CN110168127A - 钢板及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明提供以低成本、在不使冷成形性降低的情况下改善了疲劳特性的钢板，其特征在于，其具备内层和形成于上述内层的一个或两个面上的硬质层，硬质层的厚度为20μm以上且上述钢板的板厚的40％以下，硬质层的平均显微维氏硬度为240HV以上且低于400HV，硬质层的C量为0.4质量％以下，N量为0.02质量％以下，硬质层的距离表面为10μm的深度处的通过纳米压痕仪而测定的硬度不均以标准偏差计为2.0以下，内层的平均显微维氏硬度为80HV以上且低于400HV，内层中包含的碳化物的体积率低于2.00％，硬质层的平均显微维氏硬度为上述内层的平均显微维氏硬度的1.05倍以上。

Description

钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及钢板及其制造方法，特别是涉及以汽车的行驶部件作为主要用途的钢板及其制造方法。

背景技术

近年来，期望提高汽车的燃料效率，与其相应地要求汽车的轻量化。为了汽车的轻量化，降低汽车用钢板的板厚是有效的。但是，在该情况下，改善钢板的疲劳强度成为课题。在降低钢板的板厚的情况下，对钢材施加的应力增加，疲劳寿命劣化。因此，要求疲劳寿命更高的钢板。

另一方面，汽车用部件由于大多情况下通过加压成形或辊轧成形等被加工成部件形状后使用，因此需要优异的冷成形性。对于疲劳特性的改善，钢板的高强度化是有效的，但钢板的高强度化一般伴随着冷成形性的降低，如何在不降低冷成形性的情况下改善疲劳特性成为课题。

关于改善钢构件的疲劳特性的技术，作出过许多提案。

专利文献1涉及在不导致成本增加、另外不导致总伸长的劣化的情况下改善了疲劳强度的高强度热轧钢板，公开了一种疲劳特性优异的高强度热轧钢板，其特征在于，其组成以质量％计含有C：0.03～0.09％、Si：0.01～2.20％、Mn：0.30～2.20％、P：0.100％以下、S：0.010％以下、Al：0.005～0.050％、N：0.0100％以下，剩余部分为铁及不可避免的杂质，距离钢板的表背面相当于板厚的至少10％的厚度的区域的显微组织包含铁素体与贝氏体的复合组织、或贝氏体单相组织，板厚中心部的相当于板厚的至少50％的厚度的区域的显微组织包含铁素体与珠光体的复合组织，距离上述表背面相当于板厚的至少10％的厚度的区域的硬度为上述板厚中心部的相当于板厚的至少50％的厚度的区域的平均硬度的1.10倍以上。

专利文献2涉及适于齿根弯曲疲劳强度高、并且面压疲劳特性优异的高强度齿轮等的原材料的渗碳用钢，公开了一种渗碳用钢，其中，其组成为：以满足下述式(1)、(2)及(3)的范围含有C：0.1～0.35％、Si：0.01～0.22％、Mn：0.3～1.5％、Cr：1.35～3.0％、P：0.018％以下、S：0.02％以下、Al：0.015～0.05％、N：0.008～0.015％及O：0.0015％以下，剩余部分为Fe及不可避免的杂质，进而钢组织中的铁素体与珠光体的合计的组织分率为85％以上，并且铁素体的平均粒径为25μm以下。

3.1≥{([％Si]/2)+[％Mn]+[％Cr]}≥2.2(1)

[％C]-([％Si]/2)+([％Mn]/5)+2[％Cr]≥3.0(2)

2.5≥[％Al]/[％N]≥1.7(3)

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2015-63737号公报

专利文献2：日本特开2013-82988号公报

发明内容

发明所要解决的课题

通过热处理来使钢的材质发生变化的技术存在应解决在冷却时钢部件的尺寸及形状发生变化的课题。例如，由于若想要通过弯曲来矫正变化后的构件的形状，则对表层赋予应变，因此疲劳特性降低。进而，渗碳、渗氮(也可称为氮化)、高频淬火的热处理由于生产率低、生产成本飞跃地增加，因此在臂类、环类等中的应用困难。

本发明鉴于上述的情况，课题是提供以低成本、在不使冷成形性降低的情况下改善了疲劳特性的钢板。

用于解决课题的手段

本发明者们对解决上述课题的方法进行了深入研究。其结果是认识到：通过在钢板的一个或两个面形成平均显微维氏硬度为240HV以上且低于400HV、距离表面为10μm的深度处的硬度不均以标准偏差计为2.0以下的硬质层，进而将硬质层的C及N量控制为合适值，同时将内层的平均显微维氏硬度设定为80HV以上且低于400HV，将内层中包含的碳化物的体积率控制为低于2.00％，将硬质层的平均显微维氏硬度设定为内层的平均显微维氏硬度的1.05倍以上，从而以高水平兼顾疲劳特性和冷加工性。

另外，满足上述条件的钢板的制造方法即使仅对热轧条件或退火条件等单一地下功夫也难以制造，只有通过在热轧/退火工序等所谓的一系列工序中达成最优化而能够制造，这也是通过反复进行各种研究而认识到的，从而完成本发明。

本发明的主旨如下所述。

(1)一种钢板，其特征在于，其是具备内层和形成于上述内层的一个或两个面上的硬质层的钢板，上述硬质层的厚度为20μm以上且上述钢板的板厚的40％以下，上述硬质层的平均显微维氏硬度为240HV以上且低于400HV，上述硬质层的C量为0.4质量％以下，N量为0.02质量％以下，上述硬质层的距离表面为10μm的深度处的硬度不均以标准偏差计为2.0以下，上述内层的平均显微维氏硬度为80HV以上且低于400HV，上述内层中包含的碳化物的体积率低于2.00％，上述硬质层的平均显微维氏硬度为上述内层的平均显微维氏硬度的1.05倍以上。

(2)根据权利要求1所述的钢板，其特征在于，上述硬质层以质量％计含有C：0.03～0.35％、Si：0.01～3.00％、Mn：0.70～10.00％、P：0.0200％以下、S：0.0200％以下、Al：0.500％以下、N：0.0200％以下、O：0.0200％以下、Ti：0～0.500％、B：0～0.0100％、Cr：0～2.000％、Mo：0～1.000％、Nb：0～0.500％、V：0～0.500％、Cu：0～0.500％、W：0～0.100％、Ta：0～0.100％、Ni：0～0.500％、Sn：0～0.050％、Sb：0～0.050％、As：0～0.050％、Mg：0～0.0500％、Ca：0～0.050％、Y：0～0.050％、Zr：0～0.050％、La：0～0.050％及Ce：0～0.050％，剩余部分为Fe及杂质，上述内层以质量％计含有C：0.001～0.300％、Si：0.01～3.00％、Mn：0.10～3.00％、P：0.0200％以下、S：0.0200％以下、Al：0.500％以下、N：0.0200％以下、O：0.0200％以下、Ti：0～0.500％、B：0～0.0100％、Cr：0～2.000％、Mo：0～1.000％、Nb：0～0.500％、V：0～0.500％、Cu：0～0.500％、W：0～0.100％、Ta：0～0.100％、Ni：0～0.500％、Sn：0～0.050％、Sb：0～0.050％、As：0～0.050％、Mg：0～0.0500％、Ca：0～0.050％、Y：0～0.050％、Zr：0～0.050％、La：0～0.050％及Ce：0～0.050％，剩余部分为Fe及杂质。

