JP7176665B1 - クラッド鋼板および部材、ならびに、それらの製造方法 - Google Patents

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Abstract

引張強さ（ＴＳ）が７８０ＭＰａ以上であり、優れた延性、曲げ性、耐衝突特性、および耐ＬＭＥ特性を有するクラッド鋼板を提供する。母材と、母材の表裏面の合せ材とを有するクラッド鋼板とし、母材および合せ材の成分組成および鋼組織を適正に制御し、合せ材の平均ビッカース硬さ（ＨＶＬ）を２６０以下、合せ材の平均ビッカース硬さ（ＨＶＬ）を、母材の平均ビッカース硬さ（ＨＶＢ）で除した値を０．８０以下とし、母材と合せ材の境界粗さを最大高さＲｙで５０μｍ以下とし、母材と合せ材の境界におけるボイド個数を、境界長さ１０ｍｍあたり２０個以下に抑制する。

Description

本発明は、クラッド鋼板および部材、ならびに、それらの製造方法に関する。特には、引張強さ（ＴＳ）が７８０ＭＰａ以上であり、優れた延性、曲げ性、耐衝突特性および耐ＬＭＥ特性を有するクラッド鋼板および部材、ならびに、それらの製造方法に関する。本発明のクラッド鋼板は、自動車車体の骨格部材に好適であり、特に衝撃エネルギー吸収部材に好適である。
近年、地球環境の保全の見地から、自動車の燃費向上が重要な課題となっている。このため、車体材料の高強度化によって車体材料の薄肉化を図り、車体そのものを軽量化しようとする動きが活発となってきている。一方、自動車の衝突安全性向上に対する社会的要求もより一層高くなっており、鋼板の高強度化だけでなく、走行中に衝突した場合の耐衝突特性に優れた鋼板および部材の開発も望まれている。また、加工性の観点から、耐衝突特性に加え、延性にも優れた鋼板の開発が望まれている。
このような高強度鋼板として、例えば、特許文献１には、母材の表面から５．０μｍ以上の深さまで、結晶粒界の少なくとも一部が酸化物に被覆された内部酸化層を有し、かつ、母材の表面から５．０μｍの深さまでの領域において、前記酸化物の粒界被覆率が６０％以上であり、さらに、母材の表面から５０μｍ以上の深さまで脱炭層を有する、９００ＭＰａ以上の引張強さを有した耐溶融金属脆化割れ性に優れた１枚板の鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき１枚板の鋼板が開示されている。
特許文献２には、３層複合材料で構成される熱間成形材料であって、前記熱間成形材料のプレス硬化状態で、引張強度＞１９００ＭＰａおよび／または硬度＞５７５ＨＶ１０を有する硬化性鋼のコア層と、前記コア層と物質間結合し、前記コア層と比較して柔らかい鋼であって、前記熱間成形材料のプレス硬化状態で、引張強度＞７５０ＭＰａおよび／または硬度＞２３５ＨＶ１０を有する鋼から構成される２つの外層とを含む、熱間成形材料が開示されている。
特許文献３には、より高強度または高強度の鋼のコア層と、コア層の片側または両側上の、コア層に一体結合されている耐薬品性フェライト鋼の外層とを含む鋼複合材であって、耐薬品性フェライト鋼が、炭素≦０．０７重量％、マンガン≦１重量％、クロム１２～３０重量％、モリブデン≦７重量％、リンおよび硫黄それぞれ≦０．０５重量％、アルミニウム≦０．５重量％、ケイ素≦０．５重量％、ならびにチタン、ニオブ、バナジウムおよびジルコニウムそれぞれ≦１重量％を含有し、チタン、ニオブ、バナジウムおよびジルコニウムが合計で＞０．１重量％の割合を占め、残部が鉄および不可避不純物である、鋼複合材が開示されている。
特許文献４には、母材と、上記母材の両側面に備えられるクラッド材と、を含み、上記母材は、重量％で、Ｃ：０．３～１．４％、Ｍｎ：１２～２５％、残部Ｆｅおよび不可避不純物を含むオーステナイト系高マンガン鋼であり、上記クラッド材は、重量％で、Ｃ：０．０９～０．４％、Ｍｎ：０．３～４．５％、残部Ｆｅおよび不可避不純物を含むマルテンサイト系炭素鋼である強度および成形性に優れたクラッド鋼板が開示されている。
特許第６３８８０９９号 特表２０２０－５１９７６５号公報 特表２０２０－５０９２２３号公報 特表２０１９－５２４９８６号公報
ところで、フロントサイドメンバーやリアサイドメンバーに代表される衝撃エネルギー吸収部材は、引張強さ（以下、単にＴＳともいう。）が５９０ＭＰａ級から７８０ＭＰａ級までの鋼板の適用に留まっている。これは、高強度化に伴い、衝突試験を模擬する曲げ圧壊試験や軸圧壊試験で割れてしまい、衝撃エネルギーを十分に吸収できないためである。
また、近年、自動車の車体や部品を組立てる際に、高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板にスポット溶接を施したり、高強度冷延鋼板と亜鉛めっき鋼板とをスポット溶接したりすると、溶接部で溶融金属脆化割れ（ＬＭＥＣ：Ｌｉｑｕｉｄ Ｍｅｔａｌ Ｅｍｂｒｉｔｔｌｅｍｅｎｔ Ｃｒａｃｋｉｎｇ、以下ＬＭＥ割れともいう。）が発生することが確認されている。ＬＭＥ割れは、スポット溶接時に亜鉛めっき層の亜鉛が溶融し、溶接部の鋼組織の結晶粒界に溶融亜鉛が侵入し、溶接電極を開放するときに生じる応力が作用することで発生する割れである。亜鉛めっきを施していない高強度冷延鋼板であっても、亜鉛めっき鋼板とスポット溶接するときに、亜鉛めっき鋼板で溶融した亜鉛が高強度冷延鋼板に接することによりＬＭＥ割れが発生することがある。ＴＳが７８０ＭＰａ以上の高強度鋼板ではＣ、Ｓｉ、Ｍｎ含有量が高いため、ＬＭＥ割れの発生リスクが懸念されている。
しかしながら、特許文献１においては、１枚板の鋼板であり、さらに、曲げ性および耐衝突特性について検討されていない。
特許文献２においては、熱間加工材料（熱間プレス用のクラッド鋼板）であり、冷間プレス用のクラッド鋼板ではない。また、個々の層の特性の変化が小さく、同時に表面付近の領域で高い強度および延性を備える特徴を有しているが、耐ＬＭＥ特性について検討されていない。
特許文献３においては、延性、水素誘起割れ形成に対する低感受性および有利な耐食性の特徴を有しているが、曲げ性、耐衝突特性および耐ＬＭＥ特性について検討されていない。
特許文献４においては、母材が高合金成分であり、さらに、曲げ性、耐衝突特性および耐ＬＭＥ特性について検討されていない。
このように、引張強さ（ＴＳ）、延性、曲げ性、耐衝突特性および耐ＬＭＥ特性を総合的に満足することが可能な鋼板が開発されているとはいえず、このような鋼板の開発が望まれているのが現状である。
本発明は、上記の現状に鑑み開発されたものであって、引張強さ（ＴＳ）が７８０ＭＰａ以上であり、優れた延性、曲げ性、耐衝突特性および耐ＬＭＥ特性を有するクラッド鋼板を、その有利な製造方法とともに、提供することを目的とする。
また、本発明は、上記のクラッド鋼板を素材とする部材、ならびに、その製造方法を提供することを目的とする。
本発明者らは、上記課題を達成するために、鋭意検討を重ねた結果、以下の知見を得た。
すなわち、本発明者らは、
（ａ）いわゆる１枚板の鋼板ではなく、母材と、母材の表裏面の合せ材とを有するクラッド鋼板とし、
（ｂ）母材および合せ材の成分組成および鋼組織を適正に制御し、
（ｃ）合せ材の平均ビッカース硬さ（ＨＶＬ）を２６０以下、合せ材の平均ビッカース硬さ（ＨＶＬ）を、母材の平均ビッカース硬さ（ＨＶＢ）で除した値を０．８０以下に調整し、
（ｄ）母材と合せ材の境界粗さを最大高さＲｙで５０μｍ以下とし、
（ｅ）母材と合せ材の境界におけるボイド個数を、境界長さ１０ｍｍあたり２０個以下に抑制する、
ことにより、引張強さ（ＴＳ）が７８０ＭＰａ以上であり、優れた延性、曲げ性、耐衝突特性および耐ＬＭＥ特性を有するクラッド鋼板が得られる、という知見を得た。
本発明は、上記の知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。
すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．母材と、前記母材の表裏面の合せ材とを有するクラッド鋼板であって、
前記母材は、質量％で、
Ｃ：０．０８０％以上０．３５０％以下、
Ｓｉ：０．５０％以上２．００％以下、
Ｍｎ：１．８０％以上３．５０％未満、
Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下、
Ｓ：０．０２００％以下、
Ａｌ：０．０１０％以上２．０００％以下および
Ｎ：０．０１００％以下
で、残部がＦｅおよび不可避的不純物である成分組成と、
ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトの合計の面積率：３０％以上、
残留オーステナイトの体積率：５％超、である鋼組織と、を有し、
前記合せ材は、質量％で、
Ｃ：０．１００％以下、
Ｓｉ：０．６０％以下、
Ｍｎ：０．０５％以上２．５０％以下、
Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下、
Ｓ：０．０２００％以下、
Ａｌ：０．０１０％以上０．１００％以下および
Ｎ：０．０１００％以下
で、残部がＦｅおよび不可避的不純物である成分組成と、
フェライトの面積率：８０％以上である鋼組織と、を有し、
前記合せ材の平均ビッカース硬さ（ＨＶＬ）が２６０以下であり、
前記合せ材の平均ビッカース硬さ（ＨＶＬ）を、前記母材の平均ビッカース硬さ（ＨＶＢ）で除した値が０．８０以下であり、
前記母材と前記合せ材の境界粗さが最大高さＲｙで５０μｍ以下であり、
前記母材と前記合せ材の境界におけるボイド個数が、境界長さ１０ｍｍあたり２０個以下である、クラッド鋼板。
２．前記母材の成分組成および前記合せ材の成分組成のうちの少なくとも一方が、さらに質量％で、
Ｓｂ：０．２００％以下、
Ｓｎ：０．２００％以下、
Ｔｉ：０．２００％以下、
Ｎｂ：０．２００％以下、
Ｖ：０．１００％以下、
Ｂ：０．０１００％以下、
Ｃｕ：１．００％以下、
Ｃｒ：１．０００％以下、
Ｎｉ：１．０００％以下、
Ｍｏ：０．５０％以下、
Ｔａ：０．１００％以下、
Ｗ：０．５００％以下、
Ｍｇ：０．０２００％以下、
Ｚｎ：０．０２０％以下、
Ｃｏ：０．０２０％以下、
Ｚｒ：０．０２０％以下、
Ｃａ：０．０２００％以下、
Ｃｅ：０．０２００％以下、
Ｓｅ：０．０２００％以下、
Ｔｅ：０．０２００％以下、
Ｇｅ：０．０２００％以下、
Ａｓ：０．０２００％以下、
Ｓｒ：０．０２００％以下、
Ｃｓ：０．０２００％以下、
Ｈｆ：０．０２００％以下、
Ｐｂ：０．０２００％以下、
Ｂｉ：０．０２００％以下および
ＲＥＭ：０．０２００％以下
のうちから選ばれる少なくとも１種を含有する、前記１に記載のクラッド鋼板。
３．前記母材の厚さを前記合せ材の合計厚さで除した値が１以上である、前記１または２に記載のクラッド鋼板。
４．表面に、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層または電気亜鉛めっき層を有する、前記１～３のいずれか一項に記載のクラッド鋼板。
５．前記母材および前記合せ材に含まれる合計の拡散性水素量が０．５０質量ｐｐｍ以下である、前記１～４のいずれか一項に記載のクラッド鋼板。
６．前記１～５のいずれか一項に記載のクラッド鋼板を用いてなる、部材。
７．前記１または２に記載の母材の成分組成を有する母材鋼スラブを準備する、第１の準備工程と、
前記１または２に記載の合せ材の成分組成を有する合せ材鋼スラブを準備する、第２の準備工程と、
前記母材鋼スラブの表裏面の両面、および、前記合せ材鋼スラブの表裏面のうちの少なくとも一方の面の表面粗さをＲａで３０μｍ以下に表面処理する、表面処理工程と、
前記母材鋼スラブの表面処理面と前記合せ材鋼スラブの表面処理面とが接するように、前記母材鋼スラブと前記合せ材鋼スラブを、前記合せ材鋼スラブ―前記母材鋼スラブ―前記合せ材鋼スラブの順に積層し、積層スラブを得る、積層工程と、
前記合せ材鋼スラブ―前記母材鋼スラブの間を接合し、かつ、前記合せ材鋼スラブ―前記母材鋼スラブの間の真空度がいずれも１×１０－２Ｔｏｒｒ以下となるように真空引きして、接合積層スラブを得る、接合工程と、
前記接合積層スラブを１０５０℃以上１３５０℃以下の温度域に加熱したのち、仕上げ圧延温度：８２０℃以上の条件で熱間圧延を施し、熱延鋼板を得る、熱間圧延工程と、
