TW201835352A - 鋼板 - Google Patents

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岡本力
中野克哉
鈴木裕也
虻川玄紀
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日商新日鐵住金股份有限公司
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Abstract

本發明提供一種鋼板，具備內層、與在該內層之一面或兩面具備硬質層；硬質層及內層具有預定組成，各硬質層的厚度為20μm以上且在總板厚的2/5以下，硬質層的平均微維氏硬度為400HV以上且小於700HV，硬質層的N量為0.02%以下，內層的平均微維氏硬度為80HV以上且小於400HV，內層所含碳化物的體積率小於2.00%，硬質層的奈米硬度的標準差為2.00以下。

Description

鋼板
本發明係涉及鋼板，尤其係涉及以汽車零件及基礎結構構件為主要用途之耐磨耗性優異的冷成形用鋼板。
背景技術 對於用於如汽車的座椅滑軌或扭矩轉換器的殼體(housing)、及電梯扶手帶導軌等滑動環境之構件係尋求確保耐磨耗性。雖然該等製品之磨耗原因不盡相同，但可藉由使與滑動部相接之表面高強度化來確保耐磨耗性。譬如，以座椅滑軌來說鋼構件彼此會磨耗，而扭矩轉換器之殼體則係因油中所含金屬粉引發磨耗。又，電梯扶手帶導軌係因樹脂扶手部與金屬導軌的間隙咬入砂粒等微細粒子而促使磨耗發生。不過，藉由提升承受磨耗之鋼構件表面強度可使耐磨耗性得飛躍性改善。
迄今，已提出多種改善鋼構件之耐磨耗性的表面改質技術(例如可參照專利文獻1~5)。
例如，專利文獻1揭示了一種滲碳構件及其製造方法，該滲碳構件可提升耐磨耗性且具優異耐磨耗性，且該滲碳構件之化學成分以質量%計含有：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%，且剩餘部分由Fe及不可避免之不純物構成，滲碳構件之滑動面無滲碳異常層，表面碳濃度在0.70~0.90質量%之範圍內，且從最表面起之至深度50μm為止之組織的吐粒散鐵面積率為0.70%以下。
又，專利文獻2揭示了一種軟磁性鋼材，其不僅耐磨耗性優異，氮化處理後之磁特性亦佳，該鋼材之特徵在於：含有C：0.001~0.020%(表示質量%，以下亦同)、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%)，並且以滿足預定式(1)之方式而含有Nb：0.015~0.08%及/或Ti：0.01~0.1%，且剩餘部分為鐵及不可避免之不純物，並且其鋼組織為肥粒鐵單相組織。
並且專利文獻3揭示了一種耐磨耗性(或高面壓之磨耗)、疲勞強度及剛性經提高之圓柱狀或圓筒狀碳鋼製滑動零件及製造方法，該方法之特徵在於包含以下步驟：成形碳鋼材料並進行必要之切削加工之步驟、進行高頻淬火之步驟、及於該高頻淬火步驟後立即進行之最終研磨步驟。
專利文獻4揭示了一種軟氮化處理鋼，主要用於汽車用零件，且於軟氮化處理前具有優異之總延伸率特性與擴孔性等之壓製成形性，而於軟氮化處理後具有具充分厚度之表層硬化層之優異耐磨耗性，該軟氮化處理鋼以質量%計含有：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%，限制P：0.035%以下，且剩餘部分由Fe及不可避免之不純物構成，並且於從鋼最表面起0.25mm之深度中，於肥粒鐵結晶中之{001}面上板狀析出之Cr氮化物之板狀方向的大小為5~10nm，該Cr氮化物之個數密度為1×1017 cm-3 以上，較佳為該Cr氮化物中之N量與Cr量之比(N/Cr)在0.5~0.8之範圍內。
專利文獻5揭示了一種滲碳或滲碳氮化零件用鋼材，其可防止「滾動接觸」、「滑動接觸」及「滾動-滑動接觸」所造成之零件早期破損，該鋼材含有：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%，且剩餘部分由Fe及不純物構成，不純物中之P及O分別為P：0.025%以下、O：0.0020%以下。
先前技術文獻 專利文獻 專利文獻1：日本專利特開第2016-98432號公報 專利文獻2：日本專利特開2014-74234號公報 專利文獻3：日本專利特開平11-44203號公報 專利文獻4：日本專利特開2005-264318號公報 專利文獻5：日本專利特開2014-19920號公報
