(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
オーステナイト組織又はフェライト組織が最大の体積分率を占め、引張強さＴＳ１が１２００ＭＰａ未満の鋼からなる第１の層と、マルテンサイト組織が最大の体積分率を占め、引張強さＴＳ２が１２００ＭＰａ以上の鋼からなる第２の層を、各層間に厚さ０．２〜５０μｍのＮｉ合金層を配して、上記第１の層を表層とし、第１の層と第２の層とを合計で３層以上積層一体化してなり、前記Ｎｉ合金層の板厚方向の中央におけるビッカース硬さ（Ｈｖ）が１５０以上、かつ、Ｆｅ含有量が１０〜９８質量％であることを特徴とする、複層鋼全体としての引張強さが９００ＭＰａ以上で引張強さと全伸びの積が２００００ＭＰａ・％以上である複層鋼。
【請求項２】
第２の層が、質量％（以下同じ）で、
Ｃ：０．０５〜０．４％、
Ｓｉ：０．０５〜３．０％、
Ｍｎ：０．０５〜３．０％
を含有し、残部鉄及び不可避的不純物からなる鋼Ａからなり、
第１の層が、
Ｃ：０．０１〜０．１５％、
Ｓｉ：０．０１〜１．０％、
Ｍｎ：０．０１〜２．０％、
Ｃｒ：１２．０〜２４．０％、
Ｎｉ：４．０〜１４．０％、
Ｎ：０．００１〜０．３％
を含有し、残部鉄及び不可避的不純物からなる鋼Ｃ、又は、
Ｃ：０．００１〜０．１５％、
Ｓｉ：０．０５〜３．０％、
Ｍｎ：１５．０〜３２．０％
を含有し、残部鉄及び不可避的不純物からなる鋼Ｅ、又は、
Ｃ：０．０００１〜０．４％、
Ｓｉ：０．０１〜１．０％、
Ｍｎ：０．０１〜２．０％
を含有し、残部鉄及び不可避的不純物からなる鋼Ｇ、
の何れかの１種又は２種以上からなることを特徴とする請求項１に記載の複層鋼。
【請求項３】
第２の層を構成する鋼Ａが、
Ｎｂ：０．００１〜０．１％、
Ｔｉ：０．００１〜０．１％、
Ｖ：０．００１〜０．５％、
Ｃｒ：０．０１〜１６．０％、
Ｎｉ：０．０１〜１２．０％、
Ｍｏ：０．０１〜３．０％、
Ｃｕ：０．０１〜１．０％
のうちの１種又は２種以上をさらに含有することを特徴とする請求項２に記載の複層鋼。
【請求項４】
第１の層を構成する鋼Ｃが、
Ｎｂ：０．００１〜０．１％、
Ｔｉ：０．００１〜０．１％、
Ｖ：０．００１〜０．５％、
Ｍｏ：０．０１〜３．０％、
Ｃｕ：０．０１〜１．０％
のうちの１種又は２種以上をさらに含有することを特徴とする請求項２または３に記載の複層鋼。
【請求項５】
第１の層を構成する鋼Ｅが、
Ｎｂ：０．００１〜０．１％、
Ｔｉ：０．００１〜０．１％、
Ｖ：０．００１〜０．５％、
Ｃｒ：０．０１〜１２．０％、
Ｎｉ：０．０１〜４０．０％、
Ｍｏ：０．０１〜３．０％、
Ｃｕ：０．０１〜１．０％、
Ｎ：０．００１〜０．３％
のうちの１種又は２種以上をさらに含有することを特徴とする請求項２〜４の何れか一項に記載の複層鋼。
【請求項６】
第１の層を構成する鋼Ｇが、
Ｎｂ：０．００１〜０．１％、
Ｔｉ：０．００１〜０．１％、
Ｖ：０．００１〜０．５％、
Ｃｒ：０．０１〜１２．０％、
Ｎｉ：０．０１〜４０．０％、
Ｍｏ：０．０１〜３．０％、
Ｃｕ：０．０１〜１．０％
のうちの１種又は２種以上をさらに含有することを特徴とする請求項２〜５の何れか一項に記載の複層鋼。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、界面剥離破断、ネッキング破断のない強度−延性バランスにすぐれた複層鋼に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
近年、自動車用材料には、省エネ化、高性能化、環境対策等の観点から軽量化が求められており、その主たる方策として、比重の小さい非鉄材料の利用による軽量化あるいは自動車用鋼材の高強度化による薄肉軽量化等の研究開発が行われている。