前記熱延鋼板に、圧下率：３０％以上８０％以下の条件で冷間圧延を施し、冷延鋼板を得る、冷間圧延工程と、
前記冷延鋼板を、焼鈍温度：７５０℃以上９５０℃以下、保持時間：２０秒以上の条件で焼鈍する、焼鈍工程と、
を有する、クラッド鋼板の製造方法。
８．前記焼鈍工程後、前記冷延鋼板を、２５０℃以下の冷却停止温度まで冷却し、ついで、２５０℃超４５０℃以下の温度域まで再加熱して１０秒以上保持する、第１の再加熱工程を、さらに有する、前記７に記載のクラッド鋼板の製造方法。
９．前記焼鈍工程後、または、前記第１の再加熱工程後、前記冷延鋼板にめっき処理を施し、めっき鋼板を得る、めっき処理工程を、さらに有する、前記７または８に記載のクラッド鋼板の製造方法。
１０．前記めっき処理が、溶融亜鉛めっき処理、合金化溶融亜鉛めっき処理、または、電気亜鉛めっき処理である、前記９に記載のクラッド鋼板の製造方法。
１１．前記めっき処理工程後、前記めっき鋼板を５０℃以上３００℃以下の温度域で０．５時間以上７２．０時間以下保持する、脱水素処理工程を、さらに有する、前記９または１０に記載のクラッド鋼板の製造方法。
１２．前記焼鈍工程後、前記冷延鋼板に、溶融亜鉛めっき処理または合金化溶融亜鉛めっき処理を施し、めっき鋼板を得る、めっき処理工程と、
ついで、前記めっき鋼板を、２５０℃以下の冷却停止温度まで冷却した後、２５０℃超４５０℃以下の温度域まで再加熱して１０秒以上保持する、第２の再加熱工程と、
を、さらに有する、前記７に記載のクラッド鋼板の製造方法。
１３．前記第２の再加熱工程後、前記めっき鋼板を５０℃以上３００℃以下の温度域で０．５時間以上７２．０時間以下保持する、脱水素処理工程を、さらに有する、前記１２に記載のクラッド鋼板の製造方法。
１４．前記１～５のいずれか一項に記載のクラッド鋼板に、成形加工または接合加工の少なくとも一方を施して部材とする、工程を有する、部材の製造方法。
本発明によれば、引張強さ（ＴＳ）が７８０ＭＰａ以上であり、優れた延性、曲げ性、耐衝突特性および耐ＬＭＥ特性を有するクラッド鋼板および部材、ならびに、それらの製造方法を提供することができる。
本発明を、以下の実施形態に基づき説明する。
［１］クラッド鋼板
［１－１］母材の成分組成
まず、本発明の一実施形態に従うクラッド鋼板の母材の成分組成について説明する。なお、成分組成における単位はいずれも「質量％」であるが、以下、特に断らない限り、単に「％」で示す。
Ｃ：０．０８０％以上０．３５０％以下
Ｃは、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイトおよび残留オーステナイトを所望量生成させて、７８０ＭＰａ以上のＴＳを確保するために有効な元素である。Ｃの含有量が０．０８０％未満では、フェライトの面積率が増加して、ＴＳを７８０ＭＰａ以上とすることが困難になる。一方、Ｃの含有量が０．３５０％を超えると、残留オーステナイトの体積率が過度に増加し、曲げ変形時に残留オーステナイトから生成するマルテンサイトの硬度が大きく上昇する。これにより、曲げ性および耐衝突特性が低下する。したがって、Ｃの含有量は、０．０８０％以上０．３５０％以下とする。Ｃの含有量は、好ましくは０．０９０％以上、より好ましくは０．１００％以上とする。また、Ｃの含有量は、好ましくは０．３３０％以下、より好ましくは０．３２０％以下とする。
Ｓｉ：０．５０％以上２．００％以下
Ｓｉは、固溶強化により７８０ＭＰａ以上のＴＳを確保するために有効な元素である。Ｓｉの含有量が０．５０％未満では、ＴＳを７８０ＭＰａ以上とすることが困難になる。一方、Ｓｉの含有量が２．００％を超えると、母材鋼スラブのスケールが増加し、母材鋼スラブの表面粗さＲａが大きくなる。また、最終材の母材と合せ材の境界粗さの最大高さＲｙや母材と合せ材の境界のボイド個数が増加し、曲げ性および耐衝突特性が低下する。したがって、Ｓｉの含有量は、０．５０％以上２．００％以下とする。Ｓｉの含有量は、好ましくは０．６０％以上、より好ましくは０．７０％以上とする。また、Ｓｉの含有量は、好ましくは１．８０％以下、より好ましくは１．６０％以下とする。
Ｍｎ：１．８０％以上３．５０％未満
Ｍｎは、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイトおよび残留オーステナイトの面積率を調整する重要な元素である。Ｍｎの含有量が１．８０％未満では、フェライトの面積率が増加して、ＴＳを７８０ＭＰａ以上とすることが困難になる。一方、Ｍｎの含有量が３．５０％以上となると、残留オーステナイトの体積率が過度に増加し、曲げ変形時に残留オーステナイトから生成するマルテンサイトの硬度が大きく上昇する。これにより、曲げ性および耐衝突特性が低下する。したがって、Ｍｎの含有量は、１．８０％以上３．５０％未満とする。Ｍｎの含有量は、好ましくは２．００％以上、より好ましくは２．２０％以上とする。また、Ｍｎの含有量は、好ましくは３．３０％以下、より好ましくは３．２０％以下とする。
Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下
Ｐは、固溶強化の作用を有し、鋼板の強度を上昇させることができる元素である。こうした効果を得るためには、Ｐの含有量を０．００１％以上とする。一方、Ｐの含有量が０．１００％を超えると、Ｐが旧オーステナイト粒界に偏析して粒界を脆化させる。そのため、曲げ変形時のボイドの生成量が増加し、曲げ性および耐衝突特性が低下する。したがって、Ｐの含有量は、０．００１％以上０．１００％以下とする。Ｐの含有量は、より好ましくは０．０３０％以下とする。
Ｓ：０．０２００％以下
Ｓは、鋼中で硫化物として存在し、その含有量が０．０２００％を超えると、鋼板の極限変形能を低下させる能性がある。その結果、曲げ変形時のボイドの生成量が増加し、曲げ性および耐衝突特性が低下する。そのため、Ｓの含有量は０．０２００％以下であり、好ましくは０．００８０％以下である。なお、Ｓの含有量の下限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、Ｓの含有量は０．０００１％以上となることが多い。
Ａｌ：０．０１０％以上２．０００％以下
Ａｌは、脱酸剤としての効果がある。Ａｌ添加による効果を得るためには、Ａｌの含有量を０．０１０％以上にする。一方、Ａｌ含有量が２．０００％を超えると、フェライトの面積率が増加して、ＴＳを７８０ＭＰａ以上とすることが困難になる。したがって、Ａｌの含有量は、０．０１０％以上２．０００％以下とする。
Ｎ：０．０１００％以下
Ｎは、鋼中で窒化物として存在し、その含有量が０．０１００％を超えると、鋼板の極限変形能を低下させる。その結果、曲げ変形時のボイドの生成量が増加し、曲げ性および耐衝突特性が低下する。そのため、Ｎの含有量は０．０１００％以下にする。また、Ｎの含有量は、好ましくは０．００５０％以下である。なお、Ｎの含有量の下限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、Ｎの含有量は０．０００５％以上となることが多い。
以上、本発明の一実施形態に従うクラッド鋼板の母材の基本成分について説明したが、本発明の一実施形態に従うクラッド鋼板の母材は、上記基本成分を含有し、上記基本成分以外の残部はＦｅ（鉄）および不可避的不純物を含む成分組成を有する。ここで、本発明の一実施形態に従うクラッド鋼板の母材は、上記基本成分を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有することが好ましい。また、本発明の一実施形態に従うクラッド鋼板の母材には、上記基本成分に加え、以下に示す任意成分のうちから選択される少なくとも一種を含有させてもよい。なお、以下に示す任意成分は、以下で示す上限量以下で含有していれば、所定の効果が得られるため、下限は特に設けない。なお、以下の任意元素を後述する好適な下限値未満で含む場合、当該元素は不可避的不純物として含まれるものとする。
Ｓｂ：０．２００％以下
Ｓｂは、焼鈍中の鋼板表面付近でのＣ拡散を抑制し、鋼板表面近傍における脱炭層の形成を制御するために有効な元素である。Ｓｂの含有量が０．２００％を超えると、鋼板表面に軟質層が形成されず、曲げ性および耐衝突特性が低下する能性がある。そのため、Ｓｂの含有量は０．２００％以下にすることが好ましい。Ｓｂの含有量はより好ましくは０．０２０％以下である。一方、ＴＳをより好適な範囲内とする観点から、Ｓｂの含有量は０．００２％以上とすることが好ましい。Ｓｂの含有量はより好ましくは０．００５％以上である。
Ｓｎ：０．２００％以下
Ｓｎは、焼鈍中の鋼板表面付近でのＣ拡散を抑制し、鋼板表面近傍における脱炭層の形成を制御するために有効な元素である。Ｓｎの含有量が０．２００％を超えると、鋼板表面に軟質層が形成されず、曲げ性および耐衝突特性が低下する能性がある。そのため、Ｓｎの含有量は０．２００％以下にすることが好ましい。Ｓｎの含有量はより好ましくは０．０２０％以下である。一方、ＴＳをより好適な範囲内とする観点から、Ｓｎの含有量は０．００２％以上とすることが好ましい。Ｓｎの含有量はより好ましくは０．００５％以上である。
Ｔｉ：０．２００％以下、Ｎｂ：０．２００％以下、Ｖ：０．１００％以下
Ｔｉ、ＮｂおよびＶは、熱間圧延時または焼鈍時に、微細な炭化物、窒化物または炭窒化物を形成することによって、ＴＳを上昇させる。Ｔｉ、ＮｂおよびＶの少なくとも１種を添加する場合、こうした効果を得るために、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの少なくとも１種の含有量を、それぞれ０．００１％以上にすることが好ましい。それらの含有量は、それぞれ０．００５％以上とすることがより好ましい。一方、Ｔｉの含有量が０．２００％超え、Ｎｂの含有量が０．２００％超え、またはＶの含有量が０．１００％超えの場合、粗大な析出物や介在物が多量に生成する可能性がある。このような場合に、鋼板中に拡散性水素を存在すると、粗大な析出物や介在物が曲げ変形時に亀裂の起点となり、曲げ性および耐衝突特性が低下する可能性がある。したがって、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの少なくとも１種を添加する場合、Ｔｉ含有量は好ましくは０．２００％以下、Ｎｂ含有量は好ましくは０．２００％以下、Ｖの含有量は好ましくは０．１００％以下とする。また、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの含有量は、より好ましくはそれぞれ０．０６０％以下とする。
Ｂ：０．０１００％以下
Ｂは、オーステナイト粒界に偏析することで、焼入れ性を向上させることができる元素であり、Ｂを鋼中に添加することで、焼鈍冷却時のフェライトの生成および粒成長を抑制することが可能である。こうした効果を得るためには、Ｂの含有量を０．０００１％以上にすることが好ましい。Ｂの含有量は、より好ましくは０．０００２％以上とする。一方、Ｂの含有量が０．０１００％を超えると、熱間圧延中に鋼板内部に割れが生じ、鋼板の極限変形能を低下させる可能性がある。その結果、曲げ変形時のボイドの生成量が増加し、曲げ性および耐衝突特性が低下する可能性がある。したがって、Ｂを添加する場合、その含有量は０．０１００％以下とすることが好ましい。また、Ｂの含有量は、より好ましくは０．００５０％以下とする。
Ｃｕ：１．００％以下
Ｃｕは、焼入れ性を大きくする元素であり硬質相の面積率をより好適な範囲内として、ＴＳをより好適な範囲内とするために有効な元素である。こうした効果を得るためには、Ｃｕの含有量を０．００５％以上にすることが好ましい。Ｃｕの含有量は、より好ましくは０．０２％以上とする。一方、Ｃｕの含有量が１．００％を超えると、硬質相の面積率が増加し、ＴＳが過剰に高くなる。また、粗大な析出物や介在物が増加し、鋼板中に拡散性水素を含有する場合、該析出物や介在物が曲げ変形時に亀裂の起点となり、曲げ性および耐衝突特性が低下する可能性がある。したがって、Ｃｕを添加する場合、その含有量は１．００％以下とすることが好ましい。また、Ｃｕの含有量は、より好ましくは０．２０％以下とする。
Ｃｒ：１．０００％以下