發明概要 發明欲解決之課題 此外，上述任一習知技術中仍存有鋼零件在熱處理時之尺寸及形狀產生變化之課題。該變化係因零件內之在熱處理中於冷卻時的些微冷卻速度不均而引發。因此，事實上要高精度預測零件的尺寸及形狀乃困難。又，例如將上述熱處理後之構件形狀利用彎曲來矯正時，容易使構件產生龜裂或破壞構件。故通常會對熱處理後之零件施行切削加工或加壓退火，以將零件的尺寸及形狀調整成所需值。此外，藉由應用該切削加工或加壓退火，會導致生產性降低以及零件製造成本增加，且亦有難以製造大型及長條構件之課題。
用以解決課題之手段 本發明人等針對解決上述課題之手法進行了精闢研討。結果發現，於鋼板之一面或兩面的滑動部形成平均微維氏硬度為400HV以上且小於700HV之硬質層，並適當控制硬質層及內層之組成，且設內層之平均微維氏硬度為80HV以上且小於400HV，將內層所含碳化物之體積率控制成小於2.00%，然後將硬質層之奈米硬度的標準差控制在2.00以下，藉此可高度兼顧耐磨耗性與冷加工性。
且，進行了各種研究後亦發現到滿足其之鋼板之製造方法，單僅控制熱軋條件或退火條件等亦難以製造，只有在熱軋、退火步驟等所謂的一貫步驟中達成最佳化方能製造，遂而完成了發明。
本發明主旨如下。
(1)一種鋼板，具備內層、與在該內層之一面或兩面具備硬質層； 該鋼板之特徵在於： 前述硬質層以質量%計含有： C：0.08~0.40%、 Si：0.01~3.00%、 Mn：1.000~10.00%、 P：0.0001~0.0200%、及 S：0.0001~0.0200%，且 剩餘部分由Fe及不純物構成； 前述內層以質量%計含有： C：0.001~0.200%、 Si：0.01~3.00%、 Mn：0.20~3.00%、 P：0.0001~0.0200%、及 S：0.0001~0.0200%，且 剩餘部分由Fe及不純物構成； 各硬質層的厚度為20μm以上且在總板厚的2/5以下， 前述硬質層的平均微維氏硬度為400HV以上且小於700HV， 前述硬質層的N量為0.02%以下， 前述內層的平均微維氏硬度為80HV以上且小於400HV， 前述內層所含碳化物的體積率小於2.00%， 前述硬質層的奈米硬度的標準差為2.00以下。 (2)如上述(1)之鋼板，其中前述硬質層以質量%計更含有以下1種或2種以上之元素： 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、及 B：0.0100%以下； 前述內層以質量%計更含有以下1種或2種以上之元素： 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、及 B：0.0100%以下。 (3)如上述(1)或(2)之鋼板，其中前述硬質層以質量%計更含有以下1種或2種以上之元素： 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、及 Ce：0.050%以下； 前述內層以質量%計更含有以下1種或2種以上之元素： 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、及 Ce：0.050%以下。
發明效果 根據本發明，於鋼板之一面或兩面的滑動部形成平均微維氏硬度為400HV以上且小於700HV之硬質層，並適當控制硬質層及內層之組成，且設內層之平均微維氏硬度為80HV以上且小於400HV，將內層所含碳化物之體積率控制成小於2.00%，然後將硬質層之奈米硬度的標準差控制在2.00以下，藉此可提供具優異耐磨耗性與冷加工性之鋼板。
用以實施發明之形態 以下，詳細說明本發明。
首先說明限定硬質層及內部層之厚度、成分、平均微維氏硬度及硬質層之奈米硬度的標準差的理由。此處，有關成分之「%」意指質量%。
將存在於內層的一面或兩面之硬質層厚度設為每單面在20μm以上且在總板厚的2/5以下。當硬質層的厚度小於20μm時，硬質層的厚度會很薄，而在磨耗或滑動之環境下致使硬質層剝離，無法獲得優異之耐磨耗性。因此，設硬質層的厚度為20μm以上。又，當各硬質層的厚度大於總板厚的2/5時，亦即於冷成形時施加於硬質層之應力會增大，而無法獲得利用多層化改善冷成形性之好處。因此，設各硬質層的厚度為總板厚的2/5以下。各硬質層的厚度較佳為30μm以上且3/10以下。
