CN110177895A - 钢板 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种钢板，其具备内层和位于该内层的一个或两个面上的硬质层，硬质层及内层具有规定的组成，各硬质层的厚度为20μm以上且总板厚的2/5以下，硬质层的平均显微维氏硬度为400HV以上且低于700HV，硬质层的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％，硬质层的纳米硬度的标准偏差为2.00以下。

Description

钢板
技术领域
本发明涉及钢板，特别是涉及以汽车部件、底层结构构件作为主要用途的耐磨性优异的冷成形用钢板。
背景技术
对于像汽车的座椅滑轨、变矩器的壳体及自动扶梯的扶手导轨等那样在滑动环境下使用的构件要求确保耐磨性。虽然各个制品中的磨损的原因不相同，但是通过与滑动部相接的表面的高强度化而确保耐磨性。例如，对于座椅滑轨，由钢构件彼此引起的磨损进展，对于变矩器的壳体，由油中包含的金属粉引起磨损。另外，对于自动扶梯的扶手导轨，因咬入树脂扶手部与金属导轨的间隙的砂粒等微细的粒子而促进磨损。然而，通过使受到磨损的钢构件的表面的强度上升，从而耐磨性飞跃地提高。
迄今为止，对于改善钢构件的耐磨性的表面改质技术进行了许多提议(例如参照专利文献1～5)。
例如在专利文献1中，公开了一种能够使耐磨性提高的耐磨性优异的渗碳构件及其制造方法，其中，化学成分以质量％计含有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(包含0％)、Al：0.020～0.060％、N：0.0080～0.0250％，剩余部分包含Fe及不可避免的杂质，滑动面没有渗碳异常层，表面碳浓度在0.70～0.90质量％的范围内，从最表面到深度50μm为止的组织的屈氏体面积率为0.70％以下。
另外，在专利文献2中，公开了一种耐磨性优异、同时渗氮处理后的磁特性也优异的软磁性钢材，其特征在于，含有C：0.001～0.020％(质量％的意思。以下相同。)、Si：0.1％以下(不包含0％)、Mn：0.1～0.5％、P：0.02％以下(不包含0％)、S：0.02％以下(不包含0％)、Cu：0.1％以下(不包含0％)、Ni：0.1％以下(不包含0％)、Al：0.040％以下(不包含0％)、N：0.0040％以下(不包含0％)，进而按照满足规定的式(1)的方式含有Nb：0.015～0.08％和/或Ti：0.01～0.1％，剩余部分为铁及不可避免的杂质，钢组织为铁素体单相组织。
进而，在专利文献3中，公开了一种提高了耐磨性(或高面压的磨损)、疲劳强度及刚性的圆柱状或圆筒状的碳钢制滑动部件及制造方法，其特征在于，其包括：将碳钢材料成形并进行必要的切削加工的工序；进行高频淬火的工序；和在该高频淬火的工序之后立即进行的最终研磨工序。
在专利文献4中，公开了一种耐磨性优异的软渗氮处理钢，其中，以质量％计含有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％，P：限制为0.035％以下，剩余部分包含Fe及不可避免的杂质，进而，在距离钢最表面为0.25mm的深度处，在铁素体结晶中的{001}面上板状析出的Cr氮化物的板状方向的尺寸为5～10nm，该Cr氮化物的个数密度为1×1017cm-3以上，优选该Cr氮化物中的N量与Cr量之比(N/Cr)在0.5～0.8的范围内，该软渗氮处理钢主要以汽车用部件作为用途，在软渗氮处理前总伸长特性和扩孔性等加压成形性优异，在软渗氮处理后具有充分的厚度的表层硬化层。
在专利文献5中，公开了一种渗碳或碳氮共渗部件用钢材，其中，含有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Al：0.005～0.050％，剩余部分包含Fe及杂质，杂质中的P及O分别为P：0.025％以下、O：0.0020％以下，防止由“滚动接触”、“滑动接触”及“滚动-滑动接触”引起的部件的早期破损。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2016-98432号公报
专利文献2：日本特开2014-74234号公报
专利文献3：日本特开平11-44203号公报
专利文献4：日本特开2005-264318号公报
专利文献5：日本特开2014-19920号公报
发明内容
发明所要解决的课题
需要说明的是，在上述任一种现有技术中，均存在在热处理时钢部件的尺寸及形状发生变化的课题。该变化依赖于部件内的热处理中的冷却时的略微的冷却速度不均。因此，部件的尺寸及形状的高精度的预测事实上变得困难。另外，在将上述的热处理后的构件的形状例如通过弯曲而进行矫正的情况下，在构件中容易产生龟裂或构件断裂。因此，通常对热处理后的部件实施切削加工或加压回火，将部件的尺寸及形状整理成必要值。需要说明的是，因该切削加工或加压回火的应用，导致生产率的降低以及部件制造的成本增加，另外，还具有大型及长条构件的制造困难的课题。
用于解决课题的手段
本发明者们对于解决上述课题的方法进行了深入研究。其结果认识到：通过在钢板的一个或两个面的滑动部形成平均显微维氏硬度为400HV以上且低于700HV的硬质层，进而，适当地控制硬质层及内层的组成，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％，并且将硬质层的纳米硬度的标准偏差控制为2.00以下，从而以高水平兼顾耐磨性和冷加工性。
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，从而完成了本发明。
本发明的主旨如下所述。
(1)一种钢板，其特征在于，其是具备内层和位于该内层的一个或两个面上的硬质层的钢板，
上述硬质层以质量％计含有：
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％，
剩余部分包含Fe及杂质，
上述内层以质量％计含有：
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％，
剩余部分包含Fe及杂质，
各硬质层的厚度为20μm以上且总板厚的2/5以下，