Ｃｒは、焼入れ性を向上させる元素であり、硬質相を生成させるために有効な元素である。Ｃｒの含有量が１．０００％を超えると、硬質なマルテンサイトの面積率が増加して、曲げ性および耐衝突特性が低下する可能性がある。したがって、Ｃｒを添加する場合、Ｃｒの含有量は１．０００％以下にすることが好ましい。また、Ｃｒの含有量は、より好ましくは０．２５０％以下、さらに好ましくは０．１００％以下とする。なお、Ｃｒの含有量は０．００００％であってもよいが、焼入れ性を大きくし、ＴＳをより好適な範囲内とする観点から、Ｃｒの含有量は０．０１０％以上とすることが好ましい。
Ｎｉ：１．０００％以下
Ｎｉは、焼入れ性を大きくする元素であり、硬質相の面積率をより好適な範囲内として、ＴＳをより好適な範囲内とするために有効な元素である。こうした効果を得るためには、Ｎｉの含有量を０．００５％以上にすることが好ましい。Ｎｉの含有量は、より好ましくは、０．０２０％以上とする。一方、Ｎｉの含有量が１．０００％を超えると、粗大な析出物や介在物が増加する場合がある。このような場合に、鋼板中に拡散性水素が存在すると、該析出物や介在物が曲げ変形時に亀裂の起点となり、曲げ性および耐衝突特性が低下する可能性がある。したがって、Ｎｉを添加する場合、その含有量は１．０００％以下とすることが好ましい。また、Ｎｉの含有量は、より好ましくは０．８００％以下とする。
Ｍｏ：０．５０％以下
Ｍｏは、焼入れ性を向上させる元素であり、硬質相を生成させるために有効な元素である。Ｍｏの含有量が０．５０％を超えると、硬質なマルテンサイトの面積率が増加して、曲げ性および耐衝突特性が低下する可能性がある。したがって、Ｍｏを添加する場合、Ｍｏの含有量は０．５０％以下にすることが好ましい。Ｍｏの含有量は、より好ましくは０．４５％以下、さらに好ましくは０．４０％以下とする。なお、Ｍｏの含有量の下限は、焼入れ性を大きくし、ＴＳをより好適な範囲内とする観点から、Ｍｏの含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。また、Ｍｏの含有量は、より好ましくは０．０３％以上とする。
Ｔａ：０．１００％以下
Ｔａは、Ｔｉ、ＮｂおよびＶと同様に、熱間圧延時または焼鈍時に、微細な炭化物、窒化物または炭窒化物を形成することによって、ＴＳを上昇させる。加えて、Ｔａには、Ｎｂ炭化物やＮｂ炭窒化物に一部固溶し、（Ｎｂ，Ｔａ）（Ｃ，Ｎ）のような複合析出物を生成して、析出物の粗大化を著しく抑制し、析出強化を安定化させることで鋼板のＴＳが向上する効果もある。こうした効果を得るためには、Ｔａの含有量は０．００１％以上にすることが好ましい。一方、Ｔａの含有量が０．１００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成する場合がある。このような場合に、鋼板中に拡散性水素が存在すると、該析出物や介在物が曲げ変形時に亀裂の起点となり、曲げ性および耐衝突特性が低下する可能性がある。したがって、Ｔａを添加する場合、その含有量は０．１００％以下とすることが好ましい。
Ｗ：０．５００％以下
Ｗは、強度確保に有効な元素である。Ｗの含有量が０．５００％を超えると、硬質なマルテンサイトの面積率が増加して、曲げ性および耐衝突特性が低下する可能性がある。したがって、Ｗを添加する場合、Ｗの含有量は０．５００％以下にすることが好ましい。Ｗの含有量は、より好ましくは０．４５０％以下、さらに好ましくは０．４００％以下とする。なお、焼入れ性を大きくし、ＴＳをより好適な範囲内とする観点から、Ｗの含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。また、Ｗの含有量は、より好ましくは０．０３０％以上とする。
Ｍｇ：０．０２００％以下
Ｍｇは、硫化物や酸化物などの介在物の形状を球状化して、鋼板の極限変形能を向上し、曲げ性および耐衝突特性を向上させるために有効な元素である。こうした効果を得るためには、Ｍｇの含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。一方、Ｍｇの含有量が０．０２００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成する可能性がある。このような場合に、鋼板中に拡散性水素が存在すると、該析出物や介在物が曲げ変形時に亀裂の起点となり、曲げ性および耐衝突特性が低下する可能性がある。したがって、Ｍｇを添加する場合、その含有量は０．０２００％以下とすることが好ましい。
Ｚｎ：０．０２０％以下、Ｃｏ：０．０２０％以下、Ｚｒ：０．０２０％以下
Ｚｎ、ＣｏおよびＺｒは、いずれも介在物の形状を球状化するため、鋼板の極限変形能を向上し、曲げ性および耐衝突特性を向上させるために有効な元素である。こうした効果を得るためには、Ｚｎ、ＣｏおよびＺｒの含有量は、それぞれ０．００１％以上にすることが好ましい。一方、Ｚｎ、ＣｏおよびＺｒの含有量がそれぞれ０．０２０％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成する可能性がある。このような場合に、鋼板中に拡散性水素が存在すると、該析出物や介在物が曲げ変形時に亀裂の起点となり、曲げ性および耐衝突特性が低下する可能性がある。したがって、Ｚｎ、ＣｏおよびＺｒの１種または２種以上を添加する場合、それぞれ０．０２０％以下とすることが好ましい。
Ｃａ：０．０２００％以下
Ｃａは、鋼中で介在物として存在する。Ｃａの含有量が０．０２００％を超えると、鋼板中に拡散性水素を含有する場合、上記介在物が曲げ変形時に亀裂の起点となり、曲げ性および耐衝突特性が低下する可能性がある。そのため、Ｃａを添加する場合、Ｃａの含有量は０．０２００％以下にすることが好ましい。また、Ｃａの含有量は、より好ましくは０．００２０％以下とする。なお、Ｃａの含有量の下限は０．００００％であってもよいが、生産技術上の制約から、Ｃａの含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。
Ｃｅ：０．０２００％以下、Ｓｅ：０．０２００％以下、Ｔｅ：０．０２００％以下、Ｇｅ：０．０２００％以下、Ａｓ：０．０２００％以下、Ｓｒ：０．０２００％以下、Ｃｓ：０．０２００％以下、Ｈｆ：０．０２００％以下、Ｐｂ：０．０２００％以下、Ｂｉ：０．０２００％以下、ＲＥＭ：０．０２００％以下
Ｃｅ、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｓｒ、Ｃｓ、Ｈｆ、Ｐｂ、ＢｉおよびＲＥＭは、鋼板の極限変形能を向上し、曲げ性および耐衝突特性を向上させるために有効な元素である。こうした効果を得るためには、Ｃｅ、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｓｒ、Ｃｓ、Ｈｆ、Ｐｂ、ＢｉおよびＲＥＭの含有量は、それぞれ０．０００１％以上にすることが好ましい。一方、Ｃｅ、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｓｒ、Ｃｓ、Ｈｆ、Ｐｂ、ＢｉおよびＲＥＭの含有量がそれぞれ０．０２００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成する可能性がある。このような場合に、鋼板中に拡散性水素が存在すると、該析出物や介在物が曲げ変形時に亀裂の起点となり、曲げ性および耐衝突特性が低下する可能性がある。したがって、Ｃｅ、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｓｒ、Ｃｓ、Ｈｆ、Ｐｂ、ＢｉおよびＲＥＭのいずれかを添加する場合、その含有量はそれぞれ０．０２００％以下とすることが好ましい。
［１－２］合せ材の成分組成
つぎに、本発明の一実施形態に従うクラッド鋼板の合せ材の成分組成について説明する。なお、成分組成における単位はいずれも「質量％」であるが、以下、特に断らない限り、単に「％」で示す。
Ｃ：０．１００％以下
Ｃは、耐ＬＭＥ特性を低下させる。また、Ｃは、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの生成により、曲げ性および耐衝突特性を低下させる。そのため、Ｃは、極力少ない方が好ましい元素である。Ｃの含有量が０．１００％を超えると、マルテンサイトおよび残留オーステナイトが過度に増加し、曲げ性および耐衝突特性が低下する。したがって、Ｃの含有量は、０．１００％以下とする。Ｃの含有量は、好ましくは０．０９０％以下、より好ましくは０．０７０％以下とする。なお、Ｃの含有量の下限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、Ｃの含有量は０．００１％以上となることが多い。
Ｓｉ：０．６０％以下
Ｓｉは、耐ＬＭＥ特性を低下させ、さらに、亜鉛めっき性を阻害するため、極力少ない方が好ましい元素である。Ｓｉの含有量が０．６０％を超えると、耐ＬＭＥ特性や亜鉛めっき性が低下する。したがって、Ｓｉの含有量は、０．６０％以下とする。Ｓｉの含有量は、好ましくは０．４０％以下、より好ましくは０．３０％以下とする。なお、Ｓｉの含有量の下限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、Ｓｉの含有量は０．０１％以上となることが多い。
Ｍｎ：０．０５％以上２．５０％以下
Ｍｎは、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイトおよび残留オーステナイトの面積率を調整する重要な元素である。Ｍｎの含有量が０．０５％未満では、フェライトの面積率が増加して、ＴＳを７８０ＭＰａ以上とすることが困難になる。一方、Ｍｎの含有量が２．５０％超となると、残留オーステナイトの体積率が過度に増加し、曲げ変形時に残留オーステナイトから生成するマルテンサイトの硬度が大きく上昇する。これにより、曲げ性および耐衝突特性が低下する。とくに高強度のクラッド鋼板の合せ材では、その影響が顕著である。したがって、Ｍｎの含有量は、０．０５％以上２．５０％以下とする。Ｍｎの含有量は、好ましくは０．１５％以上、より好ましくは０．２０％以上とする。Ｍｎの含有量は、好ましくは２．３０％以下、より好ましくは２．２０％以下とする。
Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下
Ｐは、固溶強化の作用を有し、鋼板の強度を上昇させることができる元素である。こうした効果を得るためには、Ｐの含有量を０．００１％以上とする。一方、Ｐの含有量が０．１００％を超えると、亜鉛めっき性や表面外観を劣化させる。したがって、Ｐの含有量は、０．００１％以上０．１００％以下とする。Ｐの含有量は、より好ましくは０．０３０％以下とする。
Ｓ：０．０２００％以下
Ｓの含有量が０．０２００％を超えると、固溶Ｓがオーステナイト粒界に多量に偏析し、熱間圧延時の表面割れの原因となる。また、Ｓはスケール界面に多量に偏析し、スケール剥離性を悪化させる。そのため、Ｓの含有量は０．０２００％以下であり、好ましくは０．００８０％以下である。なお、Ｓの含有量の下限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、Ｓの含有量は０．０００１％以上となることが多い。
Ａｌ：０．０１０％以上０．１００％以下
Ａｌは、脱酸剤としての効果がある。Ａｌ添加による効果を得るためには、Ａｌの含有量を０．０１０％以上にする。一方、Ａｌ含有量が０．１００％を超えると、窒化物のピン止め効果による未再結晶粒が多く残存し、表面欠陥が発生しやすくなる。したがって、Ａｌの含有量は、０．０１０％以上０．１００％以下とする。
Ｎ：０．０１００％以下
Ｎは、鋼中で窒化物として存在し、その含有量が０．０１００％を超えると窒化物のピン止め効果による未再結晶粒が多く残存し、表面欠陥が発生しやすくなる。そのため、Ｎの含有量は０．０１００％以下にする。また、Ｎの含有量は、より好ましくは０．００５０％以下である。なお、Ｎの含有量の下限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、Ｎの含有量は０．０００５％以上となることが多い。