硬質層與內層之厚度係利用光學顯微鏡測定。首先，將作為測量對象的試樣埋入直徑30mm的圓筒狀環氧樹脂中，並使用#80~1000的研磨紙以濕式研磨進行粗研磨，接著使用具有3μm及1μm之平均粒徑的鑽石研磨粒進行拋光研磨成鏡面狀。此外，以1μm的鑽石粒子進行之研磨，是在施加1N~10N之荷重，並在以30~120mpm之速度旋轉的研磨台上保持30~600秒的條件下實施。因硬質層與內層之硬度有差異，故上述以1μm的鑽石粒子進行之研磨中，在研磨量上會產生差異。藉此，在硬質層與內層的邊界上會產生些微的高低差，而可藉由使用光學顯微鏡之觀察，來求算硬質層與內層的邊界、各層的板厚及所佔板厚之比率。又，當藉由拋光研磨所設置的高低差微小時，宜利用光學顯微鏡的差分干涉進行觀察。
設硬質層的平均微維氏硬度為400HV以上且小於700HV。平均微維氏硬度小於400HV時，硬質層的硬度低，而無法在磨耗或滑動之環境下獲得優異之耐磨耗性。因此，將硬質層的平均微維氏硬度設為400HV以上。另一方面，硬質層的平均微維氏硬度若在700HV以上，則硬質層會過度高強度，造成冷成形性顯著變差。因此，將硬質層的平均微維氏硬度設為小於700HV。較理想的是在450HV以上且680HV以下。
設硬質層所含N量為0.02%以下。N係可顯著抑制在冷成形時鋼中之交叉滑動之元素。交叉滑動具有抑制經施予應變時導入鋼中之差排的蓄積、集積之效果。N量若大於0.02%，則交叉滑動會被顯著抑制，致使冷成形時差排過度蓄積、集積。結果於低應變區域生成空隙，而該等空隙連結造成巨觀的破壞，致使冷成形性變差。因此，設硬質層所含N量為0.02%以下。較佳為設N量為0.018%以下。
設內層的平均微維氏硬度為80HV以上且小於400HV。平均微維氏硬度小於80HV時，其與硬質層之硬度的差異會變大，故於冷成形時應變會過度局部存在於內層側，造成硬質層/內層界面產生龜裂或使冷成形後之製品形狀不良。因此，將內層的平均微維氏硬度設為80HV以上。又，平均微維氏硬度為400HV以上時，硬質層與內層之硬度的差異小，而於冷成形時無緩和應變集中於硬質層之效果，致使冷成形性變差。因此，設內層的平均微維氏硬度小於400HV。較佳為設為90HV以上且小於380HV。
設內層的碳化物的體積率小於2.00%。碳化物為冷成形時之斷裂或空隙的生成部位，若為2.00%以上，會促使斷裂或空隙連結，造成巨觀的破壞。因此，設內層的碳化物的體積率上限小於2.00%。較理想為小於1.90%。此外，碳化物不僅指鐵與碳的化合物之雪明碳鐵(Fe3 C)，還指雪明碳鐵中之Fe原子經以Mn、Cr等合金元素取代之化合物、合金碳化物(M23 C6 、M6 C、MC；此外，M為Fe及另外添加作為合金之金屬元素)。
設硬質層的奈米硬度的標準差為2.00以下。其係因藉由抑制硬質層的奈米硬度不均來顯著提升冷成形性之故。標準差若大於2.00，則例如有於冷輥軋成形時發生斷裂之情形。由上述觀點看來，標準差宜在2.00以下，更宜在1.60以下。標準差之下限並未規定，但要抑制在0.20以下在技術上是困難的。此外，硬質層之板厚方向的奈米硬度不均並不會對冷成形性造成影響，假設即便在板厚方向上具有硬度之傾斜亦不會阻礙本發明之效果。實質上來說，當與板厚方向垂直且與軋延方向平行之線上的奈米硬度不均大時，會使冷成形性降低。
接著，說明限定硬質層之鋼板之最佳化學成分的理由。此處，有關成分之「%」意指質量%。
(C：0.08～0.40%) C係可有效強化鋼之元素。為了利用淬火回火等熱處理確保零件的耐磨耗性而須0.08%以上的C量，小於0.08%則淬火後的硬度不足從而無法獲得優異之耐磨耗性。因此，將下限設為0.08%以上。且C亦為可顯著抑制在冷成形時鋼中之交叉滑動之元素。交叉滑動具有抑制經施予應變時導入鋼中之差排的蓄積、集積之效果。C量若大於0.40%，則交叉滑動會被顯著抑制，致使冷成形時差排過度蓄積、集積。結果於低應變區域生成空隙，而該等空隙連結造成巨觀的破壞，致使冷成形性變差。因此，將上限設為0.40%以下。且宜為0.10%以上且0.39%以下。更宜為0.10%以上且0.38%以下。
(Si：0.01～3.00%) Si可發揮去氧劑之作用，且為會對碳化物及熱處理後之殘留沃斯田鐵的形態帶來影響之元素。為了兼顧耐磨耗性與冷成形性，有效方法為降低鋼零件中存在之碳化物的體積率，並活用殘留沃斯田鐵以圖謀高強度化。因此，必須設Si含量為0.01%以上。若小於0.01%，則無法抑制碳化物生成，而會使鋼中存在大量碳化物，造成冷成形性變差。另，將Si抑制在小於0.01%的含量，以現狀的精煉製程亦會招致成本增加。因此，設Si下限為0.01%以上。另一方面，Si含量若大於3.00%，則會招致鋼零件脆化，使冷成形性降低，故設上限為3.00%以下。且宜為0.01%以上且2.5%以下。更宜為0.2%以上且2.0%以下。