上述硬质层的平均显微维氏硬度为400HV以上且低于700HV，
上述硬质层的N量为0.02％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％，
上述硬质层的纳米硬度的标准偏差为2.00以下。
(2)根据上述(1)所述的钢板，其特征在于，上述硬质层进一步以质量％计含有：
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％以下中的1种或2种以上，
上述内层进一步以质量％计含有：
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％以下中的1种或2种以上。
(3)根据上述(1)或(2)所述的钢板，其特征在于，上述硬质层进一步以质量％计含有：
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％以下中的1种或2种以上，
上述内层进一步以质量％计含有：
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％以下中的1种或2种以上。
发明效果
根据本发明，通过在钢板的一个或两个面的滑动部形成平均显微维氏硬度为400HV以上且低于700HV的硬质层，进而，适当地控制硬质层及内层的组成，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％，并且将硬质层的纳米硬度的标准偏差控制在2.00以下，从而能够提供耐磨性和冷加工性优异的钢板。
附图说明
图1是表示硬质层的厚度与耐磨性的关系的图。
图2是表示适于冷轧前的热轧板退火的箱内退火的退火方式的图。
图3是表示适于冷轧前的热轧板退火及冷轧后的冷轧板退火的连续退火的退火方式的图。
图4是表示适于冷轧后的冷轧板退火的再加热型冷轧板退火的退火方式的图。
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。这里关于成分的“％”是指质量％。
将存在于内层的一个或两个面上的硬质层的厚度设定为每一面为20μm以上且总板厚的2/5以下。在硬质层的厚度低于20μm的情况下，硬质层的厚度薄，在磨损或滑动的环境下，会导致硬质层的剥离，变得不能得到优异的耐磨性。因此，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2/5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2/5以下。更优选各硬质层的厚度为30μm以上且3/10以下。
硬质层和内层的厚度利用光学显微镜来进行测定。将作为测定的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。
将硬质层的平均显微维氏硬度设定为400HV以上且低于700HV。在平均显微维氏硬度低于400HV的情况下，硬质层的硬度低，在磨损或滑动的环境下变得不能得到优异的耐磨性。因此，将硬质层的平均显微维氏硬度设定为400HV以上。另一方面，若硬质层的平均显微维氏硬度成为700HV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，将硬质层的平均显微维氏硬度设定为低于700HV。更优选为450HV以上且680HV以下。
将硬质层中包含的N量设定为0.02％以下。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，将硬质层中包含的N量设定为0.02％以下。更优选将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)。
硬质层的纳米硬度的标准偏差设定为2.00以下。这是由于，通过抑制硬质层的纳米硬度的不均，冷成形性显著提高。若标准偏差超过2.00，则例如有时在冷辊轧成形时产生开裂。从该观点出发，标准偏差优选为2.00以下，进一步优选为1.60以下。标准偏差的下限没有规定，但抑制到0.20以下在技术上是困难的。需要说明的是，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。实质上，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的不均大的情况下，冷成形性降低。
接着，对限定硬质层的钢板中最佳的化学成分的理由进行说明。其中关于成分的“％”是指质量％。
(C：0.08～0.40％)
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耐磨性，需要0.08％以上的C量，低于0.08％时，淬火后的硬度不足，变得无法得到优异的耐磨性。因此，将下限设定为0.08％以上。C也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0.40％，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，将上限设定为0.40％以下。优选为0.10％以上且0.39％以下。更优选为0.10％以上且0.38％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。为了兼顾耐磨性和冷成形性，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。因此，变得需要0.01％以上的Si的含量。低于0.01％时，碳化物的生成没有得到抑制，大量的碳化物存在于钢中，冷成形性劣化。需要说明的是，将Si抑制到低于0.01％的含量在现状的精炼工艺中还导致成本的增加。因此，Si的下限设定为0.01％以上。另一方面，由于若Si的含量超过3.00％，则导致钢部件的脆化，使冷成形性降低，所以将上限设定为3.00％以下。优选为0.01％以上且2.5％以下。更优选为0.2％以上且2.0％以下。
(Mn：1.000～10.00％)