以上、本発明の一実施形態に従うクラッド鋼板の合せ材の基本成分について説明したが、本発明の一実施形態に従うクラッド鋼板の合せ材は、上記基本成分を含有し、上記基本成分以外の残部はＦｅ（鉄）および不可避的不純物を含む成分組成を有する。ここで、本発明の一実施形態に従うクラッド鋼板の合せ材は、上記基本成分を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有することが好ましい。また、本発明の一実施形態に従うクラッド鋼板の合せ材には、上記基本成分に加え、以下に示す任意成分のうちから選択される少なくとも一種を含有させてもよい。なお、以下に示す任意成分は、以下で示す上限量以下で含有していれば、所定の効果が得られるため、下限は特に設けない。なお、以下の任意元素を後述する好適な下限値未満で含む場合、当該元素は不可避的不純物として含まれるものとする。
Ｓｂ：０．２００％以下、
Ｓｎ：０．２００％以下、
Ｔｉ：０．２００％以下、
Ｎｂ：０．２００％以下、
Ｖ：０．１００％以下、
Ｂ：０．０１００％以下、
Ｃｕ：１．００％以下、
Ｃｒ：１．０００％以下、
Ｎｉ：１．０００％以下、
Ｍｏ：０．５０％以下、
Ｔａ：０．１００％以下、
Ｗ：０．５００％以下、
Ｍｇ：０．０２００％以下、
Ｚｎ：０．０２０％以下、
Ｃｏ：０．０２０％以下、
Ｚｒ：０．０２０％以下、
Ｃａ：０．０２００％以下、
Ｃｅ：０．０２００％以下、
Ｓｅ：０．０２００％以下、
Ｔｅ：０．０２００％以下、
Ｇｅ：０．０２００％以下、
Ａｓ：０．０２００％以下、
Ｓｒ：０．０２００％以下、
Ｃｓ：０．０２００％以下、
Ｈｆ：０．０２００％以下、
Ｐｂ：０．０２００％以下、
Ｂｉ：０．０２００％以下および
ＲＥＭ：０．０２００％以下
なお、上記の任意添加成分に係る限定理由はそれぞれ、本発明の一実施形態に従うクラッド鋼板の母材の任意添加成分に係る限定理由と基本的に同じであるため、ここでは記載を省略する。
［１－３］母材の鋼組織
つぎに、本発明の一実施形態に従うクラッド鋼板の母材の鋼組織について説明する。
本発明の一実施形態に従うクラッド鋼板の母材の鋼組織は、
ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトの合計の面積率：３０％以上、
残留オーステナイトの体積率：５％超、の鋼組織である。
ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトの合計の面積率：３０％以上
７８０ＭＰａ以上のＴＳを確保するため、ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトの合計の面積率を３０％以上にする必要がある。ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトの合計の面積率は好ましくは３５％以上である。ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトの合計の面積率の上限は特に限定されず、１００％であってもよい。ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトの合計の面積率は好ましくは９２％以下である。
なお、ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトの合計の面積率が３０％以上であれば、ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトの面積率はそれぞれ０％であってもよい。
ここで、ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトの面積率の測定方法は、以下の通りである。なお、面積率は、母材の板厚の１／４位置で測定する。
すなわち、クラッド鋼板の圧延方向に平行な板厚断面が観察面となるよう試料を切り出す。ついで、ダイヤモンドペーストを用いて観察面を鏡面研磨し、その後、コロイダルシリカを用い仕上げ研磨を施し、さらに、３ｖｏｌ．％ナイタールでエッチングして組織を現出させる。ついで、加速電圧が１５ｋＶの条件で、ＳＥＭ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ；走査電子顕微鏡）を用いて、５０００倍の倍率で、１７μｍ×２３μｍの視野範囲で試料の観察面を３視野観察する。得られた組織画像において、Ａｄｏｂｅ Ｓｙｓｔｅｍｓ社のＡｄｏｂｅ Ｐｈｏｔｏｓｈｏｐを用いて、各構成組織（ベイナイト、焼戻しマルテンサイト）の面積を測定面積で除した面積率を３視野分算出し、それらの値を平均して各組織の面積率として求める。
残留オーステナイトの体積率：５％超
残留オーステナイトの体積率が５％以下の場合、母材の延性が低下し、クラッド鋼板としても延性が低下する可能性がある。したがって、残留オーステナイトの体積率は５％超とする。また、残留オーステナイトの体積率は、好ましくは６％以上とする。残留オーステナイトの体積率は、より好ましくは７％以上、さらに好ましくは８％以上とする。残留オーステナイトの体積率の上限は特に限定されるものではないが、残留オーステナイトの体積率は好ましくは４５％以下である。
ここで、残留オーステナイトの体積率の測定方法は、以下の通りである。クラッド鋼板を板厚方向（深さ方向）に母材の板厚の１／４位置まで機械研削した後、シュウ酸による化学研磨を行なって、観察面とする。ついで、該観察面を、Ｘ線回折法により観察する。入射Ｘ線としては、ＣｏのＫα線源を用い、ｂｃｃ鉄の｛２００｝、｛２１１｝、｛２２０｝各面の回折強度に対するｆｃｃ鉄（オーステナイト）の｛２００｝、｛２２０｝、｛３１１｝各面の回折強度の比を求め、各面の回折強度の比から、残留オーステナイトの体積率を算出する。
また、ベイナイト、焼戻しマルテンサイトおよび残留オーステナイト以外の残部組織の面積率は３０％以下であることが好ましい。残部組織の面積率は、より好ましくは２０％以下である。残部組織としては、フェライト、マルテンサイト、パーライト、セメンタイト等の炭化物といった公知の組織が挙げられる。なお、残部組織の有無は、例えば、ＳＥＭ観察により確認し、判定することができる。残部組織の面積率は０％であってもよい。また、残部組織の面積率は、以下のようにして算出する。
［残部組織の面積率（％）］＝１００－［ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトの合計の面積率（％）］－［残留オーステナイトの体積率（％）］
なお、ここでは、残留オーステナイトが三次元的に均質であるとみなす、つまり、残留オーステナイトの体積率が残留オーステナイトの面積率に相当するとものとみなして、残部組織の面積率を算出する。
［１－４］合せ材の鋼組織
つぎに、本発明の一実施形態に従うクラッド鋼板の合せ材の鋼組織について説明する。
本発明の一実施形態に従うクラッド鋼板の合せ材の鋼組織は、フェライトの面積率：８０％以上の鋼組織である。
フェライトの面積率：８０％以上
良好な曲げ性および耐衝突特性を確保するためには、フェライトの面積率を８０％以上にする必要がある。また、フェライトの面積率は、好ましくは９０％以上とする。フェライトの面積率の上限は特に限定されず、１００％であってもよい。
ここで、フェライトの面積率の測定方法は、以下の通りである。なお、面積率は、合せ材の板厚の１／４位置で測定する。
すなわち、クラッド鋼板の圧延方向に平行な板厚断面が観察面となるよう試料を切り出す。ついで、ダイヤモンドペーストを用いて観察面を鏡面研磨し、その後、コロイダルシリカを用い仕上げ研磨を施し、さらに、３ｖｏｌ．％ナイタールでエッチングして組織を現出させる。ついで、加速電圧が１５ｋＶの条件で、ＳＥＭ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ；走査電子顕微鏡）を用いて、５０００倍の倍率で、１７μｍ×２３μｍの視野範囲で試料の観察面を３視野観察する。得られた組織画像において、Ａｄｏｂｅ Ｓｙｓｔｅｍｓ社のＡｄｏｂｅ Ｐｈｏｔｏｓｈｏｐを用いて、各構成組織（フェライト）の面積を測定面積で除した面積率を３視野分算出し、それらの値を平均して各組織の面積率として求める。
また、フェライト以外の残部組織の面積率は２０％以下であることが好ましい。残部組織の面積率は、より好ましくは１０％以下である。残部組織としては、未再結晶フェライト、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、残留オーステナイト、ベイナイト、パーライト、セメンタイト等の炭化物といった公知の組織が挙げられる。なお、残部組織の有無は、例えば、ＳＥＭ観察により確認し判定することができる。残部組織の面積率は０％であってもよい。また、残部組織の面積率は、以下のようにして算出する。
［残部組織の面積率（％）］＝１００－［フェライトの面積率（％）］
［１－５］合せ材の平均ビッカース硬さ（ＨＶＬ）、合せ材の平均ビッカース硬さ（ＨＶＬ）を母材の平均ビッカース硬さ（ＨＶＢ）で除した値、母材と合せ材の境界粗さ、および、母材と合せ材の境界に存在するボイド個数
つぎに、本発明の一実施形態に従うクラッド鋼板において特に重要な構成要件である合せ材の平均ビッカース硬さ（ＨＶＬ）、合せ材の平均ビッカース硬さ（ＨＶＬ）を母材の平均ビッカース硬さ（ＨＶＢ）で除した値、母材と合せ材の境界粗さ、および、母材と合せ材の境界に存在するボイド個数について説明する。
合せ材の平均ビッカース硬さ（ＨＶＬ）：２６０以下
良好な曲げ性、耐衝突特性および耐ＬＭＥ特性を確保するためには、合せ材の平均ビッカース硬さ（ＨＶＬ）を２６０以下にする必要がある。また、合せ材の平均ビッカース硬さ（ＨＶＬ）は、好ましくは２５０以下とする。合せ材の平均ビッカース硬さ（ＨＶＬ）の下限は特に限定されるものではないが、合せ材の平均ビッカース硬さ（ＨＶＬ）は８５以上とすることが好ましい。なお、母材の表裏面に接合している合せ材が両方とも、当該要件を満足する必要がある。後述する合せ材の平均ビッカース硬さ（ＨＶＬ）を母材の平均ビッカース硬さ（ＨＶＢ）で除した値についても同様である。
合せ材の平均ビッカース硬さ（ＨＶＬ）を母材の平均ビッカース硬さ（ＨＶＢ）で除した値（以下、合せ材と母材の硬度比ともいう）：０．８０以下
良好な曲げ性、耐衝突特性を確保するためには、合せ材と母材の硬度比が０．８０以下である必要がある。合せ材と母材の硬度比は好ましくは０．７５以下である。合せ材と母材の硬度比の下限は特に限定されるものではないが、合せ材と母材の硬度比は０．０７以上とすることが好ましい。
ここで、母材の平均ビッカース硬さ（ＨＶＢ）は、以下のように測定する。
すなわち、母材の板厚中央位置のビッカース硬さを押し込み荷重１ｋｇ重で測定する。ついで、その測定点（位置）から、圧延方向に平行な線上に、押し込み荷重１ｋｇ重で１０点のビッカース硬さを測定し、それらの平均値で求めることができる。
また、合せ材の平均ビッカース硬さ（ＨＶＬ）は、以下のように測定する。
すなわち、合わせ材の板厚中央位置のビッカース硬さを押し込み荷重１００ｇ重で測定する。ついで、その測定点（位置）から、圧延方向に平行な線上に、押し込み荷重１００ｇ重で１０点のビッカース硬さを測定する。そして、それらの平均値を合せ材の平均ビッカース硬さ（ＨＶＬ）とする。
なお、母材の平均ビッカース硬さ（ＨＶＢ）および合せ材の平均ビッカース硬さ（ＨＶＬ）の測定における各測定点の間隔は、可能な場合には、圧痕の３倍以上の距離とすることが好ましい。なお、「圧痕の３倍以上の距離」とは、ビッカース硬さの測定の際にダイヤモンド圧子によって生じた圧痕の矩形状開口における対角線の長さの３倍以上の距離を意味するものである。
母材と合せ材の境界粗さ：最大高さＲｙで５０μｍ以下
良好な曲げ性、耐衝突特性を確保するためには、母材と合せ材の境界粗さがＲｙで５０μｍ以下である必要がある。母材と合せ材の境界粗さが最大高さＲｙで５０μｍ超の場合、曲げ試験時（プレス成形時）および圧壊試験時（車体衝突時）に母材と合せ材の境界で応力集中しやすく、割れの起点となってしまう。母材と合せ材の境界粗さが最大高さＲｙは、３０μｍ以下であることが好ましい。なお、母材の表裏面両方の境界で、当該要件を満足する必要がある。母材と合せ材の境界粗さの下限は特に限定されるものではないが、母材と合せ材の境界粗さは、最大高さＲｙで５μｍ以上であることが好ましい。