(Mn：1.000～10.00%) Mn為可作為去氧劑發揮作用，且可有效抑制鋼的波來鐵變態之元素。若小於1.000%，在從沃斯田鐵區的冷卻過程中，會變得難以抑制波來鐵變態，麻田散鐵的組織比率便隨之降低，而引起強度降低及耐磨耗性變差。因此，設下限為1.000%以上。另一方面，若大於10.00%，會變得有粗大Mn氧化物存在於鋼中，成為冷成形時的破壞起點，致使冷成形性變差。因此，設上限為10.00%以下。且宜為2.0%以上且9.0%以下。
(P：0.0001~0.0200%) P是會在肥粒鐵晶界上強烈偏析而促進晶界脆化的元素。雖然其越少越好，但要在精煉步驟中高純度化到小於0.0001%，為了精煉所需的時間就會變多，而招致成本大幅增加。因此，設下限為0.0001%以上。另一方面，若大於0.0200%，會因晶界脆化而招致冷成形性降低，故設上限為0.0200%以下。且宜為0.0010%以上且0.0190%以下。
(S：0.0001~0.0200%) S是會在鋼中生成MnS等非金屬夾雜物，而招致鋼材零件的延展性降低的元素。雖然其越少越好，但要在精煉步驟中高純度化到小於0.0001%，為了精煉所需的時間就會變多，而招致成本大幅增加。因此，設下限為0.0001%以上。另一方面，若大於0.0200%，在冷成形時會招致以非金屬夾雜物為起點的斷裂產生，而使冷成形性降低，故設上限為0.0200%以下。且宜為0.0010%以上且0.0190%以下。
本發明中，硬質層更可任意選擇含有以下成分。
(Al：0.500%以下) Al是可作為鋼之去氧劑發揮作用且可使肥粒鐵穩定化的元素，可因應需要而添加。當添加Al時，若小於0.001%便無法充分獲得添加效果，故設下限為0.001%以上。另一方面，若大於0.500%，便會生成粗大Al氧化物，而引起冷成形性降低。因此，將上限設為0.500%以下。且宜為0.010%以上且0.450%以下。
(N：0.0200%以下) N與C同様為可有效強化鋼之元素，且如前述，為會影響冷成形時差排之交叉滑動發生的元素。由確保冷成形性的觀點看來，其含量越少越好，亦可為0%。然而，減低到小於0.0001%會招致精煉成本增加，故當含有N時設下限為0.0001%以上。另一方面，若含量大於0.0200%，則如前述，於冷成形時無法抑制應變集中，致使空隙產生，造成冷成形性顯著降低。因此，設上限為0.0200%。且宜為0.0010%以上且0.0150%以下。
(O：0.0200%以下) O是會促使於鋼中形成氧化物的元素，而存在於肥粒鐵晶粒内的氧化物會成為空隙的生成部位，故越少越好，亦可為0%。然而，減低到小於0.0001%會招致精煉成本增加，故當含有O時設下限為0.0001%以上。另一方面，若含有大於0.0200%便會使冷成形性降低，故設上限為0.0200%以下。且宜為0.0005%以上且0.0170%以下。
(Ti：0.500%以下) Ti對碳化物的形態控制來說為重要元素，且為可藉由大量含有來促進肥粒鐵的強度增加的元素。由確保冷成形性的觀點看來，其含量越少越好，亦可為0%。然而，減低到小於0.001%會招致精煉成本增加，故當含有Ti時設下限為0.001%以上。另一方面，若含量大於0.500%，會變得有粗大Ti氧化物或TiN存在於鋼中，使得冷成形性降低。因此，設上限為0.500%以下。且宜為0.005%以上且0.450%以下。
(B：0.0100%以下) B是可在從沃斯田鐵的冷卻過程中抑制肥粒鐵及波來鐵生成，並促進變韌鐵或麻田散鐵等低溫變態組織生成的元素。而且，B為有益於鋼之高強度化的元素，可因應需要而添加。當添加B時，若小於0.0001%，則無法充分獲得因添加所帶來的高強度化或提升耐磨耗性的效果。此外，對於小於0.0001%的鑑定，在分析上必須加以小心注意，並且隨著分析裝置不同而會到達檢測下限。因此，以0.0001%以上為下限。另一方面，若含量大於0.0100%，則會致使鋼中生成粗大的B氧化物，成為冷成形時之發生空隙的起點，造成冷成形性變差。因此，設上限為0.0100%以下。且更宜為0.0005%以上且0.0050%以下。
(Cr：2.000%以下) Cr與Mn同樣都是可抑制波來鐵變態，且對鋼之高強度化有效的元素，可因應需要而添加。當添加Cr時，若小於0.001%便無法獲得添加的效果，故設下限為0.001%以上。另一方面，若添加大於2.000%，變得會在中心偏析部形成粗大Cr碳化物，使得冷成形性降低，故設上限為2.000%以下。且宜為0.01%以上且1.500%以下。
(Mo：1.000%以下) Mo與Mn、Cr同樣為可有效強化鋼之元素，可因應需要而添加。當添加Mo時，若小於0.001%便無法獲得效果，故設下限為0.001%以上。另一方面，若大於1.000%，便會形成粗大Mo碳化物而招致冷加工性降低，故設上限為1.000%以下。且更宜為0.010%以上且0.700%以下。