发明效果

根据本发明，通过在钢板的一个或两个面形成平均显微维氏硬度为240HV以上且低于400HV、距离表面为10μm的深度处的硬度不均以标准偏差计为2.0以下的硬质层，进而将硬质层的C及N量控制为合适值，同时将内层的平均显微维氏硬度设定为80HV以上且低于400HV，将内层中包含的碳化物的体积率控制为低于2.00％，将硬质层的平均显微维氏硬度设定为内层的平均显微维氏硬度的1.05倍以上，能够提供疲劳特性优异的冷成形用的钢板及其制造方法。

附图说明

图1是表示硬质层的厚度与疲劳极限比的关系的图。

具体实施方式

以下，对本发明进行详细说明。

首先，对限定硬质层及内部层的厚度、成分、平均显微维氏硬度及硬质层的纳米硬度的标准偏差的理由进行说明。其中关于成分的“％”是指质量％。

将存在于内层的一个或两个面上的各硬质层的厚度设定为每一面为20μm以上且总板厚的40％以下。在各硬质层的厚度低于20μm的情况下，硬质层的厚度薄，在反复受到应力的情况下，会导致硬质层的剥离，变得不能得到优异的疲劳特性。因此，各硬质层的厚度设定为20μm以上。另外，在各硬质层的厚度超过总板厚的40％的情况下，即在冷成形时硬质层所受到的应力增大，变得不能得到由复层化带来的冷成形性提高的优点。因此，各硬质层的厚度设定为总板厚的40％以下。更优选各硬质层的厚度为30μm以上且30％以下。

硬质层和内层的厚度利用光学显微镜来进行测定。将作为测定对象的样品埋入直径为30mm的圆筒状的环氧树脂中，使用#80～1000的研磨纸通过湿式研磨进行粗研磨，接着使用具有3μm及1μm的平均粒径的金刚石磨粒进行精磨成镜面状。需要说明的是，利用1μm的金刚石粒子进行的研磨以施加1N～10N的载荷、在以30～120mpm的速度旋转的研磨台上保持30～600秒的条件来实施。

由于硬质层和内层有硬度的差异，因此在上述的利用1μm的金刚石粒子进行的研磨中，研磨量产生差异。由此，变成在硬质层与内层的边界产生很小的高低差，通过使用了光学显微镜的观察，能够求出硬质层与内层的边界、各层的板厚及板厚中所占的比例。需要说明的是，在通过精磨而设置的高低差微小的情况下，优选利用光学显微镜的微分干涉进行观察。

将各硬质层的平均显微维氏硬度设定为240HV以上且低于400HV。在平均显微维氏硬度低于240HV的情况下，硬质层的硬度低，变得不能得到优异的疲劳特性。因此，将硬质层的平均显微维氏硬度设定为240HV以上。另一方面，若各硬质层的平均显微维氏硬度变成400HV以上，则由于硬质层过度地为高强度，因此冷成形性显著劣化。因此，将各硬质层的平均显微维氏硬度设定为低于400HV。更优选为255HV以上。

将各硬质层中包含的C量设定为0.4％以下及将N量设定为0.02％以下。C及N是显著地抑制冷成形时的钢中的交叉滑移的元素。交叉滑移具有抑制在给予应变时被导入钢中的位错的蓄积/聚集的效果。若C量超过0.4％或N量超过0.02％，则交叉滑移被显著抑制，在冷成形时导致位错的过度的蓄积/聚集。其结果是，由于在低应变的区域中生成空隙，这些空隙连接而导致宏观的断裂，所以冷成形性劣化。因此，将各硬质层中包含的C量设定为0.4％以下或将N量设定为0.02％以下。更优选将C量设定为0.38％以下或将N量设定为0.018％以下。

内层的平均显微维氏硬度设定为80HV以上且低于400HV。在平均显微维氏硬度低于80HV的情况下，由于与硬质层的硬度之差变大，因此在冷成形时应变过度地偏于内层侧，导致硬质层/内层界面中的龟裂的产生、冷成形后的制品的形状不良。因此，内层的平均显微维氏硬度设定为80HV以上。另外，在平均显微维氏硬度为400HV以上的情况下，由于硬质层与内层的硬度之差变小，因此缓和冷成形时的应变向硬质层集中的效果消失，冷成形性劣化。因此，内层的平均显微维氏硬度设定为低于400HV。更优选为90HV以上且低于380HV。

内层的碳化物的体积率设定为低于2.00％。碳化物成为冷成形时的开裂或空隙的生成位点，若变成2.00％以上，则会促进开裂或空隙的连接，促进宏观的断裂。因此，将内层的碳化物的体积率的上限设定为低于2.00％。更优选为低于1.90％。需要说明的是，碳化物除了是铁与碳的化合物即渗碳体(Fe₃C)以外，还是将渗碳体中的Fe原子用Mn、Cr等合金元素置换而得到的化合物、合金碳化物(M₂₃C₆、M₆C、MC。需要说明的是，M为Fe及其他作为合金而添加的金属元素)。

各硬质层的平均显微维氏硬度设定为内层的平均显微维氏硬度的1.05倍以上。钢板的疲劳强度可以通过控制硬质层的硬度与内层的硬度之比来改善，通过将各硬质层的平均显微维氏硬度设定为内层的平均显微维氏硬度的1.05倍以上，能够将疲劳极限比(＝疲劳强度/抗拉强度)设定为0.50以上。更优选至少单面为1.08倍以上。

各硬质层的纳米硬度的标准偏差设定为2.0以下。这是由于：通过抑制硬质层的纳米硬度不均，冷成形性显著提高。若标准偏差超过2.0，则例如有时在冷辊轧成形时产生开裂。从该观点出发，标准偏差设定为2.0，优选为1.6以下。标准偏差的下限没有指定，但抑制到0.2以下在技术上是困难的。

硬质层的板厚方向的纳米硬度的不均不会对冷成形性造成影响，即使在板厚方向上具有硬度的倾斜，也不会阻碍本发明的效果。需要说明的是，在相对于板厚方向垂直且相对于轧制方向平行的线上的纳米硬度不均大的情况下，冷成形性降低。

本实施方式的钢板只要具备上述的内层和硬质层，则成分没有特别限定。以下，列举出适宜作为本实施方式的钢板的硬质层和内层的成分组成的例子，对各元素进行说明。其中关于成分的“％”是指质量％。

首先对硬质层的适宜的成分进行说明。

(C：0.03～0.35％)

C是对于钢的强化有效的元素。为了通过淬火回火等热处理来确保部件的疲劳特性，C量优选设定为0.03％以上，更优选为0.10％以上。由于若C量变多，则在冷成形时变得容易产生开裂，因此优选设定为0.35％以下。更优选为0.30以下。

(Si：0.01～3.00％)

Si是作为脱氧剂起作用、另外对碳化物及热处理后的残留奥氏体的形态造成影响的元素。为了兼顾疲劳特性和冷成形性，降低钢部件中存在的碳化物的体积率、进一步将残留奥氏体有效利用来谋求高强度化是有效的。为了得到该效果，优选含有0.01％以上的Si。由于若Si的含量过多，则有时钢部件脆化、冷成形性降低，因此优选设定为3.00％以下。更优选为0.10％以上且2.50％以下，进一步优选为0.20％以上且2.00％以下。

(Mn：0.70～10.00％)