なお、最大高さ（Ｒｙ）の計算は、ＪＩＳ Ｂ ０６０１（１９９４）、ＪＩＳ Ｂ ００３１（１９９４）に準拠して行う。
具体的には、クラッド鋼板の圧延方向に平行な板厚断面が観察面となるよう試料を切り出す。ついで、ダイヤモンドペーストを用いて観察面を鏡面研磨し、その後、コロイダルシリカを用い仕上げ研磨を施し、さらに、３ｖｏｌ．％ナイタールでエッチングして組織を現出させる。ついで、加速電圧が１５ｋＶの条件で、ＳＥＭを用いて、１５０倍の倍率で、母材と合せ材の境界位置を５視野観察する。Ａｄｏｂｅ Ｐｈｏｔｏｓｈｏｐを用いて、コントラスト差で母材と合せ材の境界を明瞭にし、その後、ＪＩＳ Ｂ ０６０１（１９９４）、ＪＩＳ Ｂ ００３１（１９９４）の計算式に準拠して、最大高さ（Ｒｙ）を算出する。
母材と合せ材の境界に存在するボイドの個数：境界長さ１０ｍｍあたり２０個以下
良好な曲げ性、耐衝突特性を確保するためには、母材と合せ材の境界に存在するボイドの個数を境界長さ１０ｍｍあたり２０個以下にする必要がある。母材と合せ材の境界に存在するボイドの個数を境界長さ１０ｍｍあたり２０個超の場合、曲げ試験時（プレス成形時）および圧壊試験時（車体衝突時）に母材と合せ材の境界のボイドが割れの起点となる。また、前記ボイドの個数の増加に伴うボイドの連結により、割れ進展を助長させる。母材と合せ材の境界に存在するボイドの個数は、境界長さ１０ｍｍあたり１５個以下であることが好ましい。母材と合せ材の境界に存在するボイドの境界長さ１０ｍｍあたりの個数の下限は特に限定されず、０個であってもよい。なお、母材の表裏面両方の境界で、当該要件を満足する必要がある。
ここで、母材と合せ材の境界に存在するボイドの個数は以下のようにして測定する。
すなわち、クラッド鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）が観察面となるよう試料を切り出す。ついで、ダイヤモンドペーストを用いて観察面を鏡面研磨し、その後、コロイダルシリカを用い仕上げ研磨を施し、さらに、３ｖｏｌ．％ナイタールでエッチングして組織を現出させる。ついで、加速電圧が１５ｋＶの条件で、ＳＥＭを用いて、３０００倍の倍率で、母材と合せ材の境界位置を３０視野観察する。その後、３０視野のすべてで観察されたボイドの個数（合計数）を数える。そして、観察されたボイドの個数（合計数）を、３０視野分の観察領域における長さ（クラッド鋼板の圧延方向）の合計値（ｍｍ）で除し、１０を乗じた値を、境界長さ１０ｍｍあたりの母材と合せ材の境界に存在するボイドの個数とする。
［１－６］厚さ
本発明の一実施形態に従うクラッド鋼板の厚さは特に限定されないが、好ましくは、０．５ｍｍ以上３．０ｍｍ以下である。また、母材の厚さは、好ましくは、０．２ｍｍ以上２．８ｍｍ以下である。合せ材の合計厚さは、好ましくは、０．２ｍｍ以上２．８ｍｍ以下である。合せ材の１枚あたりの厚さは、好ましくは０．１ｍｍ以上１．４ｍｍ以下である。
また、母材の厚さを合せ材の合計厚さで除した値を１以上とすることが好ましい。
母材の厚さを合せ材の合計厚さで除した値：１以上
母材の厚さを合せ材の合計厚さで除した値を１以上の場合、より高いＶＤＡ曲げおよびＶ曲げ－直交ＶＤＡ曲げの最高荷重（Ｆ）を得ることができる。そのため、母材の厚さを合せ材の合計厚さで除した値は１以上とすることが好ましい。母材の厚さを合せ材の合計厚さで除した値の上限は特に限定されるものではないが、例えば、母材の厚さを合せ材の合計厚さで除した値は、３０以下とすることが好ましい。
［１－７］めっき層
本発明の一実施形態に従うクラッド鋼板は、その表面に、めっき層、例えば、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層または電気亜鉛めっき層を有してもよい。
溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層および電気亜鉛めっき層の組成はそれぞれＺｎを主成分とするものであれば特に限定されるものではないが、例えば、Ｆｅ：２０質量％以下、Ａｌ：０．００１質量％以上１．０質量％以下を含有し、さらに、Ｐｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｂｅ、ＢｉおよびＲＥＭからなる群から選ばれる１種または２種以上を合計で０質量％以上３．５質量％以下含有し、残部がＺｎおよび不可避的不純物からなる組成を有する。
溶融亜鉛めっき層中のＦｅ含有量は好ましくは７質量％未満である。また、合金化溶融亜鉛めっき層中のＦｅ含有量は、好ましくは７～１５質量％、より好ましくは８～１２質量％である。
また、めっきの付着量は特に限定されないが、片面あたりのめっき付着量は２０～８０ｇ／ｍ２とすることが好ましい。
［１－８］拡散性水素量
本発明の一実施形態に従うクラッド鋼板では、母材および合せ材に含まれる合計の拡散性水素量を０．５０質量ｐｐｍ以下とすることが好ましい。
母材および合せ材に含まれる合計の拡散性水素量：０．５０質量ｐｐｍ以下
本発明の一実施形態に従うクラッド鋼板は、より優れた曲げ性を得る観点から、母材および合せ材に含まれる合計の拡散性水素量を０．５０質量ｐｐｍ以下とすることが好ましい。また、拡散性水素量は、より好ましくは０．３５質量ｐｐｍ以下とする。なお、鋼拡散性水素量の下限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、鋼板中の拡散性水素量は０．０１質量ｐｐｍ以上となることが多い。
ここで、母材および合せ材に含まれる合計の拡散性水素量は、以下のようにして測定する。
すなわち、クラッド鋼板から長さが３０ｍｍ、幅が５ｍｍの試験片を採取し、表面にめっき層がある場合には、当該めっき層をアルカリ除去する。ついで、昇温脱離分析法により、試験片から放出される水素量を測定する。具体的には、試験片を、室温から３００℃までを昇温速度２００℃／ｈで連続加熱した後、室温まで冷却する。この際、当該連続加熱における室温から２１０℃までの温度域で、試験片から放出される水素量（積算水素量）を測定する。そして、測定した水素量を、試験片（めっき層を除去した場合にはめっき層除去後で、連続加熱前の試験片）の質量で除し、質量ｐｐｍ単位に換算した値を、母材および合せ材に含まれる合計の拡散性水素量とする。
なお、クラッド鋼板を成形加工や接合加工した後の製品（部材）については、一般的な使用環境おかれた該製品から試験片を切り出して上記と同様の要領で母材および合せ材部分の拡散性水素量を測定する。そして、その値が０．５０質量ｐｐｍ以下であれば、成形加工や接合加工をする前の素材段階のクラッド鋼板の母材および合せ材に含まれる合計の拡散性水素量も０．５０質量ｐｐｍ以下であったとみなせる。
［２］部材
つぎに、本発明の一実施形態に従う部材について、説明する。
本発明の一実施形態に従う部材は、上記のクラッド鋼板を用いてなる（素材とする）部材である。例えば、素材であるクラッド鋼板に、成形加工または接合加工の少なくとも一方を施して部材とする。
ここで、上記のクラッド鋼板は、引張強さ（ＴＳ）が７８０ＭＰａ以上であり、優れた延性、曲げ性、耐衝突特性および耐ＬＭＥ特性を有している。そのため、本発明の一実施形態に従う部材は、高強度であるだけでなく、走行中に衝突した場合の耐衝撃特性にも優れている。また、７８０ＭＰａ以上の高強度であるだけでなく、鋼板にめっき処理を施した場合でも、ＬＭＥ割れが発生しにくい。したがって、本発明の一実施形態に従う部材は、自動車分野で使用される衝撃エネルギー吸収部材に好適である。
［３］クラッド鋼板の製造方法
つぎに、本発明の一実施形態に従うクラッド鋼板の製造方法について、説明する。なお、以下に示す各種スラブおよび各種鋼板等を加熱または冷却する際の温度は、特に説明がない限り、各種鋼スラブおよび各種鋼板等の表面温度を意味する。
本発明の一実施形態に従うクラッド鋼板の製造方法は、
上記した母材の成分組成を有する母材鋼スラブを準備する、第１の準備工程と、
上記した合せ材の成分組成を有する合せ材鋼スラブを準備する、第２の準備工程と、
前記母材鋼スラブの表裏面の両面、および、前記合せ材鋼スラブの表裏面のうちの少なくとも一方の面の表面粗さをＲａで３０μｍ以下に表面処理する、表面処理工程と、
前記母材鋼スラブの表面処理面と前記合せ材鋼スラブの表面処理面とが接するように、前記母材鋼スラブと前記合せ材鋼スラブを、前記合せ材鋼スラブ―前記母材鋼スラブ―前記合せ材鋼スラブの順に積層し、積層スラブを得る、積層工程と、
前記合せ材鋼スラブ―前記母材鋼スラブの間を接合し、かつ、前記合せ材鋼スラブ―前記母材鋼スラブの間の真空度がいずれも１×１０－２Ｔｏｒｒ以下となるように真空引きして、接合積層スラブを得る、接合工程と、
前記接合積層スラブを１０５０℃以上１３５０℃以下の温度域に加熱したのち、仕上げ圧延温度：８２０℃以上の条件で熱間圧延を施し、熱延鋼板を得る、熱間圧延工程と、
前記熱延鋼板に、圧下率：３０％以上８０％以下の条件で冷間圧延を施し、冷延鋼板を得る、冷間圧延工程と、
前記冷延鋼板を、焼鈍温度：７５０℃以上９５０℃以下、保持時間：２０秒以上の条件で焼鈍する、焼鈍工程と、
を有する、ものである。
・第１の準備工程
上記した母材の成分組成を有する母材鋼スラブを準備する。例えば、鋼素材を溶製して上記した母材の成分組成を有する溶鋼とする。溶製方法は特に限定されず、転炉溶製や電気炉溶製等、公知の溶製方法のいずれもが適合する。得られた溶鋼を固めて鋼スラブ（スラブ）を製造する。溶鋼から鋼スラブを製造する方法は特に限定されず、連続鋳造法、造塊法または薄スラブ鋳造法等を用いることができる。マクロ偏析を防止するため、鋼スラブは連続鋳造法によって製造することが好ましい。
・第２の準備工程
ここでは、上記した合せ材の成分組成を有する合せ材鋼スラブを準備する。例えば、鋼素材を溶製して上記した合せ材の成分組成を有する溶鋼とする。溶製方法は特に限定されず、転炉溶製や電気炉溶製等、公知の溶製方法のいずれもが適合する。得られた溶鋼を固めて鋼スラブ（スラブ）を製造する。溶鋼から鋼スラブを製造する方法は特に限定されず、連続鋳造法、造塊法または薄スラブ鋳造法等を用いることができる。マクロ偏析を防止するため、鋼スラブは連続鋳造法によって製造することが好ましい。
・表面処理工程
上記のようにして準備した母材鋼スラブの表裏面の両面、および、合せ材鋼スラブの表裏面のうちの少なくとも一方の面の表面粗さをＲａで３０μｍ以下（表面粗さの下限は特に限定されるものではないが、生産性などの観点から、好ましくはＲａで１μｍ以上）に表面処理する。これにより、最終材のクラッド鋼板の母材と合せ材の境界粗さを、最大高さＲｙで５０μｍ以下とすることが可能となる。また、熱間圧延工程での母材と合わせ材の接合性を良好にすることができる。なお、表面処理方法は特に限定されず、例えば、機械研削により仕上げればよい。
なお、表面粗さＲａは、ＪＩＳ Ｂ ０６０１（１９９４）およびＪＩＳ Ｂ ００３１（１９９４）に準拠して測定する。
・積層工程
ついで、母材鋼スラブの表面処理面と合せ材鋼スラブの表面処理面とが接するように、母材鋼スラブと前記合せ材鋼スラブを、合せ材鋼スラブ―母材鋼スラブ―合せ材鋼スラブの順に積層し、（合せ材鋼スラブの間に母材鋼スラブを挟んだサンドイッチ構造となる）積層スラブを得る。なお、積層前に母材鋼スラブおよび合せ材鋼スラブの表面を洗浄してもよい。
・接合工程
ついで、合せ材鋼スラブ―母材鋼スラブの間を接合し、かつ、合せ材鋼スラブ―母材鋼スラブの間の真空度がいずれも１×１０－２Ｔｏｒｒ以下となるように真空引きして、（合せ材鋼スラブの間に母材鋼スラブを挟んだサンドイッチ構造となる）接合積層スラブを得る。
接合方法は特に限定されるものではないが、例えば、２つの合せ材鋼スラブの間に母材鋼スラブを配置して積層スラブとし、積層スラブ（合せ材鋼スラブ―母材鋼スラブの間）の端部四周に電子ビーム溶接（ＥＢＷ）やアーク溶接、レーザービーム溶接を施すことにより、合せ材鋼スラブと母材鋼スラブとを接合する。
また、各合せ材鋼スラブ―母材鋼スラブの間の真空度を１×１０－２Ｔｏｒｒ以下（真空度の下限は特に限定されないが、生産性などの観点から、好ましくは１×１０－７Ｔｏｒｒ以上）の高真空度に引くことにより、合せ材鋼スラブ―母材鋼スラブの界面の接合性をより高くできる。これにより、熱間圧延後に冷間圧延を施した場合でも、合せ材―母材間にボイドの発生を招くことなく接合界面の健全性を維持でき、健全なクラッド鋼板（薄鋼板）を製造することができる。