(Nb：0.500%以下) Nb與Ti同樣為可有效控制碳化物形態之元素，且藉由其添加可將組織微細化，故亦為可有效提升韌性的元素。當添加Nb時，若小於0.001%便無法獲得效果，故設下限為0.001%以上。另一方面，若大於0.500%，會大量析出微細且硬質的Nb碳化物，而鋼材強度上升的同時還會招致延展性顯著變差，使得冷加工性降低。因此，設上限為0.500%以下。且宜為0.002%以上且0.200%以下。
(V：0.500%以下) Ｖ與Nb同樣為可有效控制碳化物形態之元素，且藉由其添加可將組織微細化，故亦為可有效提升韌性的元素。當添加V時，若小於0.001%便無法獲得效果，故設下限為0.001%以上。另一方面，若大於0.500%，會大量析出微細的V碳化物，而招致鋼材強度上升與延展性降低，使得冷成形性降低。因此，設上限為0.500%以下。且更宜為0.002%以上且0.400%以下。
(Cu：0.500%以下) Cu為可有效增加鋼材強度的元素，可因應需要而添加。當添加Cu時，為了有效發揮強度增加的效果，宜為0.001%以上的含量。另一方面，若大於0.500%，會招致紅熱脆性而使熱軋中的生產性降低，故設上限為0.500%以下。且更宜為0.002%以上且0.400%以下。
(W：0.100%以下) W也與Nb、V同樣為可有效控制碳化物的形態與有效增加鋼的強度之元素，可因應需要而添加。當添加W時，若小於0.001%便無法獲得效果，故設下限為0.001%以上。另一方面，若大於0.100%，會大量析出微細的W碳化物，而招致鋼材強度上升與延展性降低，使得冷成形性降低，故設上限為0.100%以下。且更宜為0.002%以上且0.080%以下。
(Ta：0.100%以下) Ta也與Nb、V、W同樣為可有效控制碳化物的形態與有效增加強度之元素，可因應需要而添加。當添加Ta時，若小於0.001%便無法獲得效果，故設下限為0.001%以上。另一方面，若大於0.100%，會析出大量的微細Ta碳化物，而招致鋼材強度上昇與延展性降低，使得冷加工性降低。因此，設上限為0.100%以下。且更宜為0.002%以上且0.080%以下。
(Ni：0.500%以下) Ni為可有效提升零件的耐磨耗性之元素，可因應需要而添加。當添加Ni時，為了使其效果有效發揮，宜含有0.001%以上。另一方面，若大於0.500%，延展性便會降低而招致冷成形性降低，故設上限為0.500%以下。且更宜為0.002%以上且0.400%以下。
(Sn：0.050%以下) Sn是當使用廢料作為原料時會含有於鋼中的元素，其越少越好，亦可為0%。然而，要減低到小於0.001%會招致精煉成本增加，故當含Sn時設下限為0.001%以上。並且，若含量大於0.050%，會引起因肥粒鐵的脆化所造成的冷成形性降低，故設上限為0.050%以下。且更宜為0.001%以上且0.040%以下。
(Sb：0.050%以下) Sb與Sn同樣是當使用廢料作為鋼原料時會含有的元素。Sb會在晶界上強烈偏析而招致晶界脆化及延展性降低，故越少越好，亦可為0%。然而，要減低到小於0.001%會招致精煉成本增加，故當含Sb時設下限為0.001%以上。並且，若含量大於0.050%，會引起冷成形性降低，故設上限為0.050%以下。且更宜為0.001%以上且0.040%以下。
(As：0.050%以下) As與Sn、Sb同樣是當使用廢料作為鋼原料時會含有且會在晶界上強烈偏析的元素，其越少越好，亦可為0%。然而，要減低到小於0.001%會招致精煉成本增加，故當含As時設下限為0.001%以上。並且，若含量大於0.050%，會導致冷成形性降低，故設上限為0.050%以下。且更宜為0.001%以上且0.040%以下。
(Mg：0.0500%以下) Mg是以微量添加便能控制硫化物形態的元素，可因應需要而添加。當添加Mg時，若小於0.0001%便無法獲得其效果，故設下限為0.0001%以上。另一方面，一旦過量添加，便會引起因形成粗大夾雜物而造成的冷成形性降低，故設上限為0.0500%。且更宜為0.0005%以上且0.0400%以下。
(Ca：0.050%以下) Ca與Mg同樣是以微量添加便能控制硫化物形態的元素，可因應需要而添加。當添加Ca時，若小於0.001%便無法獲得其效果，故設下限為0.001%以上。另一方面，一旦過量添加，便會生成粗大的Ca氧化物，而於冷成形時成為斷裂發生的起點，故設上限為0.050%。且更宜為0.001%以上且0.040%以下。