Mn是作为脱氧剂起作用、另外对于抑制钢的珠光体相变有效的元素。在从奥氏体区起的冷却过程中，为了抑制珠光体相变、使马氏体的组织比率上升、确保强度、疲劳特性，优选将Mn量设定为0.70％以上，更优选为2.00％以上。若Mn量过多，则变成在钢中存在粗大的Mn氧化物，成为冷成形时的断裂的起点，冷成形性劣化。因此，Mn量优选设定为10.00％以下。更优选为8.00％以下。

(P：0.0200％以下)

P不是必须元素，例如作为杂质而含有于钢中，在铁素体晶界中强偏析且晶界脆化。因此，含量越少越好，也可以为0。但是，由于为了在精炼工序中高纯度化至低于0.0001％，精炼所需要的时间变多，成本大幅增加，所以现实中的下限为0.0001％，若考虑成本方面则也可以含有0.0010％以上。由于若P量变多，则通过晶界脆化而冷成形性降低，因此优选设定为0.0200％以下。更优选为0.0190％以下。

(S：0.0200％以下)

S不是必须元素，例如作为杂质而含有于钢中，在钢中生成MnS等非金属夹杂物，导致钢材部件的硬度的增加和延展性的降低。另外，由于在钢中生成与钢的硬度之差大大不同的非金属夹杂物，硬质层的表面附近的硬度不均变大。因此，含量越少越好，也可以为0。但是，由于为了在精炼工序中高纯度化至低于0.0001％，精炼所需要的时间变多，成本大幅增加，因此现实中的下限为0.0001％，若考虑成本方面则也可以含有0.0010％以上。由于若S量变多，则由于在冷成形时产生以非金属夹杂物作为起点的开裂，硬度进一步增加，因此冷成形性降低，因此优选设定为0.0200％以下。更优选为0.0190％以下。

(Al：0.500％以下)

Al是作为钢的脱氧剂起作用、将铁素体稳定化、增加硬度的元素，不是必须元素，根据需要而添加。为了得到添加效果，优选将含量设定为0.001％以上，更优选设定为0.010％以上。由于若Al量变多，则生成粗大的Al氧化物，引起硬度的增加和冷成形性的降低，另外，由于在钢中生成与钢的硬度之差大大不同的非金属夹杂物，硬质层的表面附近的硬度不均变大，因此优选设定为0.500％以下，更优选设定为0.450％以下。

(N：0.0200％以下)

N与C同样地是对钢的强化有效的元素，但也是对冷成形时的位错的交叉滑移的产生造成影响的元素。不是必须元素，从确保冷成形性的观点出发，含量越少越优选，也可以为0。但是，由于若降低至低于0.0001％，则精炼成本增加，因此现实中的下限为0.0001％，也可以含有0.0010％以上。若N量变多，则由于在冷成形时无法抑制应变的集中，引起空隙的产生，因此冷成形性显著降低。因此，N量优选设定为0.0200％以下。更优选为0.0150％以下。

(O：0.0200％以下)

O是在钢中形成氧化物、导致硬度的增加的元素。另外，由于在钢中生成与钢的硬度之差大大不同的非金属夹杂物，硬质层的表面附近的硬度不均变大。由于不是必须元素，存在于铁素体晶内的氧化物成为空隙的生成位点，进一步成为导致硬度的增加的组织因素，因此O量优选较少，也可以为0。但是，由于如果降低至低于0.0001％，则精炼成本增加，因此现实中的下限为0.0001％，也可以含有0.0005％以上。由于若O量变多，则通过硬度的增加而冷成形性降低，因此优选设定为0.0200％以下。更优选为0.0170％以下。

关于以下的元素，也不是必须元素，而是在钢板及钢中也可以有限度地适当含有规定量的任意元素。

(Ti：0～0.500％)

Ti是控制碳化物的形态、通过大量的含有而增加铁素体的强度的元素。但是，从确保冷成形性的观点出发，含量越少越优选，也可以为0。由于若将Ti量降低至低于0.001％则精炼成本增加，因此现实中的下限为0.001％，也可以含有0.005％以上。由于若Ti量变多，则变成在钢中存在粗大的Ti氧化物或TiN，冷成形性降低，因此优选设定为0.500％以下。更优选为0.450％以下。

(B：0～0.0100％)

B是在自奥氏体起的冷却过程中抑制铁素体及珠光体的生成、促进贝氏体或马氏体等低温相变组织的生成的元素。另外，B是对钢的高强度化有益的元素，根据需要而添加。为了充分得到由添加带来的高强度化或疲劳特性提高的效果，B量优选设定为0.0001％以上，更优选为0.0005％以上。由于若B量变多，则在钢中导致粗大的B氧化物的生成，成为冷成形时的空隙的产生起点，冷成形性劣化，因此优选设定为0.0100％以下。更优选为0.0050％以下。

(Cr：0～2.000％)

Cr与Mn同样地是抑制珠光体相变、对钢的高强度化有效的元素，根据需要而添加。为了得到添加的效果，优选添加0.001％以上，更优选为0.010％以上。由于若Cr量变多，则变成在中心偏析部中形成粗大的Cr碳化物，冷成形性降低，因此优选设定为2.000％以下。更优选为1.500％以下。

(Mo：0～1.000％)

Mo与Mn、Cr同样地是对钢的强化有效的元素，根据需要而添加。为了得到添加的效果，优选添加0.001％以上，更优选为0.010％以上。由于若Mo量变多，则形成粗大的Mo碳化物，冷加工性降低，因此优选设定为1.000％以下。更优选为0.700％以下。

(Nb：0～0.500％)

Nb与Ti同样地是对碳化物的形态控制有效的元素，由于通过其添加而将组织微细化所以是对韧性的提高也有效的元素。为了得到添加的效果，优选添加0.001％以上，更优选为0.002％以上。由于若Nb量变多，则析出许多微细且硬质的Nb碳化物，钢材的强度上升，延展性显著劣化，冷加工性降低，因此优选设定为0.500％以下。更优选为0.200％以下。

(V：0～0.500％)

V也与Nb同样地是对碳化物的形态控制有效的元素，由于通过其添加而将组织微细化所以是对韧性的提高也有效的元素。为了得到该效果，优选添加0.001％以上，更优选为0.002％以上。由于若V量变多，则析出许多微细的V碳化物，钢材的强度上升，延展性降低，冷成形性降低，因此优选设定为0.500％以下。更优选为0.400％以下。

(Cu：0～0.500％)

Cu是对钢材的强度的增加有效的元素，根据需要而添加。为了有效地发挥强度增加的效果，优选0.001％以上的含量，更优选为0.002％以上。由于若Cu量变多，则导致热脆性而热轧中的生产率降低，因此优选设定为0.500％以下。更优选为0.400％以下。

(W：0～0.100％)

W也与Nb、V同样地是对碳化物的形态控制和钢的强度的增加有效的元素，根据需要而添加。为了得到该效果，优选添加0.001％以上，更优选为0.002％以上。由于若W量变多，则析出许多微细的W碳化物，钢材的强度上升，延展性降低，冷加工性降低，因此优选设定为0.100％以下。更优选为0.080％以下。

(Ta：0～0.100％)

Ta也与Nb、V、W同样地是对碳化物的形态控制和强度的增加有效的元素，根据需要而添加。为了得到该效果，优选添加0.001％以上，更优选为0.002％以上。由于若Ta量变多，则析出许多微细的Ta碳化物，钢材的强度上升，延展性降低，冷加工性降低，因此优选设定为0.100％以下。更优选为0.080％以下。