各合せ材鋼スラブ―母材鋼スラブの間の真空引きの方法は特に限定されるものではないが、例えば、積層スラブの端部四周をレーザービーム溶接する際、最後（端部四周を完全に接合する前）に、合せ材鋼スラブ―母材鋼スラブの間に真空引き用のバルブを設け、そこに真空ポンプを接続することにより、各合せ材鋼スラブ―母材鋼スラブの間を真空引きする。
・熱間圧延工程
ついで、得られた接合積層スラブに、粗圧延および仕上げ圧延からなる熱間圧延を施して熱延鋼板とする。
一例においては、上記のように製造した積層スラブを、一旦室温まで冷却し、その後スラブ加熱してから圧延する。
スラブ加熱温度：１０５０℃以上１３５０℃以下
スラブ加熱温度は、合せ材―母材間の拡散接合、炭化物の溶解および圧延荷重の低減の観点から、１０５０℃以上とする。また、スケールロスの増大を防止するため、スラブ加熱温度は１３５０℃以下とする。なお、スラブ加熱温度は、加熱時の接合積層スラブ表面の温度を基準とする。
この他、熱間圧延は、省エネルギープロセスを適用して行ってもよい。省エネルギープロセスとしては、製造した鋼スラブを室温まで冷却せずに、温片のままで加熱炉に装入し、熱間圧延する直送圧延、または製造した鋼スラブにわずかの保熱を行った後に直ちに圧延する直接圧延などが挙げられる。
ついで、接合積層スラブに、常法に従い粗圧延を施し、シートバーとする。該シートバーに対し、仕上げ圧延を施して、熱延鋼板とする。なお、スラブの加熱温度を低めにした場合は、仕上げ圧延時のトラブルを防止する観点から、仕上げ圧延前にバーヒーターなどを用いてシートバーを加熱することが好ましい。
仕上げ圧延温度：８２０℃以上
仕上げ圧延温度は、圧延負荷を低減するため、また、オーステナイトの未再結晶状態での圧下率が高くなると、圧延方向に伸長した異常な組織が発達し、焼鈍板の加工性を低下させる虞があることから、８２０℃以上とすることが好ましい。仕上げ圧延温度の上限については特に限定されるものではないが、例えば、仕上げ圧延温度は１１００℃以下とすることが好ましい。
また、熱延時に粗圧延板同士を接合して連続的に仕上げ圧延を行ってもよい。また、粗圧延板（シートバー）を仕上げ圧延前に一旦巻き取っても構わない。また、熱間圧延時の圧延荷重を低減するために、仕上げ圧延の一部または全部を潤滑圧延としてもよい。潤滑圧延を行うことは、鋼板形状の均一化、および材質の均一化の観点からも有効である。なお、潤滑圧延時の摩擦係数は、０．１０以上０．２５以下の範囲とすることが好ましい。
なお、熱間圧延後の巻取温度は、特に限定はしないが４５０℃以上７５０℃以下が好ましい。
ついで、熱延鋼板に、任意に、酸洗を施す。酸洗によって、鋼板表面の酸化物を除去することができることから、最終製品の鋼板における良好な化成処理性やめっき品質の確保のためには重要である。なお、酸洗は、一回のみ行ってもよく、複数回に分けて行ってもよい。
・冷間圧延工程
ついで、熱延鋼板に冷間圧延を施して冷延鋼板とする。例えば、タンデム式の多スタンド圧延またはリバース圧延等の、２パス以上のパス数を要する多パス圧延により冷間圧延を施す。
冷間圧延の圧下率：３０％以上８０％以下
冷間圧延の圧下率を３０％以上とすることで、最終的に得られるクラッド鋼板の母材および合せ材の境界でのき裂の残存・発生を抑制できる。また、次工程である焼鈍工程での昇温時における再結晶が進行し、良好な曲げ性を得ることができる。したがって、冷間圧延の圧下率は３０％以上であり、好ましくは３５％以上である。一方、冷間圧延の圧下率が８０％を超えると、前記した接合界面の健全性が確保できなくなるため、冷間圧延の圧下率の上限は８０％以下である。
なお、冷間圧延の圧延パスの回数などについては、特に限定されない。
・焼鈍工程
ついで、冷延鋼板を、焼鈍温度：７５０℃以上９５０℃以下、保持時間：２０秒以上の条件で焼鈍する。
焼鈍温度：７５０℃以上９５０℃以下、保持時間：２０秒以上
曲げ変形時に残留オーステナイトから生成するマルテンサイトの硬度が大きく上昇し、曲げ性および耐衝突特性が低下する。焼鈍温度が７５０℃未満または保持時間が２０秒未満のときは、合せ材においては、未再結晶フェライトが残存し、曲げ性や耐衝突特性を低下させる。また、母材においては、焼鈍中のオーステナイトの生成割合が不十分になる。そのため、フェライトの面積率が増加して、ＴＳを７８０ＭＰａ以上とすることが困難になる。一方、焼鈍温度が９５０℃を超えると、合せ材の表面で欠陥が生じる場合がある。したがって、焼鈍温度は７５０℃以上９５０℃以下とする。焼鈍温度は、好ましくは７６０℃以上とする。また、焼鈍温度は、好ましくは９２０℃以下とする。なお、保持時間は特に限定されないが、６００秒以下とすることが好ましい。なお、焼鈍温度は、焼鈍工程での最高到達温度である。また、保持時間には、焼鈍温度での保持時間に加え、焼鈍温度に到達する前後の加熱および冷却における（焼鈍温度－４０℃）以上焼鈍温度以下の温度域での滞留時間も含まれる。
保持後の冷却については特に限定されず、常法に従えばよいが、焼鈍工程後、任意に、以下の条件に従う再加熱工程を行ってもよい。この場合を、以下、焼鈍工程後の任意の工程に係る第１の実施形態として説明する。
［第１の実施形態］
・第１の再加熱工程
ここでは、焼鈍工程後、冷延鋼板を、２５０℃以下の冷却停止温度まで冷却し、ついで、２５０℃超４５０℃以下の温度域まで再加熱して１０秒以上保持する。
冷却停止温度：２５０℃以下
冷却停止温度をマルテンサイト変態開始温度以下の２５０℃以下とすることにより、後述する再加熱時に生成する焼戻しマルテンサイトの面積率を増加させることができる。また、冷却停止時点で、オーステナイトの一部をマルテンサイト変態させることで、鋼板中の拡散性水素量が低減される。その結果、曲げ変形時のボイドの生成量が減少するため、さらに曲げ性や耐衝突特性を向上させることができる。したがって、冷却停止温度は２５０℃以下が好ましい。冷却停止温度は、より好ましくは２００℃以下とする。冷却停止温度の下限については特に限定されるものではないが、例えば、冷却停止温度は－３０℃以上とすることが好ましい。
なお、焼鈍工程の保持終了後から上記冷却停止温度までの平均冷却速度は、特に限定されないが、１℃／秒以上５０℃／秒以下であることが好ましい。
再加熱温度：２５０℃超４５０℃以下
上記冷却停止後、冷延鋼板を２５０℃超４５０℃以下の温度域まで再加熱し、該温度域で１０秒以上保持する。再加熱温度を２５０℃超とすることにより、冷却停止時に存在するマルテンサイトの焼戻しがより促進する。ただし、再加熱温度が４５０℃を超えると、焼入れマルテンサイトの面積率の増加に伴い、鋼板中の拡散性水素量も増加する可能性がある。そのため、曲げ性や耐衝突特性が低下する可能性がある。したがって、再加熱温度は２５０℃超４５０℃以下が好ましい。再加熱温度は、より好ましくは３００℃以上とする。また、再加熱温度は、より好ましくは４００℃以下とする。なお、再加熱温度は、再加熱工程での最高到達温度である。
保持時間：１０秒以上
再加熱温度域（２５０℃超４５０℃以下）での保持時間が１０秒未満の場合、焼入れマルテンサイトの面積率の増加に伴い、鋼板中の拡散性水素量も増加する可能性がある。そのため、曲げ性や耐衝突特性が低下する可能性がある。したがって、再加熱温度域での保持時間は１０秒以上が好ましい。なお、再加熱温度域での保持時間の上限は特に限定しないが、生産技術上の制約から、１０００秒以下とすることが好ましい。再加熱温度域での保持時間は、より好ましくは１０秒以上、３００秒以下とする。なお、再加熱温度域での保持時間には、再加熱温度での保持時間に加え、再加熱温度に到達する前後の加熱および冷却における再加熱温度域（２５０℃超４５０℃以下）での滞留時間も含まれる。
再加熱温度で保持後の平均冷却速度、冷却停止温度、および冷却方法は特に限定されない。冷却方法としては、ガスジェット冷却、ミスト冷却、ロール冷却、水冷、および空冷などを適用することができる。また、鋼板表面の酸化防止の観点から、再加熱温度で保持後、５０℃以下まで冷却することが好ましく、より好ましくは室温程度まで冷却する。該冷却の平均冷却速度は通常１℃／秒以上５０℃／秒以下である。
また、上記の工程を経た冷延鋼板に調質圧延を施してもよい。調質圧延の圧下率は、１．５０％を超えると、鋼の降伏応力が上昇し成形時の寸法精度が低下することから、１．５０％以下とすることが好ましい。なお、調質圧延での圧下率の下限は、特に限定しないが、生産性の観点から０．０５％以上とすることが好ましい。また、調質圧延は上述した焼鈍工程を行うための焼鈍装置と連続した装置上（オンライン）で行ってもよいし、焼鈍工程を行うための焼鈍装置とは不連続な装置上（オフライン）で行ってもよい。また、一回の圧延で目的の圧下率を達成してもよいし、複数回の圧延を行い、合計で０．０５％以上１．５０％以下の圧下率を達成してもよい。なお、ここで記載した圧延とは一般的には調質圧延のことを指すが、調質圧延と同等の伸長率を付与できれば、レベラー等による圧延であっても構わない。
・めっき処理工程
また、上記の焼鈍工程後、または、第１の再加熱工程後、冷延鋼板にめっき処理を施してもよい。めっき処理方法は特に限定されず、例えば、溶融亜鉛めっき処理、合金化溶融亜鉛めっき処理、または、電気亜鉛めっき処理が挙げられる。これらのめっき処理条件は特に限定されず、常法に従えばよい。
溶融亜鉛めっき処理を施す場合、例えば、冷延鋼板を、４４０℃以上５００℃以下の亜鉛めっき浴中に浸漬して溶融亜鉛めっき処理を施した後、ガスワイピング等によって、めっき付着量を調整することが好ましい。溶融亜鉛めっきとしてはＡｌ含有量が０．１０質量％以上０．２３質量％以下であり、残部がＺｎおよび不可避的不純物からなる組成の亜鉛めっき浴を用いることが好ましい。
なお、溶融亜鉛めっき処理は、焼鈍と溶融亜鉛めっき処理とを連続して行えるよう構成された装置を用いて、焼鈍と溶融亜鉛めっき処理とを施してもよい。
合金化溶融亜鉛めっき処理を施す場合、冷延鋼板に対して上記のような溶融亜鉛めっき処理を施した後に、４５０℃以上６００℃以下の温度域で亜鉛めっきの合金化処理を施すことが好ましい。合金化温度が４５０℃未満では、Ｚｎ－Ｆｅ合金化速度が過度に遅くなってしまい、合金化が著しく困難となる可能性がある。一方、合金化温度が６００℃を超えると、未変態オーステナイトがパーライトへ変態し、ＴＳおよび延性が低下する場合がある。したがって、亜鉛めっきの合金化処理を行うときは、４５０℃以上６００℃以下の温度域で合金化処理を施すことが好ましい。合金化温度は、より好ましくは４７０℃以上とする。また、合金化温度は、より好ましくは５５０℃以下、さらに好ましくは５３０℃以下とする。
電気亜鉛めっき処理を施す場合、室温以上１００℃以下のめっき浴を用いて、片面あたりのめっき付着量が２０～８０ｇ／ｍ２が好ましい。
また、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）および合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）のめっき付着量は片面あたり２０～８０ｇ／ｍ２（両面めっき）とすることが好ましい。めっきの付着量は、亜鉛めっき後にガスワイピング等を行うことにより調節することが可能である。
上述の通りに、めっき処理を施して得ためっき鋼板を、５０℃以下まで冷却した後、０．０５％以上１．００％以下の伸長率で圧延してもよい。また、５０℃以下までの冷却後における圧延の伸長率は、より好ましくは０．１０％以上とする。また、５０℃以下までの冷却後における圧延の伸長率は、より好ましくは０．７０％以下とする。
５０℃以下までの冷却後における圧延は、上述した亜鉛めっき処理を行うためのめっき装置と連続した装置上（オンライン）で行ってもよいし、亜鉛めっき処理を行うためのめっき装置とは不連続な装置上（オフライン）で行ってもよい。また、一回の圧延で目的の伸長率を達成してもよいし、複数回の圧延を行い、合計で０．０５％以上１．００％以下の伸長率を達成してもよい。なお、ここで記載した圧延とは一般的には調質圧延のことを指すが、調質圧延と同等の伸長率を付与できれば、レベラーによる加工等の方法による圧延であっても構わない。