(Y：0.050%以下) Y與Mg、Ca同樣是以微量添加便能控制硫化物形態的元素，可因應需要而添加。當添加Y時，若小於0.001%便無法獲得其效果，故設下限為0.001%以上。另一方面，一旦過量添加，粗大Y氧化物便會生成造成冷成形性降低，故設上限為0.050%。且宜為0.001%以上且0.040%以下。
(Zr：0.050%以下) Zr與Mg、Ca及Y同樣是以微量添加便能控制硫化物形態的元素，可因應需要而添加。當添加Zr時，若小於0.001%便無法獲得其效果，故設下限為0.001%以上。另一方面，一旦過量添加，粗大Zr氧化物便會生成造成冷成形性降低，故設上限為0.050%。且宜為0.001%以上且0.040%以下。
(La：0.050%以下) La是以微量添加便可有效控制硫化物形態的元素，可因應需要而添加。當添加La時，若小於0.001%便無法獲得其效果，故設下限為0.001%以上。另一方面，若添加超過0.050%，La氧化物便會生成而招致冷成形性降低，故設上限為0.050%。且更宜為0.001%以上且0.040%以下。
(Ce：0.050%以下) Ce與La同為僅微量添加便可控制硫化物形態的元素，且為會於晶界強烈偏析致使晶界碳化物的個數比率降低之元素，可因應需要添加。當添加Ce時，若小於0.001%便無法獲得其效果，故設下限為0.001%以上。另一方面，若添加大於0.050%，則會因晶界碳化物的個數比率降低導致加工性降低，故設上限為0.050%。且更宜為0.001%以上且0.046%以下。
接下來，說明限定內層之鋼板的最佳化學成分之理由。此處，有關成分之「%」意指質量%。
(C：0.001～0.200%) C係可有效強化鋼之元素。為了將內層的平均微維氏硬度控制在80HV以上，必須添加0.001%以上，故設下限為0.001%。另一方面，若大於0.200%，則會導致內層強度過度增加或生成碳化物，造成冷成形性降低。因此，設上限為0.200%以下。且宜為0.002%以上且0.19%以下。
(Mn：0.20～3.00%) Mn可發揮去氧劑之作用，且為可有效控制鋼強度之元素。若小於0.20%，則於連續鑄造時之凝固過程中，會變得從高溫即開始凝固，隨此還會助長中心部偏析。且在冷成形時，從該中心偏析部會產生裂痕導致冷成形性降低，故設下限為0.20%以上。另一方面，若大於3.00%，則會導致強度過度增加，使冷成形性變差。因此，設上限為3.00%以下。且宜為0.30%以上且2.6%以下。
內層除了上述C及Mn，還可含有Si、P、S，更可任意選擇含有Al、N、Cr、Mo、O、Ti、B、Nb、V、Cu、W、Ta、Ni、Sn、Sb、As、Mg、Ca、Y、Zr、La、Ce，而其添加範圍與效果同於硬質層。
另，本發明之鋼板的硬質層及內層中，上述成分以外之剩餘部分是由Fe及無法避免的不純物所構成，但亦可在不妨礙本發明效果的範圍内微量含有其他元素。
本發明人等發現如下新穎見解，即：本發明鋼板具備內層在於該內層之一面或兩面具備硬質層，且硬質層及內層具有預定組成，並令各硬質層的厚度為20μm以上且在總板厚的2/5以下，硬質層的平均微維氏硬度為400HV以上且小於700HV，硬質層的N量為0.02%以下，內層的平均微維氏硬度為80HV以上且小於400HV，內層所含碳化物的體積率小於2.00%，硬質層的奈米硬度的標準差為2.00以下，藉此可兼顧優異之冷成形性與耐磨耗性。
接著，說明組織之觀察及測定方法。
碳化物的體積率的測定係利用電解萃取殘渣來進行。將鋼板放置於由白金構成之兼作試樣支承台的電極上，並浸漬於電解溶液中。施加僅會使碳化物溶解殘留之電位，並使用0.1μm之網目而獲得碳化物殘渣。並從供於電解萃取之試樣的重量與碳化物的殘渣量求取鋼中存在之碳化物的體積率。
組織觀察係利用掃描型電子顯微鏡進行。在觀察之前，會先將組織觀察用試樣以砂紙進行濕式研磨及以具有1μm之平均粒子大小的鑽石研磨粒予以研磨，將觀察面拋光成鏡面後，再以3%硝酸酒精溶液蝕刻組織。將觀察倍率設為3000倍，從硬質層及內層之表面側起之於各厚度1/4位置隨機拍攝10張30μm×40μm的視野。組織比率係以點計數法來求算。對所得組織圖像定出以縱3μm且橫4μm之間隔排列的晶格點共100點後，判別晶格點下所存在之組織，由10張的平均值來求算鋼材中含有的組織比率。
鋼板的平均微維氏硬度是分別測量12點從硬質層及內層的表面側起之在各厚度1/4位置的0.098N之微維氏硬度後，由去除最硬之數據及最軟質之數據後之10點的平均值來求算。又，在荷重0.098N下，400HV時的壓痕對角線長度為約7μm，700HV時的長度為約5μm，且亦能適當評估具有20μm左右厚度之硬質層的硬度。
