硬質層の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、硬質層のナノ硬さの標準偏差が２．００以下とすることにより、優れた冷間成形性と耐摩耗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。
【００６１】
続いて、組織の観察及び測定方法を述べる。
【００６２】
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。
【００６３】
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、硬質層及び内層の表面側からの各厚み１／４位置における３０μｍ×４０μｍの視野をランダムに１０枚撮影する。組織の比率は、ポイントカウント方で求める。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枚の平均値から鋼材に含まれる組織比率を求める。
【００６４】
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４００ＨＶの場合の圧痕の対角線長さは約７μｍ、７００ＨＶ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。
【００６５】
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当該硬質層の厚さの１／４位置で、圧延方向に３μｍの間隔で１００箇所のナノ硬さを、Ｈｙｓｉｔｒｏｎ社のｔｒｉｂｏ−９００を用い、バーコビッチ形状のダイヤモンド圧子により押し込み深さ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。
【００６６】
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し、“○”の指標を付けた。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し、“×”の指標を付けた。
【００６７】
更に、耐摩耗性の評価方法を述べる。サンプルの耐摩耗性をブロックオンリング試験にて評価した。ＳＵＪ２をリング試験片の形状に加工し、窒素９５％雰囲気に制御した炉内にて８４０℃で５０ｍｉｎ保持した後、６０℃の油中に焼入れた。焼入れサンプルに１８０℃で６０ｍｉｎ保持後に空冷する焼戻し処理を施してリング試験片を作製した。各評価用サンプルをブロック試験片として、すべり速度０．６ｍ／ｓ、油温１４０℃、荷重５０００Ｎ、すべり距離１００００ｍの条件にて試験し、ブロック試験片の試験前後における重量変化を測定し、減量が３．０ｍｇ以内の場合は耐摩耗性に優れると判断し、減少量が３．０ｍｇを超える場合に耐摩耗性に劣位であると判断した。
【００６８】
次に、本発明の鋼板を製造するための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。
【００６９】
本発明の鋼板を製造するための方法は、軟質で冷間加工性に優れる内層の一方又は両方の面に、耐摩耗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。具体的な製造方法の特徴は以下の通りである。
【００７０】
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。
【００７１】
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。
【００７２】
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。
【００７３】
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。
【００７４】
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。
【００７５】
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。
【００７６】
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。
【００７７】
続いて、内層に硬質層を積層させたスラブを用いて、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。
【００７８】
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。
【００７９】
以上を例とする製法によって作られたスラブを用い、通常の熱間圧延工程によって複層鋼帯を製造する。
【００８０】
熱延の特徴：前述の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１５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ための方法について具体的に説明する。
【００８１】
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、耐摩耗性の低下及び冷間成形性の低下を引き起こす。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。
【００８２】
また、スラブ加熱温度が１３００℃を超えるか、又は加熱時間が３００分を超えると、スラブ中のオーステナイト粒が混粒となり、粒径のバラツキが大きくなる。このオーステナイトの粒径のバラツキは、その後の熱延及び冷延・焼鈍においても引き継がれる。また、粒径は相変態に影響を与えるため、鋼板の内部における組織・硬さにバラツキを生むようになる。したがって、スラブ加熱温度が１３００℃を超えるか、又は加熱時間が３００分を超えると、ナノ硬さの標準偏差が２．００を超える。一方、スラブ加熱温度が１１００℃未満であるか、又は加熱時間が１５分未満であると、鋳造時に生じる元素偏析を解消することが難しくなる。この元素偏析は、その後の熱延及び冷延・焼鈍においても引き継がれる。元素偏析は相変態挙動に影響を与えるため、鋼板の内部における組織・硬さにバラツキを生むようになる。したがって、スラブ加熱温度が１１００℃未満であるか、又は加熱時間が１５分未満であると、ナノ硬さの標準偏差が２．００を超える。
【００８３】