しかし、鋼材の代わりに比重の小さい非鉄材料、例えば、Ａｌ合金やＭｇ合金などの合金、を用いると、鋼材に比して、強度や剛性等の機械的特性が十分でないため、鋼材と同等の機械的特性を得るためには、板厚を大にしなければならず、また、断面形状を複雑にしなければならないため、成形性の低下、異材接合における脆化、腐食などの問題も発生し、期待に応えられるほどに十分な軽量化効果を得ることができなかった。
一方、自動車用鋼材を高強度化することにより薄肉化を図った場合には、鋼を高強度化することに付随して派生する、諸特性（延性、靭性、剛性、加工性、安全性、脆化特性、耐疲労特性、耐腐食性、耐環境性等）の低下という問題点を解消することが必要とされるが、特に、高強度化と高延性化は一般的に相反する特性であるため、高強度を有すると同時に高延性を備える所謂強度−延性バランスにすぐれた鋼材が強く求められてきた。
【０００３】
そのための一つの方策としては、特性の異なる複数の材料の複層化による材料の強度−延性バランスの改善が試みられており、鋼と他の材料との複層化材料として、クラッド材、ラミネート材等がある。
【０００４】
クラッド材として、本発明者らの一部は、組織、機械的特性の異なる鋼（炭素鋼、合金鋼、ステンレス鋼、高マンガン鋼等）を層状に複数層重ねあわせて圧延し、必要に応じ熱処理することにより、強度および延性ともにすぐれた複層鋼を得る技術を提案した（例えば、特許文献１）。
また、例えば、高炭素鋼と黄銅を、複数層重ねあわせて圧接、圧延して得た複層材料においても、高強度、高延性を示す複層材料が得られること（例えば、非特許文献１）が知られている。
【特許文献１】特願２００６−２０５２８３号
【非特許文献１】「ＭＥＴＡＬＬＵＲＧＩＣＡＬ  ＴＲＡＮＳＡＣＴＩＯＮＳ  Ａ」Ｖｏｌ．２４Ａ，Ｊｕｌｙ１９９３，ｐ．１６４７−１６５３
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
上記特許文献１記載の従来技術（以下、従来技術１という）においては、鋼材の組み合わせ、積層層数、積層プロセスを工夫することにより、高強度・高延性の複層鋼が得られることが示されており、例えば、第１の層としてオーステナイト系ステンレス鋼を、また、第２の層としてマルテンサイト系ステンレス鋼を用いた複層鋼においては、強度（引張強さＴＳ）が１２２０ＭＰａ、延性（延びＥＬ）が２５％の特性を有することが示され、さらに、第１の層として高マンガン鋼を、また、第２の層として炭素鋼を用いた複層鋼においては、強度（引張強さＴＳ）が１１５０ＭＰａ、延性（延びＥＬ）が３４％の特性を有することが示されている。
しかし、上記従来技術１においては、特に大きな負荷がかかる加工を受けたような場合には、第１の層と第２の層の層間で界面剥離が生じたり、強度の高い第２の層の内部でネッキングが発生したりすることにより、これを原因とした複層鋼の破断が生じることがあった。
【０００６】
一方、上記非特許文献１記載の従来技術（以下、従来技術２という）においては、高炭素鋼と黄銅との組み合わせからなる複層材料として、確かに、強度（７００ＭＰａ程度）および延性（６０％）の高い材料が得られているが、自動車用材料として要求される特性を満足するものであるか否かを考えた場合には、延性については満足できるとしても、７００ＭＰａ程度の引張強さでは、強度特性が極めて不十分であるといわざるを得ず、これを自動車用材料として用いることは到底できない。
したがって、高負荷が加わるような状況下でも、界面剥離破断、ネッキング破断のない強度−延性バランスにすぐれた複層鋼の開発が強く望まれている。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
本発明の複層鋼は、上記の要請に応えるべく開発されたものであって、