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。低于1.000％时，在从奥氏体域起的冷却过程中，变得难以抑制珠光体相变，伴随于此，由于马氏体的组织比率降低，所以引起强度的降低及耐磨性的劣化。因此，将下限设定为1.000％以上。另一方面，由于若超过10.00％，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，因此冷成形性劣化。因此，将上限设定为10.00％以下。优选为2.0％以上且9.0％以下。
(P：0.0001～0.0200％)
P是在铁素体晶界中强偏析且促进晶界的脆化的元素。越少越优选，但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，导致成本的大幅的增加。因此，将下限设定为0.0001％以上。另一方面，由于若超过0.0200％，则因晶界脆化而导致冷成形性的降低，因此将上限设定为0.0200％以下。优选为0.0010％以上且0.0190％以下。
(S：0.0001～0.0200％)
S是在钢中生成MnS等非金属夹杂物、导致钢材部件的延展性的降低的元素。越少越优选，但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，导致成本的大幅的增加。因此，将下限设定为0.0001％以上。另一方面，由于若超过0.0200％，则导致在冷成形时产生以非金属夹杂物作为起点的开裂，冷成形性降低，因此将上限设定为0.0200％以下。优选为0.0010％以上且0.0190％以下。
本发明中，硬质层可以任意选择地进一步包含以下的成分。
(Al：0.500％以下)
Al是作为钢的脱氧剂起作用、将铁素体稳定化的元素，根据需要而添加。在添加Al的情况下，由于低于0.001％时，没有充分地得到添加效果，所以将下限设定为0.001％以上。另一方面，若超过0.500％，则生成粗大的Al氧化物，引起冷成形性的降低。因此，将上限设定为0.500％以下。优选为0.010％以上且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，另外，如上所述，是对冷成形时的位错的交叉滑移的发生造成影响的元素。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，由于降低至低于0.0001％会导致精炼成本的增加，所以在包含N的情况下将下限设定为0.0001％以上。另一方面，含量超过0.0200％时，如上所述，由于无法在冷成形时抑制应变的集中，引起空隙的产生，所以冷成形性显著降低。因此，将上限设定为0.0200％。优选为0.0010％以上且0.0150％以下。
(O：0.0200％以下)
O是促进在钢中形成氧化物的元素，由于存在于铁素体晶内的氧化物成为空隙的生成位点，所以越少越优选，也可以为0％。但是，由于降低至低于0.0001％会导致精炼成本的增加，所以在包含O的情况下将0.0001％以上设定为下限。另一方面，超过0.0200％而含有时，由于使冷成形性降低，所以将上限设定为0.0200％以下。优选为0.0005％以上且0.0170％以下。
(Ti：0.500％以下)
Ti是对碳化物的形态控制重要的元素，是通过大量的含有而促进铁素体的强度增加的元素。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，由于降低至低于0.001％会导致精炼成本的增加，所以在包含Ti的情况下将下限设定为0.001％以上。另一方面，含量超过0.500％时，变成在钢中存在粗大的Ti氧化物或TiN，使冷成形性降低。因此，将上限设定为0.500％以下。优选为0.005％以上且0.450％以下。
(B：0.0100％以下)
B是在从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。在添加B的情况下，低于0.0001％时，没有充分地得到由添加带来的高强度化或耐磨性的提高的效果。进而，对于低于0.0001％的鉴定，分析中需要细心的注意，同时根据分析装置而达到检测下限。因此，将0.0001％以上设定为下限。另一方面，含量超过0.0100％时，导致在钢中生成粗大的B氧化物，成为冷成形时的空隙的产生起点，冷成形性劣化。因此，将上限设定为0.0100％以下。更优选为0.0005％以上且0.0050％以下。
(Cr：2.000％以下)
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。在添加Cr的情况下，由于低于0.001％时不能得到添加的效果，所以将下限设定为0.001％以上。另一方面，超过2.000％的添加时，由于变成在中心偏析部形成粗大的Cr碳化物，使冷成形性降低，所以将上限设定为2.000％以下。优选为0.01％以上且1.500％以下。
(Mo：1.000％以下)
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。在添加Mo的情况下，由于低于0.001％不能得到效果，所以将下限设定为0.001％以上。另一方面，由于若超过1.000％，则形成粗大的Mo碳化物，导致冷加工性的降低，因此将上限设定为1.000％以下。更优选为0.010％以上且0.700％以下。
(Nb：0.500％以下)
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。在添加Nb的情况下，由于低于0.001％时不能得到效果，所以将下限设定为0.001％以上。另一方面，若超过0.500％，则析出许多微细且硬质的Nb碳化物，导致钢材的强度上升并且延展性的显著的劣化，使冷加工性降低。因此，将上限设定为0.500％以下。优选为0.002％以上且0.200％以下。
(V：0.500％以下)
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。在添加V的情况下，由于低于0.001％时不能得到效果，所以将下限设定为0.001％以上。另一方面，若超过0.500％，则析出许多微细的V碳化物，导致钢材的强度上升和延展性的降低，使冷成形性降低。因此，将上限设定为0.500％以下。更优选为0.002％以上且0.400％以下。
(Cu：0.500％以下)