(Ni：0～0.500％)

Ni是对部件的疲劳特性的提高有效的元素，根据需要而添加。为了有效地发挥其效果，优选含有0.001％以上，更优选为0.002％以上。由于若Ni量变多，则延展性降低，冷成形性降低，因此优选设定为0.500％以下。更优选为0.400％以下。

(Sn：0～0.050％)

Sn是在使用废铁作为原料的情况下而含有于钢中的元素，越少越优选，也可以为0。但是，由于若降低至低于0.001％，则精炼成本增加，因此现实中的下限为0.001％，也可以含有0.002％以上。由于若Sn量变多，则会因铁素体的脆化而引起冷成形性的降低，因此优选设定为0.050％以下。更优选为0.040％以下。

(Sb：0～0.050％)

Sb与Sn同样地是在使用废铁作为钢原料的情况下而含有的元素。Sb由于在晶界中强偏析而导致晶界的脆化及延展性的降低，因此越少越优选，也可以为0。但是，由于若降低至低于0.001％则精炼成本增加，因此现实中的下限为0.001％，也可以含有0.002％以上。由于若Sb量变多，则冷成形性降低，因此优选设定为0.050％以下。更优选为0.040％以下。

(As：0～0.050％)

As与Sn、Sb同样地是在使用废铁作为钢原料的情况下而含有、在晶界中强偏析的元素，越少越优选，也可以为0。但是，由于若降低至低于0.001％则精炼成本增加，因此现实中的下限为0.001％，也可以含有0.002％以上。由于若As量变多，则冷成形性降低，因此设定为0.050％以下。更优选为0.040％以下。

(Mg：0～0.0500％)

Mg是能够通过微量添加来控制硫化物的形态的元素，根据需要而添加。为了得到其效果，优选添加0.0001％以上，更优选为0.0005％以上。由于若Mg量变多，则因粗大的夹杂物的形成而引起冷成形性的降低，因此优选设定为0.0500％。更优选为0.0400％以下。

(Ca：0～0.050％)

Ca与Mg同样地是能够通过微量添加来控制硫化物的形态的元素，根据需要而添加。为了得到该效果，优选添加0.001％以上，更优选为0.002％以上。由于若Ca量增加，则生成粗大的Ca氧化物，在冷成形时成为开裂产生的起点，因此优选设定为0.050％以下。更优选为0.040％以下。

(Y：0～0.050％)

Y与Mg、Ca同样地是能够通过微量添加来控制硫化物的形态的元素，根据需要而添加。为了得到该效果，优选添加0.001％以上，更优选为0.002％以上。由于若Y量变多，则生成粗大的Y氧化物，冷成形性降低，因此优选设定为0.050％以下。更优选为0.040％以下。

(Zr：0～0.050％以下)

Zr与Mg、Ca、Y同样地是能够通过微量添加来控制硫化物的形态的元素，根据需要而添加。为了得到该效果，优选添加0.001％以上，更优选为0.002％以上。由于若Zr量变多，则生成粗大的Zr氧化物，冷成形性降低，因此优选设定为0.050％以下。更优选为0.040％以下。

(La：0～0.050％)

La是通过微量添加而对硫化物的形态控制有效的元素，根据需要而添加。为了得到该效果，优选添加0.001％以上，更优选为0.002％以上。由于若La量变多，则生成La氧化物，冷成形性降低，因此优选设定为0.050％。更优选为0.040％以下。

(Ce：0～0.050％)

Ce与La同样地是能够通过微量添加来控制硫化物的形态的元素。另外，也是在晶界中强偏析而降低晶界碳化物的个数比率的元素，根据需要而添加。为了得到该效果，优选添加0.001％以上，更优选为0.002％以上。由于若Ce量变多，则因晶界碳化物的个数比率的降低而导致加工性降低，因此优选设定为0.050％以下。更优选为0.046％以下。

进而，对适于内层的钢板的化学成分的一个例子进行说明。

(C：0.001～0.300％)

C是对于钢的强化有效的元素。为了将内层的平均显微维氏硬度控制为80HV以上，优选添加0.001％以上，更优选为0.002％以上。由于若C量变多，则会导致内层的强度的过度增加或碳化物的生成，冷成形性降低，因此优选设定为0.300％以下。更优选为0.200％以下。

(Mn：0.10～3.00％)

Mn是作为脱氧剂起作用、另外对钢的强度的控制有效的元素。若Mn量少，则在连续铸造时的凝固过程中，变成从高温开始凝固，伴随于此，中心部的偏析被促进。另外，在冷成形时，从该中心偏析部产生裂纹，冷成形性降低。因此，优选设定为0.10％以上，更优选为0.30％以上。由于若Mn量变多，则导致过度的强度的增加，冷成形性劣化，因此优选设定为3.00％以下。更优选为2.60％以下。

内层除了上述的C及Mn以外，还可以含有Si、P、S、Al、N、Cr、Mo、O、Ti、B、Nb、V、Cu、W、Ta、Ni、Sn、Sb、As、Mg、Ca、Y、Zr、La、Ce，其添加范围和效果与硬质层相同。

需要说明的是，在本发明的钢板中的硬质层及内层中，上述成分以外的剩余部分为Fe及杂质。

本发明的钢板具备内层和形成于该内层的一个或两个面的硬质层，各硬质层的厚度为20μm以上且总板厚的40％以下，各硬质层的平均显微维氏硬度为240HV以上且低于400HV，各硬质层的C量为0.4％以下，N量为0.02％以下，内层的平均显微维氏硬度为80HV以上且低于400HV，内层中包含的碳化物的体积率低于2.00％，各硬质层的平均显微维氏硬度为上述内层的平均显微维氏硬度的1.05倍以上，由此，兼顾优异的冷成形性和疲劳特性，这是本发明者们发现的新的认识。

接着，对组织的观察及测定方法进行叙述。

碳化物的体积率的测定通过电解提取残渣来进行。在由铂构成、兼作样品支撑台的电极上放置钢材，浸渍于电解溶液中。施加仅碳化物溶残的电位，利用0.1μm的筛孔，得到碳化物的残渣。由供于电解提取的样品的重量和碳化物的残渣量，求出钢中存在的碳化物的体积率。

关于钢板的平均显微维氏硬度，分别测定12点的硬质层及内层的距离表面侧为硬质层及内层的各厚度的1/4位置处的0.098N的显微维氏硬度，由除去了最硬的数据及最软质的数据的10点的平均值求出。需要说明的是，载荷为0.098N时240HV的情况的压痕的对角线长度为约9μm，400HV的情况的长度为约7μm，具有20μm左右的厚度的硬质层的硬度也能够适当进行评价。

硬质层的纳米硬度的标准偏差需要由某个板厚截面的相对于板厚方向垂直且相对于轧制方向平行的线上的硬度求出。本发明中，“硬质层的纳米硬度的标准偏差”是指，在硬质层的距离表面侧为板厚方向的10μm位置，沿轧制方向以3μm的间隔使用Hysitron公司制造的纳米压痕仪(Ti-900)在压入深度80nm的条件下测定100个部位的纳米硬度，由所得到的硬度数据制作直方图，将该直方图以正态分布进行近似时的拟合曲线的标准偏差。其中，硬质层的纳米硬度的标准偏差由于是评价微小的组织之间的硬度之差的值，因此不是通过维氏硬度试验来求出，而是通过评价硬度的区域的面积窄的利用纳米压痕仪的硬度试验来求出。