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、耐摩耗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。
【００８４】
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、鋼板の表層から内部にわたり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、捲取の目標温度まで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。
【００８５】
捲き取り温度は７００℃以下とする。捲き取り温度が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、捲き取り温度の上限は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。
【００８６】
更に、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、冷間成形性と耐摩耗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規定しない。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摩耗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）のいずれでも良い。
【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、耐摩耗性の低下を招く。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３ｈｒ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３ｈｒ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５ｈｒ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】
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、優れた耐摩耗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）のいずれでも良い。
【００９５】
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。
【００９６】
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。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、優れた耐摩耗性と冷間成形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、耐摩耗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、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。
【００９７】
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。
【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、優れた耐摩耗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、耐摩耗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。
【０１０１】
また、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の侵入を許すことから、冷間成形性が低下を招くためである。また、高周波表面焼き入れ等の技術では、板厚中心に炭化物を残すことから、冷間成形性が低下するためである。
【０１０２】
なお、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ことを付記しておく。
【０１０３】
以上の鋼板の製造方法によれば、鋼板の一方又は両方の面の摺動部に、平均マイクロビッカース硬さが４００ＨＶ以上かつ７００ＨＶ未満の硬質層を形成させ、さらに、硬質層及び内層の組成を適正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、そして硬質層のナノ硬さの標準偏差を２．００以下に制御することにより、耐摩耗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。
【０１０４】
本明細書の記載から、本発明の鋼板を製造するための方法の好ましい態様としては、以下の態様１〜５を挙げることができる。
（態様１）
内層と、該内層の一方又は両方の面に硬質層とを備える鋼板の製造方法であって、
内層と、該内層の一方又は両方の面に配置された硬質層とを備える鋼片に、６５０℃以上９５０℃以下の温度域で仕上げ熱延することを含む熱間圧延を施して鋼板を形成すること、及び
前記鋼板を７００℃以下で捲き取ること
を含み、前記硬質層は、質量％で、
Ｃ：０．０８〜０．４０％、
Ｓｉ：０．０１〜３．００％、
Ｍｎ：１．０００〜１０．００％、
Ｐ：０．０００１〜０．０２００％、
Ｓ：０．０００１〜０．０２００％
を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、
前記内層は、質量％で、
Ｃ：０．００１〜０．２００％、
Ｓｉ：０．０１〜３．００％、
Ｍｎ：０．２０〜３．００％、
Ｐ：０．０００１〜０．０２００％、
Ｓ：０．０００１〜０．０２００％
を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、
各硬質層の厚みが２０μｍ以上、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が４００ＨＶ以上、７００ＨＶ未満であり、
前記硬質層のＮ量が０．０２％以下であり、
前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、
前記内層に含まれる炭化物の体積率が２．００％未満であり、
前記硬質層のナノ硬さの標準偏差が２．００以下であることを特徴とする、鋼板の製造方法。
（態様２）
前記捲き取られた鋼板を酸洗すること、並びに