Cu是对钢材的强度的增加有效的元素，根据需要而添加。在添加Cu的情况下，为了有效地发挥强度增加的效果，优选为0.001％以上的含量。另一方面，由于若超过0.500％，则导致热脆性而使热轧中的生产率降低，因此将上限设定为0.500％以下。更优选为0.002％以上且0.400％以下。
(W：0.100％以下)
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。在添加W的情况下，由于低于0.001％时不能得到效果，所以将下限设定为0.001％以上。另一方面，由于若超过0.100％，则析出许多微细的W碳化物，导致钢材的强度上升和延展性的降低，使冷加工性降低，因此将上限设定为0.100％以下。更优选为0.002％以上且0.080％以下。
(Ta：0.100％以下)
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。在添加Ta的情况下，由于低于0.001％时不能得到效果，所以将下限设定为0.001％以上。另一方面，若超过0.100％，则析出许多微细的Ta碳化物，导致钢材的强度上升和延展性的降低，使冷加工性降低。因此，将上限设定为0.100％以下。更优选为0.002％以上且0.080％以下。
(Ni：0.500％以下)
Ni是对部件的耐磨性的提高有效的元素，根据需要而添加。在添加Ni的情况下，为了有效地发挥其效果，优选含有0.001％以上。另一方面，由于若超过0.500％，则延展性降低，导致冷成形性的降低，因此将上限设定为0.500％以下。更优选为0.002％以上且0.400％以下。
(Sn：0.050％以下)
Sn是在使用废铁作为原料的情况下含有于钢中的元素，越少越优选，也可以为0％。但是，由于为了降低至低于0.001％而导致精炼成本的增加，因此在包含Sn的情况下将下限设定为0.001％以上。另外，由于含量超过0.050％时，会因铁素体的脆化而引起冷成形性的降低，因此将上限设定为0.050％以下。更优选为0.001％以上且0.040％以下。
(Sb：0.050％以下)
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，由于为了降低至低于0.001％而导致精炼成本的增加，因此在包含Sb的情况下将下限设定为0.001％以上。另外，由于含量超过0.050％时，引起冷成形性的降低，所以将上限设定为0.050％以下。更优选为0.001％以上且0.040％以下。
(As：0.050％以下)
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，由于为了降低至低于0.001％而导致精炼成本的增加，因此在包含As的情况下将下限设定为0.001％以上。另外，含量超过0.050％时，由于导致冷成形性的降低，所以将上限设定为0.050％以下。更优选为0.001％以上且0.040％以下。
(Mg：0.0500％以下)
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。在添加Mg的情况下，由于低于0.0001％时不能得到其效果，所以将下限设定为0.0001％以上。另一方面，由于若过量地添加，则因粗大的夹杂物的形成而引起冷成形性的降低，因此将上限设定为0.0500％。更优选为0.0005％以上且0.0400％以下。
(Ca：0.050％以下)
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。在添加Ca的情况下，由于低于0.001％时不能得到其效果，所以将下限设定为0.001％以上。另一方面，由于若过量地添加，则生成粗大的Ca氧化物，在冷成形时成为开裂产生的起点，因此将上限设定为0.050％。更优选为0.001％以上且0.040％以下。
(Y：0.050％以下)
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。在添加Y的情况下，由于低于0.001％时不能得到其效果，所以将下限设定为0.001％以上。另一方面，由于若过量地添加，则生成粗大的Y氧化物，冷成形性降低，所以将上限设定为0.050％。优选为0.001％以上且0.040％以下。
(Zr：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。在添加Zr的情况下，由于低于0.001％时不能得到其效果，所以将下限设定为0.001％以上。另一方面，由于若过量地添加，则生成粗大的Zr氧化物，冷成形性降低，因此将上限设定为0.050％。优选为0.001％以上且0.040％以下。
(La：0.050％以下)
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。在添加La的情况下，由于低于0.001％时不能得到其效果，所以将下限设定为0.001％以上。另一方面，由于若超过0.050％而添加，则生成La氧化物，导致冷成形性的降低，因此将上限设定为0.050％。更优选为0.001％以上且0.040％以下。
(Ce：0.050％以下)
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，是在晶界中强偏析而导致晶界碳化物的个数比率的降低的元素，根据需要而添加。在添加Ce的情况下，由于低于0.001％时不能得到其效果，所以将下限设定为0.001％以上。另一方面，由于若超过0.050％而添加，则因晶界碳化物的个数比率的降低而导致加工性的降低，因此将上限设定为0.050％。更优选为0.001％以上且0.046％以下。
进而，对限定内层的钢板中最佳的化学成分的理由进行说明。这里关于成分的“％”是指质量％。
(C：0.001～0.200％)
C是对于钢的强化有效的元素。由于为了将内层的平均显微维氏硬度控制为80HV以上，变得需要添加0.001％以上，所以将下限设定为0.001％。另一方面，若超过0.200％，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，将上限设定为0.200％以下。优选为0.002％以上且0.19％以下。
(Mn：0.20～3.00％)