硬質層的奈米硬度的標準差必須由與某板厚截面的板厚方向垂直且與軋延方向平行之線上的硬度來求算。本發明中，「硬質層的奈米硬度的標準差」係從硬質層的表面側起於該硬質層之厚度1/4位置，以Hysitron公司之tribo-900用三角錐形狀(Berkovich形狀)鑽石壓頭在押入深度80nm之條件下，於軋延方向上以間隔3μm測定100處之奈米硬度後，從所得硬度數據作成直方圖，而指將該直方圖以常態分布作近似時之擬合曲線的標準差。
接著，說明冷成形性之評估方法。以內彎曲半徑4mm利用輥軋成形施予試樣90°彎曲後，觀察截面組織確認彎曲角落部有無龜裂。將試樣埋入環氧樹脂後，利用鋼砂濕式研磨進行粗研磨後，用3μm及1μm大小之鑽石粒研磨試樣截面拋光成鏡面狀。接著，不施行蝕刻即用光學顯微鏡於1000倍之倍率觀察截面組織，而將有觀察到龜裂及裂痕的長度小於5μm之情形判斷為具優異冷加工性，並標記為“○”。又，將有確認到龜裂及裂痕的長度為5μm以上之情形判斷為冷成形性差，並標記為“×”。
然後，說明耐磨耗性之評估方法。利用塊對環試驗評估試樣的耐磨耗性。將SUJ2加工成環試驗片的形狀，並於以控制成氮95%氣體環境之爐內於840℃下保持50分鐘後，於60℃之油中進行淬火。對淬火試樣以180℃保持60分鐘後施行進行空氣冷卻之回火處理而製出環試驗片。將各評估用試樣製成塊試驗片，並以滑動速度0.6m/s、油溫140℃、荷重5000N、滑動距離10000m之條件進行試驗，測定塊試驗片在試驗前後的重量變化，當減量為3.0mg以內時判斷為具優異耐磨耗性，而當減少量大於3.0mg時判斷為耐磨耗性差。
接著，說明用以製造本發明鋼板之方法。以下說明為意欲例示用以製造本發明之鋼板的特徵性方法，並非意欲將本發明之鋼板限定於藉由貼附如以下所說明之內層與硬質層而製得之多層鋼板。譬如亦能在製造鋼帶時，對單層鋼板實施表面處理使其表層部分硬化，藉此而製造具備本發明之內層與硬質層之鋼板。藉由如上述在製造鋼帶時利用表面處理使表層部分硬化，便能解決在零件成形後實施表面處理時產生的熱處理應變所造成的尺寸準確度降低之課題。
用以製造本發明鋼板之方法之特徵在於：於軟質且具優異冷加工性之內層之一面或兩面貼附具耐磨耗性優異之硬質層，並將該等硬質層及內層的強度、成分、組織控制在最佳狀態。並且，上述製造方法並無特別限定，可舉例如使用有薄鋼板的胚板之擴散熱處理法、使用有利用電阻熔接將硬質層與內層之各鋼種類貼附而得的鋼胚之熱軋及冷軋退火以及鍍敷等處理。具體製造方法之特徴如下。
首先，說明利用使用薄鋼板之胚板的擴散熱處理法來進行鋼材之製造方法。
使用經調整成對應於硬質層及內層之預定成分及形狀之由電爐或高爐製法製出之薄鋼板，利用酸洗去除硬質層及內層之各貼附面的氧化物，並用#50~#1000的磨石或研磨紙研磨貼附面表面後，用超音波洗淨髒污並疊合，於從上面施加有荷重之狀態下投入加熱爐中。
宜設用於貼附之硬質層及內層的各素材板厚為0.1mm以上。若小於0.1mm，則會因在酸洗後的研磨步驟中導入素材之殘留應力，而於將素材投入加熱爐時產生翹曲及間隙，有無法以充分的強度接合硬質層與內層之情形。因此，各板厚宜為0.1mm以上。另一方面，素材的厚度並無上限，即便為100mm以上，只要素材重量無增加、作業難易度無提高，由接合觀点來看技術上並無問題。
研磨步驟中宜使用#50~#1000之磨石或研磨紙。#若小於50，各素材的表面粗度低，而於擴散熱處理時硬質層及內層的接觸會不充分，故於熱處理後會有無法獲得充分接合強度之情形。因此，研磨所用磨石或研磨紙的粒度下限宜為#50。又，若使用粒度大於#1000之磨石或研磨紙來研磨硬質層及內層之素材時，要將研磨面拋光成平坦會要求熟練的技術，故會造成作業效率降低。並且，即便使用#1000之後的粒度來施行研磨，仍無法觀察到接合強度有顯著的改善，故宜設研磨所用粒度上限為#1000。較佳為#80~#600。
加熱爐之溫度宜為800℃以上且1300℃以下。加熱爐的溫度若低於800℃，則硬質層與內層之間的元素擴散會不充分，而無法獲得充分的接合強度，故宜設加熱溫度的下限為800℃以上。另一方面，若加熱溫度高於1300℃，則氧會過度侵入硬質層與內層的間隙，使硬質層與內層之間形成粗大的氧化物，而造成接合強度降低。因此 加熱溫度之上限宜為1300℃以下。且較佳是在850℃以上且1200℃以下。
在加熱爐中之保持時間宜為15分鐘以上且300分鐘以下。保持時間若少於15分鐘，則無法於硬質層與內層之間獲得充分的接合強度，故宜設下限為15分鐘以上。另一方面，若保持超過300分鐘，則會使硬質層與內層之間生成氧化物，造成接合強度降低，故保持時間的上限宜為300分鐘以下。較佳為30分鐘以上且180分鐘以下。