「（１）  オーステナイト組織又はフェライト組織が最大の体積分率を占め、引張強さＴＳ１が１２００ＭＰａ未満の鋼からなる第１の層と、マルテンサイト組織が最大の体積分率を占め、引張強さＴＳ２が１２００ＭＰａ以上の鋼からなる第２の層を、各層間に厚さ０．２〜５０μｍのＮｉ合金層を配して積層し、さらに、上記第１の層を表層とし、第１の層と第２の層とを合計で３層以上積層一体化してなり、前記Ｎｉ合金層の板厚方向の中央におけるビッカース硬さ（Ｈｖ）が１５０以上、かつ、Ｆｅ含有量が１０〜９８質量％であることを特徴とする、複層鋼全体としての引張強さが９００ＭＰａ以上で引張強さと全伸びの積が２００００ＭＰａ・％以上である複層鋼。
（２）  第２の層が、質量％（以下同じ）で、
Ｃ：０．０５〜０．４％、
Ｓｉ：０．０５〜３．０％、
Ｍｎ：０．０５〜３．０％
を含有し、残部鉄及び不可避的不純物からなる鋼Ａからなり、
第１の層が、
Ｃ：０．０１〜０．１５％、
Ｓｉ：０．０１〜１．０％、
Ｍｎ：０．０１〜２．０％、
Ｃｒ：１２．０〜２４．０％、
Ｎｉ：４．０〜１４．０％、
Ｎ：０．００１〜０．３％
を含有し、残部鉄及び不可避的不純物からなる鋼Ｃ、又は、
Ｃ：０．００１〜０．１５％、
Ｓｉ：０．０５〜３．０％、
Ｍｎ：１５．０〜３２．０％
を含有し、残部鉄及び不可避的不純物からなる鋼Ｅ、又は、
Ｃ：０．０００１〜０．４％、
Ｓｉ：０．０１〜１．０％、
Ｍｎ：０．０１〜２．０％
を含有し、残部鉄及び不可避的不純物からなる鋼Ｇ、
の何れかの１種又は２種以上からなることを特徴とする前記（１）に記載の複層鋼。
（３）  第２の層を構成する鋼Ａが、
Ｎｂ：０．００１〜０．１％、
Ｔｉ：０．００１〜０．１％、
Ｖ：０．００１〜０．５％、
Ｃｒ：０．０１〜１６．０％、
Ｎｉ：０．０１〜１２．０％、
Ｍｏ：０．０１〜３．０％、
Ｃｕ：０．０１〜１．０％
のうちの１種又は２種以上をさらに含有することを特徴とする前記（２）に記載の複層鋼。
（４）  第１の層を構成する鋼Ｃが、
Ｎｂ：０．００１〜０．１％、
Ｔｉ：０．００１〜０．１％、
Ｖ：０．００１〜０．５％、
Ｍｏ：０．０１〜３．０％、
Ｃｕ：０．０１〜１．０％
のうちの１種又は２種以上をさらに含有することを特徴とする前記（２）、（３）に記載の複層鋼。
（５）  第１の層を構成する鋼Ｅが、
Ｎｂ：０．００１〜０．１％、
Ｔｉ：０．００１〜０．１％、
Ｖ：０．００１〜０．５％、
Ｃｒ：０．０１〜１２．０％、
Ｎｉ：０．０１〜４０．０％、
Ｍｏ：０．０１〜３．０％、
Ｃｕ：０．０１〜１．０％、
Ｎ：０．００１〜０．３％
のうちの１種又は２種以上をさらに含有することを特徴とする前記（２）〜（４）に記載の複層鋼。
（６）  第１の層を構成する鋼Ｇが、
Ｎｂ：０．００１〜０．１％、
Ｔｉ：０．００１〜０．１％、
Ｖ：０．００１〜０．５％、
Ｃｒ：０．０１〜１２．０％、
Ｎｉ：０．０１〜４０．０％、
Ｍｏ：０．０１〜３．０％、
Ｃｕ：０．０１〜１．０％
のうちの１種又は２種以上をさらに含有することを特徴とする前記（２）〜（５）に記載の複層鋼。」
を特徴とするものである。
【０００８】
以下、本発明について詳細に説明する。
【０００９】
本発明の複層鋼は、引張強さＴＳ１が１２００ＭＰａ未満で、オーステナイト組織又はフェライト組織が最大の体積分率を占める鋼（以下、「γ／α鋼」で示す）からなる第１の層と、引張強さＴＳ２が１２００ＭＰａ以上で、マルテンサイト組織が最大の体積分率を占める鋼（以下、「Ｍａｒ鋼」で示す）からなる第２の層とが、厚さ０．２〜５０μｍのＮｉ合金層を介して一体化された積層構造体として構成され、さらに、積層数は第１の層と第２の層で合計３層以上、かつ、表層は第1の層で構成されている。