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。低于0.20％时，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，将下限设定为0.20％以上。另一方面，若超过3.00％，则会导致过度的强度的增加，冷成形性劣化。因此，将上限设定为3.00％以下。优选为0.30％以上且2.6％以下。
内层除了上述的C及Mn以外，还含有Si、P、S，也可以进一步任意选择地含有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，对于本发明的钢板中的硬质层及内层，上述成分以外的剩余部分包含Fe及不可避免的杂质，但在不妨碍本发明的效果的范围内也可以微量地包含其它元素。
本发明的钢板通过具备内层和位于该内层的一个或两个面上的硬质层，硬质层及内层具有规定的组成，各硬质层的厚度为20μm以上且总板厚的2/5以下，硬质层的平均显微维氏硬度为400HV以上且低于700HV，硬质层的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％，硬质层的纳米硬度的标准偏差设定为2.00以下，从而兼顾优异的冷成形性和耐磨性，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。将钢材放置在由铂构成、兼作样品支撑台的电极上，浸渍于电解溶液中。施加仅碳化物溶残的电位，利用0.1μm的筛网，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。
组织观察通过扫描型电子显微镜来进行。在观察之前，将组织观察用的样品通过利用金刚砂纸的湿式研磨及具有1μm的平均粒子尺寸的金刚石磨粒进行研磨，将观察面精加工成镜面后，利用3％硝酸酒精溶液将组织进行蚀刻。将观察的倍率设定为3000倍，随机地拍摄10张硬质层及内层的距离表面侧的各厚度1/4位置处的30μm×40μm的视野。组织的比率通过点计数法求出。相对于所得到的组织图像，规定合计100点的以纵3μm并且横4μm的间隔排列的晶格点，判别存在于晶格点之下的组织，由10张的平均值求出钢材中包含的组织比率。
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的各厚度1/4位置处的0.098N的显微维氏硬度，由去除了最硬的数据及最软的数据的10点的平均值求出。需要说明的是，载荷为0.098N时400HV的情况的压痕的对角线长度为约7μm，700HV的情况的长度为约5μm，具有20μm左右的厚度的硬质层的硬度也能够适当地进行评价。
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该硬质层的厚度的1/4位置处，沿轧制方向以3μm的间隔使用Hysitron公司的tribo-900通过Berkovich形状的金刚石压头在压入深度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。
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，没有实施蚀刻，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，标注“○”的指标。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，标注“×”的指标。
进而，对耐磨性的评价方法进行叙述。通过环块试验来评价样品的耐磨性。将SUJ2加工成环形试验片的形状，在控制为氮95％气氛的炉内在840℃下保持50min后，在60℃的油中进行淬火。对淬火样品实施在180℃下保持60min后进行空冷的回火处理而制作了环形试验片。将各评价用样品制成块形试验片，在滑动速度为0.6m/s、油温为140℃、载荷为5000N、滑动距离为10000m的条件下进行试验，测定块形试验片的试验前后的重量变化，在质量损失为3.0mg以内的情况下判断为耐磨性优异，在减少量超过3.0mg的情况下判断为耐磨性低劣。
接着，对用于制造本发明的钢板的方法进行说明。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。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。
用于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耐磨性优异的硬质层，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。具体的制造方法的特征如下所述。
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去除，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去除，重叠，在从上表面施加载荷的状态下投入到加热炉中。
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被导入到原材料的残留应力，导致在将原材料投入到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，有时在热处理后不能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，例如也可以赋予200MPa左右的面压。
接着，对使用在内层层叠硬质层而得到的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去除了氧化物或污染物的板坯。进一步将该层叠板坯的上下表面用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板坯，通过通常的热轧工序来制造复层钢带。
热轧的特征：将上述的板坯连续铸造后，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15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700℃以下的温度范围内卷取而制成热轧卷材。以下，对用于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，因此引起耐磨性的降低及冷成形性的降低。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。