・脱水素処理工程
上記のめっき鋼板に、さらに、５０℃以上３００℃以下の温度域で０．５時間以上７２．０時間以下保持する、脱水素処理を施すことが好ましい。脱水素処理により、めっき鋼板中の拡散性水素量をさらに低減することができる。その結果、打ち抜き後のボイドの生成量が減少し、伸びフランジ性（穴広げ性）をより向上させることができる。３００℃超の温度域で保持した場合、または７２．０時間超で保持した場合は、焼戻しにより所望のＴＳの確保が難しくなる可能性がある。また、５０℃未満で保持した場合、または０．５時間未満で保持した場合は、めっき鋼板中の拡散性水素量の低減の効果を十分に得られない可能性がある。したがって、脱水素処理工程では、めっき鋼板を、５０℃以上３００℃以下の温度域で０．５時間以上７２．０時間以下保持することが好ましい。また、脱水素処理工程では、めっき鋼板を、７０℃以上２００℃以下の温度域内で１時間以上３６．０時間以下保持することがより好ましい。
なお、上記の脱水素処理は、焼鈍工程後または再加熱工程後、冷延鋼板に施してもよい。
また、別の実施態様として、焼鈍工程の保持後、冷延鋼板を、例えば、３５０℃以上６００℃以下の温度域に冷却し、ついで、冷延鋼板に溶融亜鉛めっき処理または合金化溶融亜鉛めっき処理を施す、めっき処理工程、および、第２の再加熱工程を行ってもよい。この場合を、以下、焼鈍工程後の任意の工程に係る第２の実施形態として説明する。
［第２の実施形態］
・めっき処理工程
焼鈍工程の保持後、冷延鋼板を、例えば、３５０℃以上６００℃以下の温度域に冷却し、ついで、冷延鋼板に溶融亜鉛めっき処理または合金化溶融亜鉛めっき処理を施す。
なお、溶融亜鉛めっき処理および合金化溶融亜鉛めっき処理の条件などについては、上述した第１の実施形態と同じであるため、ここでは記載を省略する。
・第２の再加熱工程
上記のめっき処理工程後、めっき鋼板を、２５０℃以下の冷却停止温度まで冷却した後、２５０℃超４５０℃以下の温度域まで再加熱して１０秒以上保持する。
冷却停止温度：２５０℃以下
冷却停止温度をマルテンサイト変態開始温度以下の２５０℃以下とすることにより、後述する再加熱時に生成する焼戻しマルテンサイトの面積率を増加させることができる。また、冷却停止時点で、オーステナイトの一部をマルテンサイト変態させることで、鋼板中の拡散性水素量が低減される。その結果、曲げ変形時のボイドの生成量が減少するため、さらに曲げ性や耐衝突特性を向上させることができる。したがって、冷却停止温度は２５０℃以下が好ましい。冷却停止温度は、より好ましくは２００℃以下とする。冷却停止温度の下限については特に限定されるものではないが、例えば、冷却停止温度は－３０℃以上とすることが好ましい。
再加熱温度：２５０℃超４５０℃以下
上記冷却停止後、冷延鋼板を２５０℃超４５０℃以下の温度域まで再加熱し、該温度域で１０秒以上保持する。再加熱温度を２５０℃超とすることにより、鋼板中の拡散性水素が放出されるため、脱水素が促進する。ただし、再加熱温度が４５０℃を超えると、焼入れマルテンサイトの面積率の増加に伴い、鋼板中の拡散性水素量も増加する可能性がある。そのため、曲げ性や耐衝突特性が低下する可能性がある。したがって、再加熱温度は２５０℃超４５０℃以下が好ましい。なお、再加熱温度は、再加熱工程での最高到達温度である。
保持時間：１０秒以上
再加熱温度域（２５０℃超４５０℃以下）での保持時間が１０秒未満の場合、焼入れマルテンサイトの面積率の増加に伴い、鋼板中の拡散性水素量も増加する可能性がある。そのため、曲げ性や耐衝突特性が低下する可能性がある。したがって、再加熱温度域での保持時間は１０秒以上が好ましい。なお、再加熱温度域での保持時間の上限は特に限定しないが、生産技術上の制約から、１０００秒以下とすることが好ましい。再加熱温度域での保持時間は、より好ましくは１０秒以上、３００秒以下とする。なお、再加熱温度域での保持時間には、再加熱温度での保持時間に加え、再加熱温度に到達する前後の加熱および冷却における再加熱温度域（２５０℃超４５０℃以下）での滞留時間も含まれる。
再加熱温度で保持後の平均冷却速度、冷却停止温度、および冷却方法は特に限定されない。冷却方法としては、ガスジェット冷却、ミスト冷却、ロール冷却、水冷、および空冷などを適用することができる。また、鋼板表面の酸化防止の観点から、再加熱温度で保持後、５０℃以下まで冷却することが好ましく、より好ましくは室温程度まで冷却する。該冷却の平均冷却速度は通常１℃／秒以上５０℃／秒以下である。
・脱水素処理工程
上記のめっき鋼板に、さらに、５０℃以上３００℃以下の温度域で０．５時間以上７２．０時間以下保持する、脱水素処理を施すことが好ましい。なお、脱水素処理の条件などについては、上述した第１の実施形態と同じであるため、ここでは記載を省略する。
上記した以外の条件は、常法に従えばよい。また、上記で説明した本発明の一実施形態に従うクラッド鋼板の製造方法における一連の熱処理においては、上述した温度範囲内であれば保持温度は一定である必要はなく、また冷却速度が冷却中に変化した場合においても規定した範囲内であれば特に問題はない。また、熱履歴さえ満足されれば、鋼板はいかなる設備で熱処理を施されてもかまわない。
［４］部材の製造方法
つぎに、本発明の一実施形態に従う部材の製造方法について、説明する。
本発明の一実施形態に従う部材の製造方法は、上記のクラッド鋼板（例えば、上記のクラッド鋼板の製造方法により製造されたクラッド鋼板）に、成形加工または接合加工の少なくとも一方を施して部材とする、工程を有する。
ここで、成形加工方法は、特に限定されず、例えば、プレス加工等の一般的な加工方法を用いることができる。また、接合加工方法も、特に限定されず、例えば、スポット溶接、レーザー溶接、アーク溶接等の一般的な溶接や、リベット接合、かしめ接合等を用いることができる。なお、成形条件および接合条件については特に限定されず、常法に従えばよい。
本発明を、実施例を参照しながら具体的に説明する。本発明の範囲は以下の実施例に限定されない。
表１－１に示す成分組成を有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼素材を転炉にて溶製し、連続鋳造法にて母材鋼スラブを準備した。また、表１－２に示す成分組成を有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼素材を転炉にて溶製し、連続鋳造法にて合せ材鋼スラブを準備した。ついで、母材鋼スラブの表裏面の両面、および、合せ材鋼スラブの表裏面のうち、一方の面の表面粗さを表面処理し、表面粗さを調整した。なお、表２の「表面粗さＲａ」は、表面処理面（母材鋼スラブと合せ材鋼スラブとが接する面）の表面粗さＲａの最大値を記載している。ついで、母材鋼スラブの表面処理面と合せ材鋼スラブの表面処理面とが接するように、母材鋼スラブと合せ材鋼スラブを、合せ材鋼スラブ―母材鋼スラブ―合せ材鋼スラブの順に積層し、積層スラブを得た。ついで、合せ材鋼スラブ―母材鋼スラブの間を接合し、接合積層スラブを得た。この際、表２に示す条件で、合せ材鋼スラブ―母材鋼スラブの間を真空引きした。なお、Ｎｏ．４５では、合せ材鋼スラブを積層せず、母材鋼スラブのみからなる鋼スラブを用いた。
得られた接合積層スラブを表２に示すスラブ加熱温度に加熱して、粗圧延した。ついで、表２に示す仕上げ圧延温度で仕上げ圧延を施し、熱延鋼板を得た。ついで、表２に示す条件で、冷間圧延工程および焼鈍工程を行い、冷延鋼板（ＣＲ）を得た。
ついで、一部の冷延鋼板については、表２に示す条件の第１の実施形態の製造工程（第１の再加熱工程およびめっき処理工程）、第２の実施形態の製造工程（めっき処理工程および第２の再加熱工程）、または、室温に冷却後のめっき処理を経て、めっき鋼板を得た。なお、便宜的に、第１の再加熱工程の冷却停止温度の欄に、焼鈍工程後の冷却停止温度を記載している。なお、第１の再加熱工程の冷却停止温度の欄の「－」は、焼鈍工程後、室温に冷却したことを意味する。
なお、めっき工程では、冷延鋼板に対してめっき処理を施し、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）または電気亜鉛めっき鋼板（ＥＧ）を得た。溶融亜鉛めっき浴としては、ＧＩを製造する場合は、Ａｌ：０．２０質量％を含有し、残部がＺｎおよび不可避的不純物からなる亜鉛浴を使用した。また、ＧＡを製造する場合は、Ａｌ：０．１４質量％を含有し、残部がＺｎおよび不可避的不純物からなる亜鉛浴を使用した。浴温はＧＩ、ＧＡいずれを製造する場合においても、４７０℃とした。めっき付着量は、ＧＩを製造する場合は、片面あたり４５～７２ｇ/ｍ２（両面めっき）程度とし、ＧＡを製造する場合は、片面あたり４５ｇ/ｍ２（両面めっき）程度とした。
ＧＡを製造する場合の合金化処理は、表２に示す温度で行った。また、ＧＩのめっき層の組成は、Ｆｅ：０．１～１．０質量％、Ａｌ：０．２～１．０質量％を含有し、残部がＺｎおよび不可避的不純物からなっていた。ＧＡのめっき層の組成は、Ｆｅ：７～１５質量％、Ａｌ：０．１～１．０質量％を含有し、残部がＺｎおよび不可避的不純物からなっていた。
ＥＧを製造する場合、３０℃のめっき浴を用いて、片面あたりのめっき付着量が２０～５０ｇ／ｍ２程度とした。
また、一部のめっき鋼板については、さらに、表２に示す条件で脱水素処理を行った。
以上のようにして得られた冷延鋼板およびめっき鋼板を供試鋼として、以下の試験方法に従い、引張特性、曲げ性、耐衝突特性および耐ＬＭＥ特性を評価した。なお、曲げ性は、Ｖ曲げ試験により評価した。また、耐衝突特性は、極限変形能、ＶＤＡ曲げ試験およびＶ曲げ－直交ＶＤＡ曲げ試験により、評価した。結果を表３に示す。なお、以下では、鋼板の圧延方向をＬ方向、鋼板の幅方向をＣ方向と呼称する。
また、上述した方法により、鋼組織の同定および平均ビッカース硬さの測定などを行った。結果を表３に示す。なお、合せ材の鋼組織や母材と合せ材の境界粗さ、母材と合せ材の境界に存在するボイド個数については、(1)合せ材(表側)と(3)合せ材(裏側)とでほぼ同様の結果が得られたため、(1)合せ材(表側)のみを代表して記載している。
＜引張特性＞
引張試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して行った。得られた鋼板より、長手方向が鋼板のＣ方向となるようにＪＩＳ５号試験片を採取した。該試験片を用いて、クロスヘッド速度が１０ｍｍ／ｍｉｎの条件で引張試験を行い、ＴＳおよび全伸び（Ｅｌ）を測定した。ＴＳは、７８０ＭＰａ以上で合格とした。また、ＴＳが７８０ＭＰａ以上１１８０ＭＰａ未満では、Ｅｌ≧１５％を、ＴＳが１１８０ＭＰａ以上では、Ｅｌ≧１２％を良好と判断した。
＜極限変形能＞
極限変形能は、上述の引張試験により得られる板幅ひずみ（εｗ）と板厚ひずみ（εｔ）から引張ひずみ（εｌ）を求める水沼らの理化学研究所報告,４５－４（１９６９）,７９.に示す求め方で算出した。
εｌ ＝ －（εｗ＋εｔ）
εｗ ＝ ｌｎ（ｗ/ｗ０）, εｔ ＝ ｌｎ（ｔ/ｔ０）
ｗ０：引張試験前の板幅、ｗ：引張試験後の破断部板幅
ｔ０：引張試験前の板厚、ｔ：引張試験後の破断部板厚
なお、中川らの塑性と加工,１１－２９（１９７０）,１４２.や松藤らの塑性と加工,１４－１４６（１９７３）,２０１.の報告より、極限変形能は穴広げ性（伸びフランジ性）と相関があることが知られている。
また、極限変形能εｌは、ＴＳが７８０ＭＰａ以上１１８０ＭＰａ未満では、０．８以上を、ＴＳが１１８０ＭＰａ以上では、０．４以上を良好と判断した。
＜Ｖ曲げ試験＞
Ｖ（９０°）曲げ試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２４８に準拠して行った。端面加工と施した板厚１．２ｍｍ×幅１００ｍｍ（Ｃ方向）×長さ３５ｍｍ（Ｌ方向）サイズおよび板厚１．４ｍｍ×幅１００ｍｍ（Ｃ方向）×長さ３５ｍｍ（Ｌ方向）サイズの試験片を用いて、荷重が１０ｔｏｎ、ストローク速度が３０ｍｍ/ｍｉｎ、保持時間が５ｓの条件で、曲げ半径Ｒを変化させて行った。Ｎ３評価を行い、いずれも割れが出ない最小の曲げ半径Ｒを板厚ｔで除したＲ/ｔを算出した。また、ライカ製実体顕微鏡を用いて、２５倍の倍率で長さが２００μｍ以上のき裂を割れと判断した。