複層鋼全体としての高強度化、高延性化を図るためには、Ｍａｒ鋼が高い引張強さを有することが必要とされ、その一方で、γ／α鋼にはすぐれた延性が必要とされる。強度とは延性とは一般的に相容れない特性であるから、γ／α鋼にすぐれた延性を有せしめるためには、ある程度の強度の低下を許容せざるを得ないことから、γ／α鋼の引張強さを１２００ＭＰａ未満、好ましくは１０００ＭＰａ以下として高延性を有せしめた。一方、Ｍａｒ鋼は、複層鋼全体としての強度を担保するために、１２００ＭＰａ以上の引張強さを備えることを必須とした。
【００１０】
さらに、本発明の複層鋼では、第１の層と第２の層との層間に、板厚方向の中央におけるビッカース硬さ（Ｈｖ）が１５０以上、かつ、Ｆｅ含有量が１０〜９８質量％のＮｉ合金層が形成されている。これにより、原子間の結合を維持しながら、第１の層と第２の層との界面への炭素の濃化、界面における炭化物の析出が抑制され、界面剥離強度（ピール強度）が向上する。さらに、Ｆｅの拡散によって合金化したＮｉ層は、素材であるＮｉ箔よりも硬く、第１の層および第２の層との強度の差が小さくなるため、強度の高い第２の層内における、ネッキングの発生が防止される。また、第１の層と第２の層との層間での炭素の拡散が防止されるので、γ／α鋼およびＭａｒ鋼の特性の劣化、すなわち軟質層の硬化および硬質層の軟化が抑制され、複層鋼の強度および延性のバランスが良好になる。
上記第１の層と第２の層との界面のＮｉ合金層は、以下の方法によって形成することができる。
まず、第１の層と第２の層を、その間に厚さ５０〜１０００μｍのＮｉ箔を配して積層し、ついで、圧延（熱間圧延、温間圧延、冷間圧延等）および熱処理を行い積層体を一体化する。Ｎｉ箔は圧延されてＮｉ層となり、熱間圧延、温間圧延、熱処理の際に、層間に介挿されたＮｉ層に第１の層及び第２の層からＦｅが拡散し、Ｎｉ合金層となる。その結果、第１の層および第２の層との間に形成された、Ｎｉ合金層の板厚方向の中央におけるビッカース硬さ（Ｈｖ）は１５０以上、かつ、Ｆｅ含有量は１０〜９８質量％となる。
なお、界面に形成されるＮｉ合金層のビッカース硬さ（Ｈｖ）およびＦｅ含有量は、素材を積層した際の界面、すなわち積層界面を挟んで連続的に変化している。したがって、ビッカース硬度は、複層鋼の板厚断面で、マイクロビーカース硬度計、必要に応じてナノインデンテーションを用いて、Ｎｉ合金層の厚さの中央部の硬度を測定する。また、Ｎｉ合金層のＦｅ濃度は、電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）の線分析で行い、Ｎｉ合金層の板厚の中央部で測定する。Ｎｉ合金層の厚みは、光学顕微鏡や走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）によって測定することができる。
【００１１】
一例として、第１の層としてＳＵＳ３０４（表１の鋼Ｃ）、第２の層としてＷＴ７８０Ｃ（表１の鋼Ａ−２）を用い、第１の層を表面にして、第２の層との間にＮｉ箔を配し、第１の層の体積分率を０．７９として、冷間圧延後、１０００℃で２分保持し、水冷する熱処理を施して、複層鋼を作製した。なお、第１の層の素材のＳＵＳ３０４は、焼入ままの引張強さ（ＴＳ１）が約７００ＭＰａ、伸び（ＥＬ１）が約７０％である。また、第２の層の素材のＷＴ７８０Ｃは、焼入ままの引張強さ（ＴＳ２）が約１３５０ＭＰａであり、伸び（ＥＬ２）が約７％である。
なお、この複層鋼の第１の層と第２の層との界面に形成されたＮｉ合金層のビッカース硬さ（Ｈｖ）およびＦｅ含有量は、それぞれ、１６５および２３％であった。
【００１２】
そして、この複層鋼から所定形状の引張試験片を作製し、この引張試験片に対して引張試験を行い、応力−歪線図を作成した。
これを、図１として示すが、図１によれば、この複層鋼は、ＳＵＳ３０４相当の延性を維持したままで、引張強さが約１０％向上していることがわかる。すなわち、引張強さが１２００ＭＰａ以上のＭａｒ鋼は、単独では、伸びが数％程度であるが、複層鋼としてＳＵＳ３０４およびＮｉ合金層によってＭａｒ鋼を拘束すると、６０％も延びるという極めて特徴的な挙動を示す。