酸洗された鋼板に、冷延及び焼鈍、又は焼鈍、冷延及び焼鈍を施すこと
をさらに含むことを特徴とする、態様１に記載の製造方法。
（態様３）
前記焼鈍された鋼板の両面に亜鉛、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ることをさらに含むことを特徴とする、態様２に記載の製造方法。
（態様４）
前記硬質層は、さらに、質量％で、
Ａｌ：０．５００％以下、
Ｎ：０．０２００％以下、
Ｃｒ：２．０００％以下、
Ｍｏ：１．０００％以下、
Ｏ：０．０２００％以下、
Ｔｉ：０．５００％以下、
Ｂ：０．０１００％以下
の１種又は２種以上を含有し、
前記内層は、さらに、質量％で、
Ａｌ：０．５００％以下、
Ｎ：０．０２００％以下、
Ｃｒ：２．０００％以下、
Ｍｏ：１．０００％以下、
Ｏ：０．０２００％以下、
Ｔｉ：０．５００％以下、
Ｂ：０．０１００％以下
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする、態様１〜３のいずれか１つに記載の製造方法。
（態様５）
前記硬質層は、さらに、質量％で、
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種以上を含有し、
前記内層は、さらに、質量％で、
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、態様１〜４のいずれか１つに記載の製造方法。
【実施例】
【０１０５】
次に実施例により本発明の効果を説明する。【０１０６】
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。【０１０７】
【表１−１】
0006388100.tif 000002
【０１０８】
【表１−２】
0006388100.tif 000003
【０１０９】
【表１−３】
0006388100.tif 000004
【０１１０】
【表１−４】
0006388100.tif 000005
【０１１１】
表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０．４ｍｍ、内層の板厚を１．２ｍｍ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０．４ｍｍ、内層の板厚を１．６ｍｍ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．１〜２４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分保持後に取り出した。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．１〜７は６０℃の油中に焼き入れ、Ｎｏ．８〜１４は水冷し、Ｎｏ．１５〜２１はミスト冷却を施した。また、従前の熱処理条件との違いを明らかにするため、実施例Ｎｏ．２２〜２４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％）の各熱処理を施して、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、耐摩耗性、冷間成形性を評価した。【０１１２】
【表２】
0006388100.tif 000006
【０１１３】
表２に各サンプルの評価結果を示す。実施例のＮｏ．４，５，６，１３，１９は、いずれも硬質層の平均マイクロビッカース硬さが４００ＨＶ以上、７００ＨＶ未満であり、硬質層のＣ量が０．０８〜０．４０％、Ｎ量が０．０２％以下であるとともに、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、耐摩耗性と冷間加工性に優れることが示される。【０１１４】
これに対して、比較例のＮｏ．１，８，１１，１８は表層の硬さが４００ＨＶ未満であり、耐摩耗性が低下した。Ｎｏ．１〜３，７〜１０，１４〜１７，２１は内層の硬さが４００ＨＶを超え、冷間成形性が低下した。また、Ｎｏ．１２はＣ含有量が高いため、冷間成形性が低下した。更に、Ｎｏ．２２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．２３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。また、Ｎｏ．２４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。【０１１５】
続いて、硬質層の厚みの影響を調べるため、実施例Ｎｏ．５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．２５〜４３を作製した。【０１１６】
【表３】
0006388100.tif 000007
【０１１７】
表３に各サンプルの評価結果を示す。実施例のＮｏ．２８〜４２は、いずれも硬質層の厚みが２０μｍ以上、全板厚の２／５以下であり、耐摩耗性と冷間加工性に優れることが示される。【０１１８】
これに対して、比較例のＮｏ．２５〜２７は、硬質層の厚みが２０μｍ未満であり、耐摩耗性が低下した。また、比較例のＮｏ．４３は、硬質層の厚みが２／５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の各実施例及び比較例に関する硬質層の厚みと摩耗量（耐摩耗性）の関係を図１に示す。【０１１９】
続いて、成分の影響を調べるため、表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、Ｈ〜ＢＲ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．４４〜２２９）。更に、表１のＡ，Ｂ，Ｃの組成を持つ板厚０．４ｍｍのサンプルを硬質層に固定し、Ｈ〜ＢＲ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．２３０〜４１８）。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。【０１２０】
【表４−１】
0006388100.tif 000008
【０１２１】
【表４−２】
0006388100.tif 000009
【０１２２】
【表４−３】
0006388100.tif 000010
【０１２３】
【表４−４】
0006388100.tif 000011
【０１２４】
【表４−５】
0006388100.tif 000012
【０１２５】
【表４−６】