接着，对冷成形性的评价方法进行叙述。将内弯曲半径设定为4mm，通过辊轧成形对样品赋予90°的弯曲后，通过截面组织观察来确认有无弯曲拐角部的龟裂。将样品埋入环氧树脂中后，通过金刚砂湿式研磨进行粗研磨后，使用3μm及1μm的尺寸的金刚石粒子，将样品截面通过研磨而精加工成镜面状。接着，在未实施蚀刻的情况下，通过光学显微镜以1000倍的倍率观察截面组织，在见到的龟裂及裂纹的长度低于5μm的情况下，判断为冷加工性优异。另外，在见到的龟裂及裂纹的长度为5μm以上的情况下，判断为冷成形性低劣。

关于钢板的疲劳特性，按照JIS Z2275中记载的方法，在应力比＝-1的条件下进行平面弯曲疲劳试验，以200万次疲劳极限进行评价后，算出疲劳极限/抗拉强度作为疲劳极限比，进行评价。关于本实施方式的钢板，若疲劳极限比为0.45以上，则判断为疲劳特性良好。

接着，对本发明的钢板的制造方法进行说明。以下的说明是对用于制造本发明的钢板的特征性方法的例示进行示意，并不意图将本发明的钢板限定于通过将以下说明的那样的内层和硬质层贴附而得到的复层钢板(也可以称为多层钢板)。

例如通过在钢带的制造时，对单层的钢板实施表面处理，将其表层部分硬化，也能够制造具备本发明中的内层和硬质层的钢板。通过像这样在钢带的制造时通过表面处理将表层部分硬化，能够解决因在部件成形后实施表面处理时产生的热处理应变而导致的尺寸精度降低的课题。

制造本发明的钢板的方法的特征在于，在软质且冷加工性优异的内层的一个或两个面贴附疲劳特性优异的硬质层，并且将这些硬质层及内层的强度/成分/组织控制为最佳的状态。另外，作为这样的制造方法，没有特别限定，例如可列举出使用了薄钢板的坯料板的扩散热处理法、使用了通过电阻焊而将硬质层和内层的各钢种类贴附而得到的板坯的热轧/冷轧退火及镀覆等处理。具体的制造方法如下所述。

首先，对利用使用了薄钢板的坯料板的扩散热处理法的钢材的制造方法进行叙述。

使用相当于硬质层及内层的调整为规定的成分及形状的通过电炉或高炉制法而制造的薄钢板，将硬质层及内层的各贴附面的氧化物通过酸洗而除去，将贴附面的表面通过#50～#1000的砂轮或研磨纸研磨后，通过超声波洗涤将污垢除去，重叠，在从上面施加载荷的状态下投入加热炉中。

此时，使用平均显微维氏硬度为相当于内层的钢板的1.05倍以上的钢板作为相当于硬质层的钢板，能够得到各硬质层的平均显微维氏硬度为上述内层的平均显微维氏硬度的1.05倍以上的复层钢板。

为了贴附而使用的硬质层及内层各自的原材料的板厚优选设定为0.1mm以上。低于0.1mm时，由于在酸洗后的研磨工序中导入原材料的残留应力，导致在将原材料投入加热炉时产生翘曲及间隙，有时硬质层与内层没有以充分的强度接合。因此，各自的板厚优选为0.1mm以上。另一方面，原材料的厚度没有上限，即使为100mm以上，除了原材料重量增加、作业的难易度提高以外，从接合的观点出发没有技术性的问题。

在研磨工序中优选使用#50～#1000的砂轮或研磨纸。在低于#50的情况下，各原材料的面粗糙度低，在扩散热处理时由于硬质层及内层的接触不足，有时在热处理后没有得到充分的接合强度。因此，研磨中使用的砂轮或研磨纸的粒度号的下限优选为#50。另外，在使用超过#1000的粒度号的砂轮或研磨纸对硬质层及内层的原材料进行研磨的情况下，为了将研磨面精加工成平坦而要求熟练的技术，作业效率降低。此外，即使使用#1000以后的粒度号来实施研磨，也见不到显著的接合强度的改善，因此研磨中使用的粒度号的上限优选为#1000。更优选为#80～#600。

加热炉的温度优选为800℃以上且1300℃以下。由于加热炉的温度低于800℃时，硬质层与内层之间的元素的扩散不充分，无法得到充分的接合强度，因此加热温度的下限优选为800℃以上。另一方面，若加热温度超过1300℃，则由于氧过度地侵入硬质层与内层的间隙，在硬质层与内层之间形成粗大的氧化物，因此接合强度降低。因此，加热温度的上限优选为1300℃以下。更优选为850℃以上且1200℃以下。

加热炉中的保持时间优选为15分钟以上且300分钟以下。由于保持时间低于15分钟时，在硬质层与内层之间无法得到充分的接合强度，因此下限优选为15分钟以上。另一方面，由于保持超过300分钟时，在硬质层与内层之间生成氧化物，接合强度降低，因此保持时间的上限优选为300分钟以下。更优选为30分钟以上且180分钟以下。

在向加热炉中的插入及保持的阶段，对原材料施加的面压优选为10MPa以上。由于面压低于10MPa时，不能得到充分的接合强度，因此面压的下限优选为10MPa以上。需要说明的是，面压越高越优选，例如也可以施加200MPa左右的面压。

相对于加热、冷却后的复层原材料，在除去载荷后，也可以进一步实施热处理。热处理例如加热至800～1000℃，保持1～60分钟后，进行冷却。作为冷却，例如可以使用水冷、油冷却、空冷。由于该热处理中的冷却速度越快，则硬质层、内层均硬度变得越高，因此可以根据硬质层、内层中使用的原材料的钢板的硬度和最终想要得到的复层钢板的硬度来适当设定冷却速度。

接着，对使用在内层上层叠硬质层而得到的复层板坯经由热轧或热轧/酸洗/冷轧/退火的各工序来制造满足本发明的必要条件的钢带的方法进行叙述。

复层板坯的制造方法没有特别限定，例如可以是连续铸造法或板坯焊接法中的任一者。在连续铸造法中，使用具备两个中间包的铸造机，首先制造位于中心部的内层侧的铸造体，接着按照将内层侧的铸造体覆盖的方式，从第二个中间包注入相当于硬质层的与内层侧不同的成分的钢液，使其连续地凝固，得到复层状态的板坯。或者，在板坯焊接法中，相对于铸造成规定的组成的板坯或由板坯制造的粗轧原材料，将接合面通过机械清理等进行研磨，接着，层叠通过酸及醇洗涤而除去了氧化物或污染物的板坯。进一步将该层叠板坯的上下面用刚刚结束铸造的高温的板坯夹持，通过来自高温板坯的传热而促进扩散接合。

使用通过以上例子的制法而制作的复层板坯，通过通常的热轧工序来制造复层钢带。

(热轧)

将上述的复层板坯连续铸造后，直接或暂且冷却后进行加热，在以热进行轧制时，在1100℃以上且1300℃以下以1分钟以上且300分钟以下的时间加热后，在650℃以上且950℃以下的温度域中结束热精轧。将精轧后的钢带在ROT上冷却后，在100℃以上且700℃以下的温度范围内卷取而制成热轧卷材。以下，对制造本发明的钢板的方法进行具体说明。