另外，若板坯加热温度超过1300℃、或加热时间超过300分钟，则板坯中的奥氏体粒成为混合晶粒，粒径的不均变大。该奥氏体的粒径的不均在之后的热轧及冷轧/退火中也被延续。另外，由于粒径对相变造成影响，所以造成钢板的内部的组织/硬度产生不均。因此，若板坯加热温度超过1300℃、或加热时间超过300分钟，则纳米硬度的标准偏差超过2.00。另一方面，若板坯加热温度低于1100℃、或加热时间低于15分钟，则变得难以消除铸造时产生的元素偏析。该元素偏析在之后的热轧及冷轧/退火中也被延续。由于元素偏析对相变行为造成影响，所以造成钢板的内部的组织/硬度产生不均。因此，若板坯加热温度低于1100℃、或加热时间低于15分钟，则纳米硬度的标准偏差超过2.00。
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，引起耐磨性的降低。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，若从钢板的表层直到内部以超过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700℃以下。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。另外，虽然为了增加硬质层的强度，卷取温度越低越优选，但是由于在实施低于室温的温度的深冷处理(subzero treatment)的情况下，热轧板显著脆化，所以卷取温度的下限优选为0℃以上。更优选为10℃以上且680℃以下。
进而，通过对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耐磨性的冷轧钢带。
酸洗工序：酸洗工序中使用的酸的种类没有特别规定。酸洗的目的是去除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与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。
热轧板退火工序：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耐磨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，还会导致耐磨性的降低。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400℃以上且720℃以下，保持时间优选为3hr以上且150hr以下。退火温度低于400℃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150hr，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400℃以上且720℃以下，保持时间优选为3hr以上且150hr以下。更优选的退火温度为420℃以上且700℃以下、保持时间为5hr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。
冷轧板退火工序：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，从而得到优异的耐磨性和冷成形性。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200℃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，可得到优异的耐磨性和冷成形性。时效温度低于200℃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，因此变得没有兼顾耐磨性和冷成形性。因此，通常的连续退火中的过时效带中的温度优选为200℃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250℃以上且450℃以下、保持时间为60秒以上且400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，可得到优异的耐磨性和冷成形性。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，因此变得没有兼顾耐磨性和冷成形性。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，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，由于允许过度的碳及氮侵入表层，因此导致冷成形性降低。另外，在高频表面淬火等技术中，由于在板厚中心残留碳化物，因此冷成形性降低。
另外，附注：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。
根据以上的钢板的制造方法，通过在钢板的一个或两个面的滑动部形成平均显微维氏硬度为400HV以上且低于700HV的硬质层，进而，适当地控制硬质层及内层的组成，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％，并且将硬质层的纳米硬度的标准偏差控制为2.00以下，能够得到以高水平兼顾耐磨性和冷加工性的钢板。
作为用于制造本发明的钢板的方法的优选的方案，可以从本说明书的记载中列举出以下的方案1～5。
(方案1)
一种钢板的制造方法，其特征在于，其是具备内层和位于该内层的一个或两个面上的硬质层的钢板的制造方法，其包括：
对具备内层和配置于该内层的一个或两个面上的硬质层的钢坯实施包含在650℃以上且950℃以下的温度域中进行热精轧的热轧而形成钢板；以及
将上述钢板在700℃以下卷取，
上述硬质层以质量％计含有：
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％，
剩余部分包含Fe及杂质，
上述内层以质量％计含有：