0006388100.tif 000013
【０１２６】
【表５−１】
0006388100.tif 000014
【０１２７】
【表５−２】
0006388100.tif 000015
【０１２８】
【表５−３】
0006388100.tif 000016
【０１２９】
【表５−４】
0006388100.tif 000017
【０１３０】
【表５−５】
0006388100.tif 000018
【０１３１】
【表５−６】
0006388100.tif 000019
【０１３２】
表４及び表５に各サンプルの評価結果を示す。実施例のＮｏ．５１〜７３，１１３〜１３５，１７５〜１９７，２３０〜２４６，２６７，２６８，２９３〜３０９，３３０，３３１，３５６〜３７２，３９３，３９４は、いずれも硬質層の平均マイクロビッカース硬さが４００ＨＶ以上、７００ＨＶ未満であり、硬質層のＣ量が０．０８〜０．４０％、Ｎ量が０．０２％以下であるとともに、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、耐摩耗性と冷間加工性に優れることが示される。【０１３３】
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のＡ，Ｂ，Ｃ，Ｄ，Ｅ，Ｏ，Ｐ，Ｑ，Ｒ，Ｓ，Ｔ，Ｕ，Ｖ，Ｗ，Ｘ，Ｙ，Ｚ，ＡＡ，ＡＢ，ＡＣ，ＡＤ，ＡＥ，ＡＦ，ＡＧ，ＡＨ，ＡＩ，ＡＪ，ＡＫ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のＤ，Ｅ，Ｆ，Ｈ，Ｉ，Ｊ，Ｋ，Ｌ，Ｍ，Ｎ，Ｏ，Ｐ，Ｑ，Ｒ，Ｓ，Ｔ，Ｕ，Ｖ，Ｗ，Ｘ，ＡＳ，ＡＴ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２／５，内層の厚み割合を１／５に調節した。続いて、表６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。【０１３４】
【表６−１】
0006388100.tif 000020
【０１３５】
【表６−２】
0006388100.tif 000021
【０１３６】
表６に各サンプルの評価結果を示す。実施例のＮｏ．４１９，４２０，４２２〜４２５，４２６，４２７，４２９〜４３１，４３４〜４３９，４４１〜４４６，４４８，４４９，４５１〜４５４，４５７，４５９，４６０は、いずれも硬質層の平均マイクロビッカース硬さが４００ＨＶ以上、７００ＨＶ未満であり、硬質層のＣ量が０．０８〜０．４０％、Ｎ量が０．０２％以下であるとともに、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、耐摩耗性と冷間加工性に優れることが示される。なお、表６中の摩耗量及びナノ硬さ標準偏差は、表裏層の平均値として示されているが、平均値として摩耗量３．０ｍｇ以下及びナノ硬さ標準偏差２．００以下の要件を満たす実施例はすべて表裏面の両方でこれらの要件を満たしていた。【０１３７】
これに対して、比較例のＮｏ．４２８，４４０は熱延の加熱温度が高く、また、Ｎｏ．４３３，４５６は加熱時間が長く、硬質層と内層のあいだに酸化層が形成し、耐摩耗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．４５０，４５５は加熱温度が低く、また、比較例のＮｏ．４３２，４４７は加熱時間が短く、特に硬質層側の偏析が解消しないため、冷間成形性が低下した。実施例のＮｏ．４２０，４４５は熱延の仕上げ温度が低く、圧延荷重が増加し、生産性が低下した。比較例のＮｏ．４２１，４５８は熱延の巻取り温度が高く、硬質層の硬さが低下し、内層の硬さの低下及び、内層の炭化物体積率の増加を招いた。【０１３８】
“冷延−焼鈍”又は“焼鈍−冷延−焼鈍”による製造条件の影響を調べるため、実施例のＮｏ．４１９，４２２〜４２５，４２６，４２７，４２９，４３０，４３５〜４３９，４４１〜４４４，４４６，４４８，４４９，４５１〜４５４，４５７，４５９，４６０の熱延板に、表７の“冷延−焼鈍”又は“焼鈍−冷延−焼鈍”を施し、各種試験に供した。【０１３９】
【表７−１】
0006388100.tif 000022
【０１４０】
【表７−２】
0006388100.tif 000023
【０１４１】
【表７−３】
0006388100.tif 000024
【０１４２】
【表７−４】
0006388100.tif 000025
【０１４３】
表７に各サンプルの評価結果を示す。“冷延−焼鈍”又は“焼鈍−冷延−焼鈍”によらず、本発明の規定を満たす実施例のＮｏ．４６１〜４８８は、いずれも硬質層の平均マイクロビッカース硬さが４００ＨＶ以上、７００ＨＶ未満であり、硬質層のＣ量が０．０８〜０．４０％、Ｎ量が０．０２％以下であるとともに、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、耐摩耗性と冷間加工性に優れることが示される。【０１４４】
先に記載する冷延焼鈍条件に引き続き、実施例のＮｏ．４６３，４６５，４６６，４７０，４７２，４７５，４７６に対し、表８に示す溶融又は溶融合金化めっき処理を施し、めっき鋼板を製造して各種試験に供した。【０１４５】
【表８−１】
0006388100.tif 000026
【０１４６】
【表８−２】
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【０１４７】
【表８−３】
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【０１４８】
表８に各サンプルの評価結果を示す。溶融めっき又は溶融合金化めっきを施すことで、強度及び耐摩耗性はやや劣化する傾向があるものの、耐摩耗性と冷間成形性に優れる冷延めっき鋼板を製造できることが示される。なお、表８における熱延板焼鈍及び冷延板焼鈍のパターン及び条件については図２〜４を参照されたい。
【要約】
内層と、該内層の一方又は両方の面に硬質層とを備え、硬質層及び内層が所定の組成を有し、各硬質層の厚みが２０μｍ以上、全板厚の２／５以下であり、硬質層の平均マイクロビッカース硬さが４００ＨＶ以上、７００ＨＶ未満であり、硬質層の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、硬質層のナノ硬さの標準偏差が２．００以下である鋼板が提供される。【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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