さらに、上記引張試験片について、引張試験前後の界面近傍を光学顕微鏡で観察した。その結果を、図２（ａ）、（ｂ）として示す。
図２（ａ）は、引張試験開始前の界面の状態を示し、第１の層と第２の層の間には、界面剥離、クラック等の欠陥は見られない。一方、図２（ｂ）は、引張試験によって破断した試験片の界面の状態を示すものであるが、引張試験開始前と同様、第１の層と第２の層の間には、界面剥離、クラックは発生していない。したがって、複層鋼（試験片）の破断は、界面剥離などを原因として発生したものでなく、第２の層の延性的な破断によるものである。
つまり、第１の層と第２の層との間に、厚さが０．２〜５０μｍ、板厚方向の中央におけるビッカース硬さ（Ｈｖ）が１５０以上、かつ、Ｆｅ含有量が１０〜９８質量％のＮｉ合金層を形成した本発明の複層鋼では、第１の層と第２の層との界面剥離強度（ピール強度）が向上し、さらに、強度の高い第２の層内におけるネッキング発生が抑えられていることがわかる。なお、ネッキング発生が抑制されるメカニズムについては現時点では明らかでないが、Ｎｉ合金層が設けられていることによって、第２の層におけるネッキング発生箇所が集中せず、多数箇所に分散され、その結果として、ネッキング破断が抑制されるものと推測される。また、第１の層と第２の層との相互の炭素の拡散が抑制され、炭化物の析出がなく、組織の変化もない。
【００１３】
本発明の複層鋼の第１の層を構成するγ／α鋼、あるいは、第２の層を構成するＭａｒ鋼については、以下の各種の鋼を使用することができる。
第２の層を構成するＭａｒ鋼としては、延性は低くても高引張強さを有する鋼を用いることが必要であり、具体的には、質量％（以下同じ）で、
Ｃ：０．０５〜０．４％、
Ｓｉ：０．０５〜３．０％、
Ｍｎ：０．０５〜３．０％
を含有し、残部鉄及び不可避的不純物からなる鋼Ａを用いることができる。
また、第１の層を構成するγ／α鋼としては、引張強さは十分でないが延性にすぐれた鋼を用いることが必要であり、具体的には、
Ｃ：０．０１〜０．１５％、
Ｓｉ：０．０１〜１．０％、
Ｍｎ：０．０１〜２．０％、
Ｃｒ：１２．０〜２４．０％、
Ｎｉ：４．０〜１４．０％、
Ｎ：０．００１〜０．３％
を含有し、残部鉄及び不可避的不純物からなる鋼Ｃ、又は、
Ｃ：０．００１〜０．１５％、
Ｓｉ：０．０５〜３．０％、
Ｍｎ：１５．０〜３２．０％
を含有し、残部鉄及び不可避的不純物からなる鋼Ｅ、又は、
Ｃ：０．０００１〜０．４％、
Ｓｉ：０．０１〜１．０％、
Ｍｎ：０．０１〜２．０％
を含有し、残部鉄及び不可避的不純物からなる鋼Ｇ、
の何れかの１種又は２種以上を用いることができる。
【００１４】
さらに、本発明の複層鋼の第２の層を構成するＭａｒ鋼は、前記鋼Ａに対して、微量の合金成分（Ｎｂ：０．００１〜０．１％、Ｔｉ：０．００１〜０．１％、Ｖ：０．００１〜０．５％、Ｃｒ：０．０１〜１６．０％、Ｎｉ：０．０１〜１２．０％、Ｍｏ：０．０１〜３．０％、Ｃｕ：０．０１〜１．０％のうちの１種又は２種以上。いずれも質量％）を更に含有することができる。
これらの合金成分をそれぞれ上記のごとく定められた所定量含有することによって、Ｍａｒ鋼（鋼Ａ）それ自体の有する強度、延性、靭性等の機械的特性を調整することができる。
【００１５】
さらに、本発明の複層鋼の第１の層を構成するγ／α鋼は、前記鋼Ｃに対して、微量の合金成分（Ｎｂ：０．００１〜０．１％、Ｔｉ：０．００１〜０．１％、Ｖ：０．００１〜０．５％、Ｍｏ：０．０１〜３．０％、Ｃｕ：０．０１〜１．０％のうちの１種又は２種以上。いずれも質量％）を更に含有することができる。
【００１６】