板坯的加热温度设定为1100℃以上且1300℃以下。在加热温度超过1300℃或加热时间超过300分钟的情况下，由于在硬质层与内层之间氧化显著地进行，硬质层与内层变得容易剥离，因此引起疲劳特性的降低及冷成形性的降低。进而，由于在硬质层的内部生成氧化物，因此复层钢带的表背层的硬度不均变大。因此，加热温度的上限优选设定为1300℃以下，均热时间的上限优选设定为300分钟以下。优选加热温度为1250℃以下、均热时间为270分钟以下。

板坯的加热在1100～1300℃的范围内保持1～300分钟是重要的，此外，例如也可以有比其低的温度范围内的滞留时间。

热精轧设定为在650℃以上且950℃以下结束。若热精轧温度低于650℃，则由于钢材的变形阻力的增加，轧制载荷显著提高，进而导致辊磨损量的增大，引起生产率的降低。因此，将下限设定为650℃以上。另外，若热精轧温度超过950℃，则在钢板表面产生起因于在输出辊道(Run Out Table)上通板中生成的相当厚的氧化皮的缺陷，引起疲劳特性的降低。进而，由于伴随着精轧温度的高温化而组织变成混粒，因此复层钢带的表背层的硬度不均变大。因此，将上限设定为950℃以下。更优选为800℃以上且930℃以下。

热精轧后的ROT上的钢带的冷却速度优选设定为10℃/秒以上且100℃/秒以下。冷却速度低于10℃/秒时，无法防止冷却中途的相当厚的氧化皮的生成和起因于此的缺陷的产生，导致表面美观的降低。因此，优选将下限设定为10℃/秒以上。另外，若从钢板的表面直到内部以超过100℃/秒的冷却速度将钢带冷却，则最表层部被过剩地冷却，产生贝氏体或马氏体等低温相变组织。将在卷取后冷却至室温的卷材展开时在上述的低温相变组织中产生微小裂纹，在接下来的酸洗工序中也难以将裂纹去除。这些裂纹成为断裂的起点，引起制造上的钢带的断裂及生产率的降低。因此，优选将上限设定为100℃/秒以下。需要说明的是，上述规定的冷却速度是指从热精轧后的钢带通过无注水区间后在注水区间中受到水冷却的时刻到在ROT上被冷却至卷取的目标温度为止的时刻从各注水区间的冷却设备接受的冷却能力，并不是表示从注水开始点到通过卷取机而卷取的温度为止的平均冷却速度。更优选为20℃/秒以上且90℃/秒以下。

卷取温度设定为50℃以上且700℃以下。若卷取温度低于50℃，则在卷取前相变基本完成，导致在板厚方向上残留大的残留应力。由于该残留应力，冷成形性显著降低，另外，在实施冷轧的情况下，导致板形状的恶化，因此卷取温度的下限设定为50℃以上。另外，若卷取温度超过700℃，则除了在热轧后无法对硬质层及内层确保规定的强度以外，而且在内层部导致大量的碳化物的生成，引起冷成形性的降低。因此，卷取温度的上限设定为700℃以下。更优选为100℃以上且680℃以下。

本发明的方式通过以前的作为表层改性处理的一般的渗碳/渗氮/软渗氮/高频表面淬火等无法获得。其理由是在渗碳/渗氮/软渗氮等热处理技术中，在表层允许过度的碳及氮的侵入，因此冷成形性降低，另外，对于高频表面淬火等技术，由于在板厚中心残留碳化物，因此冷成形性降低。

通过将上述的热轧钢带进行酸洗，在冷轧及冷轧板退火或热轧板退火后实施冷轧及冷轧板退火，也可以制造兼具冷成形性和疲劳特性的冷轧钢带。

(酸洗)

酸洗中使用的酸的种类没有特别指定。酸洗的目的是除去在热轧后生成于钢带的表面的氧化皮，也可以是盐酸酸洗或硫酸酸洗。进而，为了促进酸洗，即使在酸洗溶液中投入化学性质的酸洗促进剂或施加振动/张力的增减等机械作用，也不会对本发明的根本的技术有任何影响。

(冷轧)

冷轧的压下率优选为20％以上且80％以下。压下率低于20％时，由于在连轧机的各机架中施加的载荷变小，因此板形状的把握及控制变得困难，导致生产率的降低。另外，若压下率超过80％，则在各机架中施加的载荷显著增大，伴随于此，辊中产生的赫兹应力过度提高，因此导致辊寿命的降低，引起生产率的降低。因此，压下率优选为20％以上且80％以下。更优选为25％以上且70％以下。

(热轧板退火)

在将热轧钢带供于冷轧之前，也可以实施退火。热轧板退火的目的是由冷轧前的钢带的软质化带来的冷轧中的生产率的确保、及由热轧板退火后的阶段的组织比率的控制带来的冷轧板退火后的钢带的优异的疲劳特性和冷成形性的发挥。作为热轧板退火的工序，可以是箱内退火(BAF)或通常的连续退火法(C-CAL)中的任一种。

箱内退火中的加热速度及冷却速度优选为5℃/hr以上且80℃/hr。加热速度低于5℃/hr时，热轧板退火工序所需要的时间增大，导致生产率的降低。另一方面，若加热速度超过80℃/hr，则卷取成卷材状的钢带的内周侧和外周侧的温差提高，由于起因于该差异的热膨胀差而产生的钢带的摩擦，在钢带的表面产生缺陷。该缺陷除了会导致制品的表面美观的降低以外，还会导致疲劳特性的降低。因此，加热速度优选为5℃/hr以上且80℃/hr以下。更优选为10℃/秒以上且60℃/秒以下。

箱内退火中的退火温度优选为450℃以上且720℃以下，保持时间优选为3hr以上且100hr以下。退火温度低于450℃或保持时间低于3hr时，钢带的软质化不充分，对冷轧中的生产率的提高没有效果。另外，若退火温度超过720℃，则导致在退火中生成奥氏体，因热膨胀变化而引起钢带上的缺陷的产生。进而，若保持时间超过100hr，则由于钢带的表面胶粘，产生粘砂，因此表面美观降低。因此，箱内退火中的退火温度优选为450℃以上且720℃以下，保持时间优选为3hr以上且100hr以下。

连续退火中的加热速度及冷却速度优选为5℃/秒以上。加热速度低于5℃/秒时，导致生产率的降低。另一方面，加热速度及冷却速度没有上限，也可以超过80℃/秒。更优选为10℃/秒以上。

连续退火中的退火温度优选为650℃以上且900℃以下，保持时间优选为20秒以上且300秒以下。退火温度低于650℃或保持时间低于20秒时，在连续退火法中钢带的软质化不充分，对冷轧中的生产率的提高没有效果。另外，若退火温度超过900℃，则钢带的强度显著降低，导致炉内的板断裂，引起生产率的降低。进而，若保持时间超过300秒，则导致炉内中的杂质附着在钢带的表面，表面美观降低。因此，连续退火中的退火温度优选为650℃以上且900℃以下，保持时间优选为20秒以上且300秒以下。更优选的退火温度为680℃以上且850℃以下、保持时间为30秒以上且240秒以下。

(冷轧板退火)

冷轧板退火的目的是恢复通过冷轧而消失的钢带的冷成形性，进而通过将铁素体/珠光体/贝氏体/马氏体/残留奥氏体的各组织的比率最优化，从而得到优异的疲劳特性和冷成形性。作为冷轧板退火的工序，可以是通常的连续退火法(C-CAL)或再加热型的连续退火法(R-CAL)中的任一种。