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％，
剩余部分包含Fe及杂质，
各硬质层的厚度为20μm以上且总板厚的2/5以下，
上述硬质层的平均显微维氏硬度为400HV以上且低于700HV，
上述硬质层的N量为0.02％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％，
上述硬质层的纳米硬度的标准偏差为2.00以下。
(方案2)
根据方案1所述的制造方法，其特征在于，其进一步包含：
将上述所卷取后的钢板进行酸洗；以及
对酸洗后的钢板实施冷轧及退火、或实施退火、冷轧及退火。
(方案3)
根据方案2所述的制造方法，其特征在于，其进一步包含使上述退火后的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。
(方案4)
根据方案1～3中任一项所述的制造方法，其特征在于，上述硬质层进一步以质量％计含有：
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％以下中的1种或2种以上，
上述内层进一步以质量％计含有：
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％以下中的1种或2种以上。
(方案5)
根据方案1～4中任一项所述的制造方法，其特征在于，上述硬质层进一步以质量％计含有：
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％以下中的1种或2种以上，
上述内层进一步以质量％计含有：
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％以下中的1种或2种以上。
实施例
接着通过实施例对本发明的效果进行说明。
实施例的标准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。
表1-1
※粗体字下划线表示不包含于本发明的适宜的组成范围内
表1-2
※粗体字下划线表示不包含于本发明的适宜的组成范围内
表1-3
※粗体字下划线表示不包含于本发明的适宜的组成范围内
表1-4
※粗体字下划线表示不包含于本发明的适宜的组成范围内
将具有表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0.4mm，将内层的板厚精加工成1.2mm后，将贴附面用#180的研磨纸研磨，通过超声波洗涤而去除污垢。另外，对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0.4mm，将内层的板厚精加工成1.6mm，实施上述的研磨及洗涤。接着以表2的实施例No.1～24中所示的组合重叠，在施加了0.2MPa的载荷的状态下插入到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去除，接着插入到900℃的加热炉内，保持20分钟后，实施各冷却处理。实施例No.1～7在60℃的油中进行淬火，No.8～14进行水冷，No.15～21实施喷雾冷却。另外，为了弄清楚与以前的热处理条件的不同，在实施例No.22～24中，实施高频表面淬火、渗氮、渗碳(碳势：0.37％)的各热处理，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、耐磨性、冷成形性进行了评价。
表2
※粗体字下划线表示为本发明的范围外
表2中示出各样品的评价结果。实施例的No.4、5、6、13、19均显示出：硬质层的平均显微维氏硬度为400HV以上且低于700HV，硬质层的C量为0.08～0.40％，N量为0.02％以下，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％，耐磨性和冷加工性优异。
与此相对，比较例的No.1、8、11、18的表层的硬度低于400HV，耐磨性降低。No.1～3、7～10、14～17、21的内层的硬度超过400HV，冷成形性降低。另外，No.12由于C含量高，因此冷成形性降低。进而，在No.22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.23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。另外，在No.24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。
接着，为了调查硬质层的厚度的影响，以实施例No.5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.25～43。
表3
※粗体字下划线表示为本发明的范围外
表3中示出各样品的评价结果。实施例的No.28～42均显示出：硬质层的厚度为20μm以上且总板厚的2/5以下，耐磨性和冷加工性优异。
与此相对，比较例的No.25～27的硬质层的厚度低于20μm，耐磨性降低。另外，比较例的No.43的硬质层的厚度超过2/5，冷成形性降低。为了容易理解，将与表3的各实施例及比较例有关的硬质层的厚度与磨损量(耐磨性)的关系示于图1中。
接着，为了调查成分的影响，将具有表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H～BR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査(实施例No.44～229)。进而，将具有表1的A、B、C的组成的板厚为0.4mm的样品固定为硬质层，将具有H～BR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.230～418)。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
※粗体字下划线表示为本发明的范围外
表4-2
※粗体字下划线表示为本发明的范围外
表4-3
※粗体字下划线表示为本发明的范围外
表4-4
※粗体字下划线表示为本发明的范围外
表4-5
※粗体字下划线表示为本发明的范围外
表4-6