さらに、本発明の複層鋼の第１の層を構成するγ／α鋼は、前記鋼Ｅに対して、微量の合金成分（Ｎｂ：０．００１〜０．１％、Ｔｉ：０．００１〜０．１％、Ｖ：０．００１〜０．５％、Ｃｒ：０．０１〜１２．０％、Ｎｉ：０．０１〜４０．０％、Ｍｏ：０．０１〜３．０％、Ｃｕ：０．０１〜１．０％、Ｎ：０．００１〜０．３％のうちの１種又は２種以上。いずれも質量％）を更に含有することができる。
【００１７】
さらに、本発明の複層鋼の第１の層を構成するγ／α鋼は、前記鋼Ｇに対して、微量の合金成分（Ｎｂ：０．００１〜０．１％、Ｔｉ：０．００１〜０．１％、Ｖ：０．００１〜０．５％、Ｃｒ：０．０１〜１２．０％、Ｎｉ：０．０１〜４０．０％、Ｍｏ：０．０１〜３．０％、Ｃｕ：０．０１〜１．０％のうちの１種又は２種以上。いずれも質量％）を更に含有することができる。
【００１８】
本発明は、第１の層と第２の層を構成し、その間に、厚さが０．２〜５０μｍ、板厚方向の中央におけるビッカース硬さ（Ｈｖ）が１５０以上、かつ、Ｆｅ含有量が１０〜９８質量％のＮｉ合金層を介在させるが、このような積層一体化構造の複層鋼は、具体的には、例えば、以下の製造法により製造することができる。
まず、第１の層と第２の層を構成する材料の間に、厚さ５０〜１０００μｍのＮｉ箔を介挿し、第１の層が表面になるように積層する。ついで、熱間圧延（圧延温度：６００〜１１００℃，圧下率：２０〜９０％）、温間圧延（圧延温度：４００〜６００℃，圧下率：２０〜９０％）、冷間圧延（圧下率：３５〜９０％）あるいはこれらを組み合わせた圧延を行うことによって最終目標厚さとし、ついで、熱処理（加熱温度：７５０〜１１００℃，加熱時間：１〜１２０分、水冷）を行う。、これにより、材料間に介挿されたＮｉ箔は第１の層及び第２の層からのＦｅの拡散によって合金化され、Ｎｉ合金層となる。その結果、第１の層と第２の層の間に、板厚方向の中央におけるビッカース硬さ（Ｈｖ）が１５０以上、かつ、Ｆｅ含有量が１０〜９８質量％のＮｉ合金層が存在する積層一体化構造の複層鋼が形成される。
なお、上記圧延条件、熱処理条件については、各層の界面に新生面を形成し、積層界面を介して原子を相互に拡散させて、原子的な結合を得るという観点から、上記の各数値範囲内で行うことが望ましい。
【発明の効果】
【００１９】
本発明の複層鋼は、引張強さＴＳ１が１２００ＭＰａ未満のγ／α鋼からなる第１の層と、引張強さＴＳ２が１２００ＭＰａ以上のＭａｒ鋼からなる第２の層を、厚さ０．２〜５０μｍのＮｉ合金層を介して積層し、さらに、上記第１の層を表層とし、第１の層と第２の層とを合計で３層以上積層一体化してなり前記Ｎｉ合金層の板厚方向の中央におけるビッカース硬さ（Ｈｖ）が１５０以上、かつ、Ｆｅ含有量が１０〜９８質量％である。これによって、第１の層と第２の層の間での炭素の拡散が抑制され、界面への炭素の濃化および炭化物の析出が防止されており、界面剥離破断、ネッキング破断が生じる恐れはない。また、第１の層と第２の層との間での炭素の拡散の抑制により、各層の組織変化、これに伴う第１の層の延性低下や、第２の層の強度の低下を防止することができる。
さらに、複層鋼全体としての引張強さが９００ＭＰａ以上で、引張強さと全伸びの積が２００００ＭＰａ・％以上というすぐれた強度−延性バランスを備えることから、高強度、高延性、良加工性が要求され、軽量化が求められる自動車用材料として好適な材料であるといえる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２０】
本発明は、組織および機械的特性の異なる少なくとも２種以上の鋼を組み合わせて複層化し、かつ、層間に、厚さが０．２〜５０μｍ、ビッカース硬さ（Ｈｖ）が１５０以上、かつ、Ｆｅ含有量が１０〜９８質量％のＮｉ合金層を形成していることによって、界面剥離破断、ネッキング破断の発生を抑制でき、しかも、各層の組織変化および特性の劣化も抑制され、すぐれた強度−延性バランスを備えている。
【００２１】