冷轧板退火中的通常的连续退火法中的加热及保持/冷却阶段的制法上的特征如对于热轧板退火工序的连续退火记载的那样。

通常的连续退火中的过时效带中的温度优选为300℃以上且500℃以下，保持时间优选为50秒以上且500秒以下。在过时效带中，使在加热的阶段产生的奥氏体相变成贝氏体或马氏体，通过适当地控制残留奥氏体的量和形态，可得到优异的疲劳特性和冷成形性。时效温度低于300℃及保持时间低于50秒时，贝氏体的相变量不足，另外，时效温度为500℃以上及保持时间低于500秒时，由于残留奥氏体的量显著降低，因此变得没有兼顾疲劳特性和冷成形性。因此，通常的连续退火中的过时效带中的温度优选为300℃以上且500℃以下，保持时间优选为50秒以上且500秒以下。更优选的温度为450℃以下、保持时间为90秒以上且300秒以下。

再加热型的连续退火中的加热速度及冷却速度优选为5℃/秒以上。加热速度低于5℃/秒时，导致生产率的降低。另一方面，加热速度及冷却速度没有上限，也可以超过80℃/秒。更优选为10℃/秒以上。

再加热型的连续退火中的退火温度优选为700℃以上且900℃以下，保持时间优选为20秒以上且300秒以下。退火温度低于700℃或保持时间低于20秒时，在连续退火中相变的奥氏体的量不充分，在之后的淬火分配处理中，变得无法控制为优选的组织比率。另外，若退火温度超过900℃，则钢带的强度显著降低，导致炉内的板断裂，引起生产率的降低。进而，若保持时间超过300秒，则导致炉内中的杂质附着在钢带的表面，表面美观降低。因此，连续退火中的退火温度优选为700℃以上且900℃以下，保持时间优选为20秒以上且300秒以下。更优选的退火温度为720℃以上且850℃以下、保持时间为30秒以上且240秒以下。

再加热型的连续退火中的冷却停止温度优选为100℃以上且340℃以下，保持时间优选为5秒以上且60秒以下。在该冷却的过程中，使一部分的奥氏体相变成马氏体，使钢材的强度增加。在冷却停止温度低于100℃的情况下，向马氏体的相变量变得过剩，会损害钢材的延展性及冷成形性。因此，冷却停止温度的下限优选为100℃以上。在冷却停止温度超过340℃或保持时间低于5秒的情况下，仅得到少量的马氏体，变得难以使钢的强度增加。因此，冷却停止温度的上限优选为340℃以下，保持时间的下限优选为5秒以上。另外，由于即使超过60秒而保持，也不会在组织上引起大的变化，因此保持时间的上限优选为60秒。更优选的温度为150℃以上且320℃以下、保持时间为6秒以上且50秒以下。

再加热型的连续退火中的过时效带中的温度优选为350℃以上且480℃以下，保持时间优选为50秒以上且500秒以下。在过时效带中，以在冷却停止时生成的一部分的马氏体作为核，促进剩余部分奥氏体相变为贝氏体，通过适当地控制残留奥氏体的量和形态，可得到优异的疲劳特性和冷成形性。时效温度低于350℃及保持时间低于50℃时，贝氏体的相变量不足，另外，时效温度为480℃以上及保持时间低于500秒时，由于残留奥氏体的量显著降低，因此变得没有兼顾疲劳特性和冷成形性。因此，再加热型的连续退火中的过时效带中的温度优选为350℃以上且480℃以下，保持时间优选为50秒以上且500秒以下。更优选的温度为380℃以上且460℃以下、保持时间为60秒以上且400秒以下。

另外，在冷板退火工序中，也可以在钢板的两面形成选自由锌、铝、镁及它们的合金构成的组中的被膜层。

本发明的方式通过以前的作为表层改性处理的一般的渗碳/渗氮/软渗氮/高频表面淬火等无法获得。其理由是由于：在渗碳/渗氮/软渗氮等热处理技术中，过度的碳及氮不均匀地侵入表层中，硬质层的硬度不均变大，冷成形性降低。另外，还由于：在高频表面淬火等技术中，由于在板厚中心残留碳化物，内层中包含的碳化物的体积率变大，因此冷成形性降低。

以通过上述的使用了薄钢板的坯料板的扩散热处理法制造的钢材或由复层板坯制造的热轧钢带及冷轧退火钢带作为原材料，通过热冲压(hot stamp)等热成形法来制造部件，也同样地可得到本发明的效果。

根据以上的制造方法，通过在钢板的一个或两个面形成平均显微维氏硬度为240HV以上且低于400HV的硬质层，进而，将硬质层的C及N量控制为合适值，同时将内层的平均显微维氏硬度设定为80HV以上且低于400HV，将内层中包含的碳化物的体积率控制为低于2.00％，将硬质层的平均显微维氏硬度设定为内层的平均显微维氏硬度的1.05倍以上，能够得到以高水平兼顾疲劳特性和冷加工性的钢板。

实施例

接着通过实施例对本发明的效果进行说明。

实施例的水平是为了确认本发明的可实施性及效果而采用的执行条件的一个例子，本发明并不限定于该一条件例。只要不脱离本发明主旨、达成本发明目的，则本发明可以采用各种条件。

[实施例1]

将具有表1-1中所示的A～F的成分的板厚为2mm的热轧钢板的表背面进行酸洗，对于在表背层贴附硬质层的钢板，通过切削加工将表背层的板厚精加工成0.8mm，将内层的板厚精加工成0.4mm后，将贴附面用#180的研磨纸研磨，通过超声波洗涤而除去污垢。另外，对于仅在表层贴附硬质层的钢板，通过切削加工将表层的板厚精加工成0.8mm，将内层的板厚精加工成1.2mm，实施上述的研磨及洗涤。

接着以表2的实施例No.1～30中所示的组合，重叠，在施加了0.2MPa的载荷的状态下插入1000℃的加热炉中，保持120分钟后取出。暂且冷却至室温后将对样品施加的载荷除去，接着插入900℃的加热炉内，保持20分钟后，实施各冷却处理。

实施例No.1～6在60℃的油中实施淬火，No.7～12进行水冷，No.13～24实施空冷。另外，为了弄清楚与以前的处理条件的不同，在实施例No.27～30中，实施高频表面淬火、渗氮、渗碳(碳势：0.37％)、喷丸强化的各处理，制造使表面硬度增加了的比较样品。接着，通过之前记载的方法，对各样品的硬度、组织、疲劳特性、冷成形性进行了评价。

表2中示出各样品的评价结果。表中，“表”表示表面的硬质层，“背”表示背面的硬质层，“内”表示内层，Vcem表示碳化物的体积率，TS表示抗拉强度(以下相同)。发明例的No.5、8、12、13、15、17～19、21、23、24均显示出：硬质层的平均显微维氏硬度为240HV以上且低于400HV，硬质层的C量低于0.4％，N量低于0.02％，同时内层的平均维氏硬度为80HV以上并且400HV以下，内层中包含的碳化物的体积率低于2％，硬质层与内层的硬度之比为1.05倍以上，疲劳特性和冷加工性优异。