なお、ＴＳが７８０ＭＰａ以上１１８０ＭＰａ未満では、Ｒ/ｔ≦３．０を、ＴＳが１１８０ＭＰａ以上では、Ｒ/ｔ≦４．０を良好と判断した。
＜ＶＤＡ曲げ試験＞
ＶＤＡ曲げ試験は、ＶＤＡ２３８－１００に準拠して行った。端面加工を施した板厚１．２ｍｍ×幅６５ｍｍ（Ｃ方向）×長さ６０ｍｍ（Ｌ方向）サイズまたは板厚１．４ｍｍ×幅７０ｍｍ（Ｃ方向）×長さ６０ｍｍ（Ｌ方向）サイズの試験片を用いて、ローラー間距離が２×板厚＋０．５ｍｍ、パンチ先端曲率半径がＲ＝０．４ｍｍの曲げ試験機で、ストローク速度が２０ｍｍ/ｍｉｎの条件でＣ方向曲げ（Ｌ軸曲げ）によるＶＤＡ曲げ試験を行い、αＶＤＡ、最高荷重Ｆ（Ｎ）、最高荷重までのストロークＳ（ｍｍ）およびＦ×Ｓを測定した。なお、ＶＤＡ曲げ試験により得られるαＶＤＡやＦ×Ｓ（Ｎ・ｍｍ）は、軸圧壊時の縦壁部の破断特性や曲げ圧壊特性と相関があることが知られている。
なお、ＴＳが７８０ＭＰａ以上１１８０ＭＰａ未満では、Ｆ≧８５００Ｎ、Ｓ≧１２ｍｍ、αＶＤＡ≧９５°、Ｆ×Ｓ≧１０２０００Ｎ・ｍｍを、
ＴＳが１１８０ＭＰａ以上では、Ｆ≧１０５００Ｎ、Ｓ≧１１ｍｍ、αＶＤＡ≧９０°、Ｆ×Ｓ≧１１５５００Ｎ・ｍｍを良好と判断した。
＜Ｖ曲げ－直交ＶＤＡ曲げ試験＞
Ｖ曲げ－直交ＶＤＡ曲げ試験は、佐藤らの特許第６７４８３８２号に示す求め方で算出した。端面加工を施した板厚１．２ｍｍ×幅６５ｍｍ（Ｃ方向）×長さ６０ｍｍ（Ｌ方向）サイズまたは板厚１．４ｍｍ×幅６５ｍｍ（Ｃ方向）×長さ６０ｍｍ（Ｌ方向）サイズの試験片を用いて、荷重が１０ｔｏｎ、ストローク速度が３０ｍｍ/ｍｉｎ、保持時間が５sの条件で、曲げ半径がＲ＝５ｍｍのＬ方向曲げ（Ｃ軸曲げ）によるＶ（９０°）曲げ加工を行った。Ｖ曲げ加工サンプルを水平方向に９０°回転させ、その後、ローラー間距離が２×板厚＋０．５ｍｍ、パンチ先端曲率半径がＲ＝０．４ｍｍの曲げ試験機で、ストローク速度が２０ｍｍ/ｍｉｎの条件でＶ曲げ加工の曲げ部山側がポンチ側になるようにＣ方向曲げ（Ｌ軸曲げ）によるＶＤＡ曲げ試験を行い、最高荷重Ｆ、最高荷重までのストロークＳおよびＦ×Ｓ（Ｎ・ｍｍ）を測定した。なお、軸圧壊時の曲げ稜線部の破断特性と相関があることが知られている。
なお、ＴＳが７８０ＭＰａ以上１１８０ＭＰａ未満では、Ｆ≧６５００Ｎ、Ｓ≧２９ｍｍ、Ｆ×Ｓ≧１８８５００Ｎ・ｍｍを、
ＴＳが１１８０ＭＰａ以上では、Ｆ≧７０００Ｎ、Ｓ≧２８ｍｍ、Ｆ×Ｓ≧１９６０００Ｎ・ｍｍを良好と判断した。
＜耐ＬＭＥ特性＞
耐ＬＭＥ特性は、抵抗溶接割れ試験により判断した。得られたクラッド鋼板の圧延方向と直角方向を長手として３０ｍｍ×１００ｍｍに切断した試験片を１枚と、もう１枚は９８０ＭＰａ級の溶融亜鉛めっき鋼板を用いて、これらに抵抗溶接（スポット溶接）を実施することにより、部材を作製した。溶接機には２枚の鋼板を重ねた板組みについて、溶接ガンに取り付けられたサーボモータ加圧式で単相交流（５０Ｈｚ）の抵抗溶接機を用いて板組みを５°傾けた状態で抵抗スポット溶接を実施した。溶接条件は加圧力を３．８ｋＮ、ホールド時間を０．２秒とした。また、溶接電流を５．７～６．２ｋＡ、通電時間を２１サイクル、ホールド時間を５サイクルとした。溶接後の部材から試験片を半切して、断面を光学顕微鏡で観察し、０．１ｍｍ以上の亀裂がみとめられないものをＬＭＥ割れ性が良好（〇）、０．１ｍｍ以上の亀裂が認められたものをＬＭＥ割れ性が不良（×）とした。
Figure 0007176665000001
Figure 0007176665000002
Figure 0007176665000003
Figure 0007176665000004
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表３に示すように、本発明例は、引張強さ（ＴＳ）が７８０ＭＰａ以上であり、優れた延性、曲げ性、耐衝突特性および耐ＬＭＥ特性を有する。一方、比較例の鋼板は、これらのうち少なくとも１つが本発明例に対して劣っている。
また、本発明例のクラッド鋼板を用いて、成形加工を施して得た部材または接合加工を施して得た部材は、引張強さ（ＴＳ）が７８０ＭＰａ以上であり、優れた延性、曲げ性、耐衝突特性および耐ＬＭＥ特性を有することがわかった。

Claims (14)

  1. 母材と、前記母材の表裏面の合せ材とを有するクラッド鋼板であって、
    前記母材は、質量％で、
    Ｃ：０．０８０％以上０．３５０％以下、
    Ｓｉ：０．５０％以上２．００％以下、
    Ｍｎ：１．８０％以上３．５０％未満、
    Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下、
    Ｓ：０．０２００％以下、
    Ａｌ：０．０１０％以上２．０００％以下および
    Ｎ：０．０１００％以下
    で、残部がＦｅおよび不可避的不純物である成分組成と、
    ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトの合計の面積率：３０％以上、
    残留オーステナイトの体積率：５％超、である鋼組織と、を有し、
    前記合せ材は、質量％で、
    Ｃ：０．１００％以下、
    Ｓｉ：０．６０％以下、
    Ｍｎ：０．０５％以上２．５０％以下、
    Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下、
    Ｓ：０．０２００％以下、
    Ａｌ：０．０１０％以上０．１００％以下および
    Ｎ：０．０１００％以下
    で、残部がＦｅおよび不可避的不純物である成分組成と、
    フェライトの面積率：８０％以上である鋼組織と、を有し、
    前記合せ材の平均ビッカース硬さ（ＨＶＬ）が２６０以下であり、
    前記合せ材の平均ビッカース硬さ（ＨＶＬ）を、前記母材の平均ビッカース硬さ（ＨＶＢ）で除した値が０．８０以下であり、
    前記母材と前記合せ材の境界粗さが最大高さＲｙで５０μｍ以下であり、
    前記母材と前記合せ材の境界におけるボイド個数が、境界長さ１０ｍｍあたり２０個以下であり、
    引張強さが７８０ＭＰａ以上である、クラッド鋼板。
  2. 前記母材の成分組成および前記合せ材の成分組成のうちの少なくとも一方が、さらに質量％で、
    Ｓｂ：０．２００％以下、
    Ｓｎ：０．２００％以下、
    Ｔｉ：０．２００％以下、
    Ｎｂ：０．２００％以下、
    Ｖ：０．１００％以下、
    Ｂ：０．０１００％以下、
    Ｃｕ：１．００％以下、
    Ｃｒ：１．０００％以下、
    Ｎｉ：１．０００％以下、
    Ｍｏ：０．５０％以下、
    Ｔａ：０．１００％以下、
    Ｗ：０．５００％以下、
    Ｍｇ：０．０２００％以下、
    Ｚｎ：０．０２０％以下、
    Ｃｏ：０．０２０％以下、
    Ｚｒ：０．０２０％以下、
    Ｃａ：０．０２００％以下、
    Ｃｅ：０．０２００％以下、
    Ｓｅ：０．０２００％以下、
    Ｔｅ：０．０２００％以下、
    Ｇｅ：０．０２００％以下、
    Ａｓ：０．０２００％以下、
    Ｓｒ：０．０２００％以下、
    Ｃｓ：０．０２００％以下、
    Ｈｆ：０．０２００％以下、
    Ｐｂ：０．０２００％以下、
    Ｂｉ：０．０２００％以下および
    ＲＥＭ：０．０２００％以下
    のうちから選ばれる少なくとも１種を含有する、請求項１に記載のクラッド鋼板。
  3. 前記母材の厚さを前記合せ材の合計厚さで除した値が１以上である、請求項１または２に記載のクラッド鋼板。
  4. 表面に、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層または電気亜鉛めっき層を有する、請求項１～３のいずれか一項に記載のクラッド鋼板。
  5. 前記母材および前記合せ材に含まれる合計の拡散性水素量が０．５０質量ｐｐｍ以下である、請求項１～４のいずれか一項に記載のクラッド鋼板。
  6. 請求項１～５のいずれか一項に記載のクラッド鋼板を用いてなる、部材。
  7. 母材と、前記母材の表裏面の合せ材とを有するクラッド鋼板を製造するための方法であって、
    前記母材は、
    ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトの合計の面積率：３０％以上、
    残留オーステナイトの体積率：５％超、である鋼組織、を有し、
    前記合せ材は、フェライトの面積率：８０％以上である鋼組織、を有し、
    前記合せ材の平均ビッカース硬さ（ＨＶＬ）が２６０以下であり、
    前記合せ材の平均ビッカース硬さ（ＨＶＬ）を、前記母材の平均ビッカース硬さ（ＨＶＢ）で除した値が０．８０以下であり、
    前記母材と前記合せ材の境界粗さが最大高さＲｙで５０μｍ以下であり、
    前記母材と前記合せ材の境界におけるボイド個数が、境界長さ１０ｍｍあたり２０個以下であり、
    引張強さが７８０ＭＰａ以上であり、
    前記方法は、
    請求項１または２に記載の母材の成分組成を有する母材鋼スラブを準備する、第１の準備工程と、
    請求項１または２に記載の合せ材の成分組成を有する合せ材鋼スラブを準備する、第２の準備工程と、
    前記母材鋼スラブの表裏面の両面、および、前記合せ材鋼スラブの表裏面のうちの少なくとも一方の面の表面粗さをＲａで３０μｍ以下に表面処理する、表面処理工程と、
    前記母材鋼スラブの表面処理面と前記合せ材鋼スラブの表面処理面とが接するように、前記母材鋼スラブと前記合せ材鋼スラブを、前記合せ材鋼スラブ―前記母材鋼スラブ―前記合せ材鋼スラブの順に積層し、積層スラブを得る、積層工程と、
    前記合せ材鋼スラブ―前記母材鋼スラブの間を接合し、かつ、前記合せ材鋼スラブ―前記母材鋼スラブの間の真空度がいずれも１×１０－２Ｔｏｒｒ以下となるように真空引きして、接合積層スラブを得る、接合工程と、
    前記接合積層スラブを１０５０℃以上１３５０℃以下の温度域に加熱したのち、仕上げ圧延温度：８２０℃以上の条件で熱間圧延を施し、熱延鋼板を得る、熱間圧延工程と、
    前記熱延鋼板に、圧下率：３０％以上８０％以下の条件で冷間圧延を施し、冷延鋼板を得る、冷間圧延工程と、
    前記冷延鋼板を、焼鈍温度：７５０℃以上９５０℃以下、保持時間：２０秒以上の条件で焼鈍する、焼鈍工程と、
    を有する、クラッド鋼板の製造方法。
  8. 前記焼鈍工程後、前記冷延鋼板を、２５０℃以下の冷却停止温度まで冷却し、ついで、２５０℃超４５０℃以下の温度域まで再加熱して１０秒以上保持する、第１の再加熱工程を、さらに有する、請求項７に記載のクラッド鋼板の製造方法。
  9. 前記焼鈍工程後、または、前記第１の再加熱工程後、前記冷延鋼板にめっき処理を施し、めっき鋼板を得る、めっき処理工程を、さらに有する、請求項７または８に記載のクラッド鋼板の製造方法。
  10. 前記めっき処理が、溶融亜鉛めっき処理、合金化溶融亜鉛めっき処理、または、電気亜鉛めっき処理である、請求項９に記載のクラッド鋼板の製造方法。
  11. 前記めっき処理工程後、前記めっき鋼板を５０℃以上３００℃以下の温度域で０．５時間以上７２．０時間以下保持する、脱水素処理工程を、さらに有する、請求項９または１０に記載のクラッド鋼板の製造方法。
  12. 前記焼鈍工程後、前記冷延鋼板に、溶融亜鉛めっき処理または合金化溶融亜鉛めっき処理を施し、めっき鋼板を得る、めっき処理工程と、
    ついで、前記めっき鋼板を、２５０℃以下の冷却停止温度まで冷却した後、２５０℃超４５０℃以下の温度域まで再加熱して１０秒以上保持する、第２の再加熱工程と、
    を、さらに有する、請求項７に記載のクラッド鋼板の製造方法。
  13. 前記第２の再加熱工程後、前記めっき鋼板を５０℃以上３００℃以下の温度域で０．５時間以上７２．０時間以下保持する、脱水素処理工程を、さらに有する、請求項１２に記載のクラッド鋼板の製造方法。
  14. 請求項１～５のいずれか一項に記載のクラッド鋼板に、成形加工または接合加工の少なくとも一方を施して部材とする、工程を有する、部材の製造方法。
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