本発明では、ＴＳ１が１２００ＭＰａ未満、好ましくは１０００ＭＰａ以下のγ／α鋼からなる第１の層と、引張強さＴＳ２が１２００ＭＰａ以上のＭａｒ鋼からなる第２の層とからなる積層体を、厚さ５０〜１０００μｍのＮｉ箔を介して積層（第１の層と第２の層の合計積層数は３層以上、かつ、表層は第１の層で構成する）した後、例えば、６００〜１１００℃で熱間圧延し、さらに、目標厚さになるまで冷間圧延し、その後、７５０〜１１００℃で１〜１２０分間加熱する熱処理を行った後室温まで冷却し、第１の層と第２の層との界面に、上記Ｎｉ合金層を形成すると同時に積層一体化する。
上記の熱処理を行うことによって、主として、圧延された第１の層、第２の層からＦｅがＮｉ層中へ拡散し、第１の層と第２の層との間のＮｉ層は、板厚方向の中央におけるビッカース硬さ（Ｈｖ）が１５０以上、かつ、Ｆｅ含有量が１０〜９８質量％のＮｉ合金層となる。
【００２２】
以下、具体的な実施例により本発明をさらに詳細に説明する。
【実施例】
【００２３】
本発明では、第１の層として表１に示す４種のγ／α鋼を用い、また、第２の層として同じく表１に示す２種のＭａｒ鋼を用いた。なお、それぞれの鋼の引張強さを同じく表１に示す。
【００２４】
【表１】
0005326097.tif 000002
【００２５】
表１に示す第１の層と第２の層を、所定厚さのＮｉ箔を介して、表２に示す組み合わせ、各層層厚、積層層数で、所定合計層厚となるように積層して積層体を形成し、ついでこれらの積層体を、同じく表２に示す熱間圧延条件、冷間圧延条件で目標厚さになるまで圧延し、その後、同じく表２に示す条件で熱処理を行い、室温まで冷却することにより、積層一体化した本発明の複層鋼（実施例１〜８）を製造した。
【００２６】
例えば、実施例１では、表１に示す第１の層として、引張強さ６９４ＭＰａのγ／α鋼、また、第２の層として、引張強さ２１００ＭＰａのＭａｒ鋼を用いた。表２に示すように、第１の層の厚さが０．０６ｍｍ、第２の層の厚さが０．０４５ｍｍ、各層のＮｉ合金層の厚さが２．５μｍになるように、表層が第１の層となるようにして、第１の層を９層、第２の層を８層交互に積層し、熱間圧延、冷間圧延、熱処理を行って、合計積層数１７層、合計層厚０．９４ｍｍの複層鋼を作製した。
【００２７】
そして、作製した実施例１の複層鋼の各層の層厚方向中心位置を光学顕微鏡で観察したところ、第１の層はオーステナイト組織がほぼ１００体積％を占めるγ鋼であり、一方、第２の層はマルテンサイト組織がほぼ１００体積％を占めるＭａｒ鋼であることを確認した。
また、表３に示すように、実施例１の複層鋼の第１の層と第２の層との間には厚さ５μｍのＮｉ合金層が形成されており、該層の板厚方向の中央部において、ビッカース硬さ（Ｈｖ）をマイクロビッカース硬度計で測定し。ＥＰＭＡでＮｉ合金層のＦｅ量の線分析を行い、板厚方向の中央部のＦｅ含有量を測定したところ、Ｈｖ：１９７，Ｆｅ含有量：５５質量％であった。
【００２８】
得られた実施例１〜８の本発明複層鋼について、複層鋼全体としての引張強さ（ＭＰａ）、伸び（％）、強度−延性バランス指標値（引張強さ（ＭＰａ）×伸び（％）の値）、界面剥離強度（ピール強度。Ｎ／ｍｍ）を測定するとともに、Ｎｉ合金層の厚さ（μｍ）、ビッカース硬度（Ｈｖ）およびＦｅ含有量（質量％）を測定した。
その結果を表３に示す。
なお、上記の引張強さ（ＭＰａ）、伸び（％）、界面剥離強度（ピール強度）の測定は、つぎのような試験法により測定したものである。すなわち、引張試験は、ＪＩＳ  Ｚ  ２２０１の５号試験片を用いて、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に準拠して行った。また、ピール強度は、界面の引き剥がし引張試験を行い、界面を引き剥がすに必要な引張荷重（剥離ストロークに対して安定な荷重領域の荷重を採用）を試験片の幅で除した値である。