与此相对，比较例的No.1、7、16、22的表层的硬度低于240HV，疲劳特性降低。

No.2、4、9、10的内层的硬度超过400HV，冷成形性降低。

No.1～4、7、9、10、14、16、20、22的硬质层与内层的硬度之比不合适，疲劳特性降低。

在No.27的高频表面淬火热处理中，内层中残留的碳化物的体积率超过2％，冷成形性降低。在No.28的渗氮热处理中，由于表层的N量超过0.02％，因此冷成形性降低。在No.29的渗碳热处理中，除了C的含量高以外，而且内层的软质化加剧，冷成形性降低。在No.28的渗氮处理、No.29的渗碳热处理、No.30的喷丸强化处理中，硬度不均大，疲劳强度降低。

[实施例2]

接着，为了调查硬质层的厚度的影响，通过以表2的发明例No.23的组合为基础，事先通过冷轧来控制硬质层及内层的板厚，按照之前记载的步骤制作改变了硬质层的厚度比例的板厚为2mm的样品No.31～47。

表3中示出各样品的评价结果。发明例的No.34～46均显示出：硬质层的厚度为20μm以上且总板厚的40％以下，疲劳特性和冷加工性优异。

与此相对，比较例的No.31～33的硬质层的厚度低于20μm，疲劳特性降低。另外，比较例的No.47硬质层的厚度超过40％，冷成形性降低。为了容易理解，将与表3的各发明例及比较例有关的硬质层的厚度与疲劳极限比的关系示于图1中。

[实施例3]

接着，为了调查成分的影响，将具有表1-1的D、E、F的组成的板厚为1.2mm的样品固定为内层，将具有j～aj的组成的板厚为0.4mm的样品组合到硬质层中，对成分的影响进行了调查(实施例No.48～92)。进而，将具有表1-2的a、b、c的组成的样品固定为板厚为0.4mm的硬质层，将具有G～AJ的组成的板厚为1.2mm的样品组合到内层中，对成分的影响进行了评价(实施例No.93～141)。在各样品的制造中，按照之前记载的步骤通过切削加工调整板厚，实施研磨及洗涤而实施扩散热处理后，将样品插入到加热至900℃的炉内，保持20分钟后取出，用平板模具进行加压，模具冷却至室温。

表4-1及表4-2中示出各样品的评价结果。发明例的No.49、53、55～57、73～96、98～102、104～107、109～113、119、132、133、137、138均显示出：硬质层的平均显微维氏硬度为240HV以上且低于400HV，硬质层的C量低于0.4％，N量低于0.02％，同时内层的平均维氏硬度为80HV以上且400HV以下，内层中包含的碳化物的体积率低于2％，硬质层与内层的硬度之比为1.05以上，疲劳特性和冷加工性优异。

[实施例4]

为了进一步调查利用热轧的制造条件的影响，制作将在硬质层中见到优异的特性的表1-2的a、b、c、d、g、j、k、l、m、n、o、p、q、s作为表背层配置、将在内层中见到优异的特性的表1-1的A、B、C、D、E、F、G、H、I、J、M、N、O、P、Q组合到内层中的钢锭的层叠材，施加0.1MPa的面压并在加热至1000℃的炉内保持120分钟，实施扩散热处理。需要说明的是，将钢锭的层叠材中的表背层的厚度比例调节为40％，将内层的厚度比例调节为20％。

接着，通过表5-1、5-2中所示的热轧条件制作板厚为2.4mm的各样品，实施酸洗后，供于各种评价试验。表5-1、5-2中的保持时间表示加热温度在1100～1300℃的范围内的时间。

表5-1、5-2中示出各样品的评价结果。发明例的No.142、144、146～150、152～156、158～161、163～174、176～190均显示出：硬质层的平均显微维氏硬度为240HV以上且低于400HV，硬质层的C量低于0.4％，N量低于0.02％，同时内层的平均维氏硬度为80HV以上且400HV以下，内层中包含的碳化物的体积率低于2％，硬质层与内层的硬度之比为1.05以上，疲劳特性和冷加工性优异。

与此相对，比较例的No.151、162的热轧的加热时间长，在硬质层与内层之间形成氧化层，在疲劳试验或冷成形性的评价中，产生了硬质层与内层的界面剥离。比较例的No.157、175由于热轧的精轧温度高，在钢带表面生成相当厚的氧化皮，表面粗糙度降低，因此疲劳特性降低。比较例的No.143的热轧的精轧温度低，硬质层变硬，硬质层与内层的硬度之比也不合适。比较例的No.145热轧的卷取温度高，硬质层的硬度降低，导致内层的硬度的降低。

[实施例5]

为了调查利用“冷轧-退火”的制造条件的影响，实施表6的“冷轧-退火”，供于各种试验。

表6中示出各样品的评价结果。不论“冷轧-退火”的条件如何，满足本发明的规定的发明例的No.191～211均显示出：硬质层的平均显微维氏硬度为240HV以上且低于400HV，硬质层的C量低于0.4％，N量低于0.02％，同时内层的平均维氏硬度为80HV以上且400HV以下，内层中包含的碳化物的体积率低于2％，硬质层与内层的硬度之比为1.05以上，疲劳特性和冷加工性优异。

表4-1

表4-2

Claims (2)

1.一种钢板，其特征在于，其具备内层和形成于所述内层的一个或两个面上的硬质层，

所述各硬质层的厚度为20μm以上且所述钢板的板厚的40％以下，

所述各硬质层的平均显微维氏硬度为240HV以上且低于400HV，

所述各硬质层的C量为0.4质量％以下，N量为0.02质量％以下，

所述各硬质层的距离表面为10μm的深度处的通过纳米压痕仪测得的硬度不均以标准偏差计为2.0以下，

所述内层的平均显微维氏硬度为80HV以上且低于400HV，

所述内层中包含的碳化物的体积率低于2.00％，

所述各硬质层的平均显微维氏硬度为所述内层的平均显微维氏硬度的1.05倍以上。

2.根据权利要求1所述的钢板，其特征在于，所述硬质层以质量％计含有：

C：0.03～0.35％、

Si：0.01～3.00％、

Mn：0.70～10.00％、

P：0.0200％以下、

S：0.0200％以下、

Al：0.500％以下、

N：0.0200％以下、

O：0.0200％以下、

Ti：0～0.500％、

B：0～0.0100％、

Cr：0～2.000％、

Mo：0～1.000％、

Nb：0～0.500％、

V：0～0.500％、

Cu：0～0.500％、

W：0～0.100％、

Ta：0～0.100％、

Ni：0～0.500％、

Sn：0～0.050％、

Sb：0～0.050％、

As：0～0.050％、

Mg：0～0.0500％、

Ca：0～0.050％、

Y：0～0.050％、

Zr：0～0.050％、

La：0～0.050％及

Ce：0～0.050％，

剩余部分为Fe及杂质，

所述内层以质量％计含有：

C：0.001～0.300％、

Si：0.01～3.00％、

Mn：0.10～3.00％、

P：0.0200％以下、

S：0.0200％以下、

Al：0.500％以下、

N：0.0200％以下、

O：0.0200％以下、

Ti：0～0.500％、

B：0～0.0100％、

Cr：0～2.000％、

Mo：0～1.000％、

Nb：0～0.500％、

V：0～0.500％、

Cu：0～0.500％、

W：0～0.100％、

Ta：0～0.100％、

Ni：0～0.500％、

Sn：0～0.050％、

Sb：0～0.050％、

As：0～0.050％、

Mg：0～0.0500％、

Ca：0～0.050％、

Y：0～0.050％、

Zr：0～0.050％、

La：0～0.050％及

Ce：0～0.050％

剩余部分为Fe及杂质。