※粗体字下划线表示为本发明的范围外
表5-1
※粗体字下划线表示为本发明的范围外
表5-2
※粗体字下划线表示为本发明的范围外
表5-3
※粗体字下划线表示为本发明的范围外
表5-4
※粗体字下划线表示为本发明的范围外
表5-5
※粗体字下划线表示为本发明的范围外
表5-6
※粗体字下划线表示为本发明的范围外
表4及表5中示出各样品的评价结果。实施例的No.51～73、113～135、175～197、230～246、267、268、293～309、330、331、356～372、393、394均显示出：硬质层的平均显微维氏硬度为400HV以上且低于700HV，硬质层的C量为0.08～0.40％，N量为0.02％以下，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％，耐磨性和冷加工性优异。
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的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作为表背层配置、将在内层中见到优异的特性的表1的D、E、F、H、I、J、K、L、M、N、O、P、Q、R、S、T、U、V、W、X、AS、AT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2/5，将内层的厚度比例调节为1/5。接着，通过表6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6-1
表6-2
※粗体字下划线表示为本发明的范围外
表6中示出各样品的评价结果。实施例的No.419、420、422～425、426、427、429～431、434～439、441～446、448、449、451～454、457、459、460均显示出：硬质层的平均显微维氏硬度为400HV以上且低于700HV，硬质层的C量为0.08～0.40％，N量为0.02％以下，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％，耐磨性和冷加工性优异。需要说明的是，表6中的磨损量及纳米硬度标准偏差作为表背层的平均值示出，但以平均值计满足磨损量3.0mg以下及纳米硬度标准偏差2.00以下的必要条件的实施例全部在表背面这两者中满足这些必要条件。
与此相对，比较例的No.428、440的热轧的加热温度高，另外，No.433、456加热时间长，在硬质层与内层之间形成氧化层，在耐磨损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.450、455由于加热温度低，另外，比较例的No.432、447由于加热时间短，特别是硬质层侧的偏析没有消除，因此冷成形性降低。实施例的No.420、445的热轧的终轧温度低，轧制载荷增加，生产率降低。比较例的No.421、458的热轧的卷取温度高，硬质层的硬度降低，导致内层的硬度的降低及内层的碳化物体积率的增加。
为了调查利用“冷轧-退火”或“退火-冷轧-退火”的制造条件的影响，对实施例的No.419、422～425、426、427、429、430、435～439、441～444、446、448、449、451～454、457、459、460的热轧板实施表7的“冷轧-退火”或“退火-冷轧-退火”，供于各种试验。
表7-1
表7-2
表7-3
表7-4
表7中示出各样品的评价结果。不论“冷轧-退火”或“退火-冷轧-退火”如何，满足本发明的规定的实施例的No.461～488均显示出：硬质层的平均显微维氏硬度为400HV以上且低于700HV，硬质层的C量为0.08～0.40％，N量为0.02％以下，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％，耐磨性和冷加工性优异。
接着之前记载的冷轧退火条件，对实施例的No.463、465、466、470、472、475、476实施表8中所示的热浸镀或合金化热浸镀处理，制造镀覆钢板而供于各种试验。
表8-1
表8-2
表8-3
表8中示出各样品的评价结果。显示出：通过实施热浸镀或合金化热浸镀，虽然强度及耐磨性有稍微劣化的倾向，但是能够制造耐磨性和冷成形性优异的冷轧镀覆钢板。需要说明的是，对于表8中的热轧板退火及冷轧板退火的方式及条件，请参照图2～4。

Claims (3)

1.一种钢板，其特征在于，其是具备内层和位于该内层的一个或两个面上的硬质层的钢板，
所述硬质层以质量％计含有：
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％，
剩余部分包含Fe及杂质，
所述内层以质量％计含有：
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％，
剩余部分包含Fe及杂质，
各硬质层的厚度为20μm以上且总板厚的2/5以下，
所述硬质层的平均显微维氏硬度为400HV以上且低于700HV，
所述硬质层的N量为0.02％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％，
所述硬质层的纳米硬度的标准偏差为2.00以下。
2.根据权利要求1所述的钢板，其特征在于，所述硬质层进一步以质量％计含有：
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％以下中的1种或2种以上，
所述内层进一步以质量％计含有：
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％以下中的1种或2种以上。
3.根据权利要求1或2所述的钢板，其特征在于，所述硬质层进一步以质量％计含有：
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％以下中的1种或2种以上，
所述内层进一步以质量％计含有：
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％以下中的1种或2种以上。
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