表３の結果からも明らかなように、実施例１〜８の界面剥離強度（ピール強度）はいずれも１０Ｎ／ｍｍ以上であって、すぐれた界面強度を備え、さらに、炭素の拡散に起因する各層の金属組織の変化もなく、本発明複層鋼は、界面剥離破断、ネッキング破断の恐れはなく強度−延性バランスにすぐれた複層鋼であることが確認された。
【００２９】
【表２】
0005326097.tif 000003
【００３０】
【表３】
0005326097.tif 000004
【００３１】
比較のため、表１に示す成分組成、金属組織、引張強さの鋼を、表４に示す組み合わせで第１の層および第２の層とし、これを同じく表４に示す各層層厚、積層層数、合計層厚となるように直接積層（Ｎｉ箔を層間に介在させない。比較例２１、２４）し、あるいは、所定厚さのＮｉ箔を介して積層（比較例２２、２３）し、同じく表４に示す熱間圧延条件、冷間圧延条件で目標厚さになるまで圧延し、その後、同じく表４に示す条件で熱処理を行い、室温まで冷却することにより、積層一体化した比較例の複層鋼（比較例２１〜２４）を製造した。
得られた比較例２１〜２４の比較例複層鋼について、複層鋼全体としての引張強さ（ＭＰａ）、伸び（％）、強度−延性バランス指標値（引張強さ（ＭＰａ）×伸び（％）の値）および界面剥離強度（ピール強度）を、実施例１〜８と同様な方法で測定した。
その結果を表５に示す。
さらに、比較例２２、２４については、第１の層と第２の層との間のＮｉ合金層の組織を光学顕微鏡で観察し、さらに、Ｎｉ合金層の板厚方向の中央部のマイクロビッカース硬度を測定し、ＥＰＭＡでＮｉ合金層のＦｅ量の線分析を行い、板厚方向の中央部のＦｅ量を求めたので、その結果を同じく表５に示す。
【００３２】
【表４】
0005326097.tif 000005
【００３３】
【表５】
0005326097.tif 000006
【００３４】
実施例１〜８の結果と、比較例２１〜２４の結果を対比してみると、
比較例２１は、実施例１と比べてＮｉ合金層を有さず、１０００℃での保持時間を１５０分と長くした点が異なる。そのため、第１の層と第２の層の間で炭素が拡散し、積層界面の近傍に、Ｃｒ系炭化物が析出し、ピール強度および延性が低下している。
また、比較例２２は、実施例２と比較して、Ｎｉ合金層の厚みが異なる（６０μｍと厚い）だけであるが、Ｎｉ合金層の中央部までＦｅが十分に拡散せず、Ｆｅ濃度とビッカース硬度が低下し、ピール強度および延性が劣っていることがわかる。
また比較例２３は、実施例５と比較して、熱処理条件が異なる（保持時間が２０秒と短い）だけであるが、Ｎｉ合金層の中央部ではＦｅの拡散が不十分になり、Ｆｅ濃度とビッカース硬度が低下し、ピール強度および延性が劣っている。
比較例２４は、実施例７と比べてＮｉ合金層を有さない点のみが異なるが、第１の層と第２の層の間で炭素が拡散し、第１の層と第２の層の組織が変化し、延性が劣っている。
【００３５】
以上の結果からわかるように、本発明の複層鋼は、高強度、高延性、強度−延性バランスを備えるばかりか、界面剥離破断、ネッキング破断の発生を抑制したものであることから、例えば、自動車用材料のように軽量化が望まれかつ高強度、良加工性が要求される材料としては好適なものといえる。
【図面の簡単な説明】
【００３６】
【図１】第１の層がＳＵＳ３０４、第２の層がＷＴ７８０Ｃからなる本発明の複層鋼の、応力−歪線図を示す。
【図２】第１の層がＳＵＳ３０４、第２の層がＷＴ７８０Ｃからなる本発明の複層鋼の、引張試験開始前後の界面の状態を示し、（ａ）は、引張試験開始前の界面の状態、また、（ｂ）は、引張試験によって破断した試験片の界面の状態を示す光学顕微鏡写真である。
【図１】
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【図２】
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