於插入及保持於加熱爐之階段中，施加於素材之面壓宜為10MPa以上。面壓若小於10MPa，則無法獲得充分的接合強度，故面壓的下限宜為10MPa以上。此外，面壓越高越佳，譬如亦可施加200MPa左右的面壓。
接著，使用於內層積層了硬質層之鋼胚，並通過熱軋或熱軋、酸洗、冷軋、退火之各步驟，來製造滿足本發明要件之鋼帶的方法。
多層鋼胚的製造方法不拘，為譬如連續鑄造法或鋼胚熔接法之任一方法皆無妨。若為連續鑄造法，是使用具備2個餵槽的鑄造機，先製造位於中心部之內層側的鑄造體，接著，以覆蓋內層側的鑄造體之方式從第2個餵槽注入相當於硬質層之與內層側不同成分的熔鋼，使其連續凝固，以製得多層狀態之鋼胚。或者若為鋼胚熔接法，則是積層以下鋼胚或胚料：對已鑄造為預定組成之鋼胚或由鋼胚製造而得之粗軋延胚料，利用機器氣割等來研磨接合面，接著利用酸及酒精洗淨來去除氧化物或汚染物後之鋼胚或胚料。並用剛鑄造完的高溫鋼胚包夾該積層鋼胚的上下面，利用從高溫鋼胚傳來的熱進行擴散接合。
使用經以上舉例之製法製出之鋼胚，利用通常之熱軋延步驟來製造多層鋼帶。
熱軋之特徴：將前述鋼胚連續鑄造後，直接或暫時冷卻後進行加熱，於熱處理進行軋延時，以1100℃以上且1300℃以下並且以15分鐘以上且300分鐘以下之間進行加熱後，於650℃以上且950℃以下之溫度區結束完工熱軋。在將完工軋延後之鋼帶於ROT上冷卻後，於700℃以下的溫度範圍中將其捲取而作成熱軋卷料。以下具體說明製造本發明鋼板之方法。
設鋼胚之加熱溫度為1100℃以上且1300℃以下。當加熱溫度高於1300℃或加熱時間超過300分鐘時，在硬質層與內層之間氧化會明顯進行，而硬質層與內層會變得容易剝離，致使耐磨耗性降低及冷成形性降低。因此，宜設加熱溫度之上限為1300℃以下，且宜設均熱時間之上限為300分鐘以下。加熱溫度較佳為1250℃以下，均熱時間較佳為270分鐘以下。
又，一旦鋼胚加熱溫度高於1300℃、或加熱時間多於300分鐘，鋼胚中的沃斯田鐵粒會成混粒，造成粒徑不均變大。而該沃斯田鐵的粒徑不均會持續到之後的熱軋及冷軋、退火。且，因粒徑會對相變態造成影響，故會使鋼板內部的組織、硬度產生不均。因此，一旦鋼胚加熱溫度高於1300℃、或加熱時間多於300分鐘，奈米硬度的標準差即會大於2.00。另一方面，一旦鋼胚加熱溫度低於1100℃、或加熱時間少於15分鐘，會變得難以解除鑄造時產生之元素偏析。而該元素偏析會持續到之後的熱軋及冷軋、退火。元素偏析會對相變態行為造成影響，故會使鋼板內部的組織、硬度產生不均。因此，一旦鋼胚加熱溫度低於1100℃、或加熱時間少於15分鐘，奈米硬度的標準差即會大於2.00。
完工熱軋是設為在650℃以上且950℃以下結束。若完工熱軋溫度小於650℃，因鋼材的變形阻力增加，故軋延負載明顯升高，並進一步招致軋輥磨耗量增大，造成生產性降低。因此設下限為650℃以上。並且，若完工熱軋溫度高於950℃，則會於鋼板表面產生因使鋼板通過RunOutTable中而生成的厚鏽皮造成的缺陷，致使耐磨耗性降低。因此設上限為950℃以下。且較佳是在800℃以上且930℃以下。
在完工熱軋後的ROT中之鋼帶冷卻速度宜設為10℃/秒以上且100℃/秒以下。若冷卻速度小於10℃/秒，便無法防止於冷卻途中生成厚鏽皮且無法防止因其所造成的缺陷產生，而招致表面美觀降低。因此宜設下限為10℃/秒以上。並且，若在從鋼板表層到内部的範圍中以大於100℃/秒的冷卻速度來冷卻鋼帶，最表層部便會被過度冷卻而生成變韌鐵或麻田散鐵等低溫變態組織。在將捲取後經冷卻至室溫之卷料送出時，於前述低溫變態組織中會產生微小裂痕，而即便在後續的酸洗步驟中仍難以將裂紋除去。該等裂痕會成為斷裂的起點，而引起在製造上之鋼帶斷裂及生產性降低。因此宜設上限為100℃/秒以下。此外，上述所規定之冷卻速度係指完工熱軋後之鋼帶通過無注水區間後，在注水區間開始接受水冷卻的時間點開始，至在ROT上被冷卻到捲取目標溫度之時間點從各注水區間的冷卻設備接收的冷卻能，而非從注水開始點起到被捲取機捲取之溫度為止的平均冷卻速度。較佳是在20℃/秒以上且90℃/秒以下。
設捲取溫度為700℃以下。若捲取溫度超過700℃，除了在熱軋後會無法於硬質層及內層確保預定強度之外，還會使內層生成大量碳化物，造成冷成形性降低。因此，設捲取溫度之上限為700℃以下。此外，為了增加硬質層強度，捲取溫度越低越好，但在實施較室溫更低溫的深冷處理(零下處理(Sub-zero treatment))時，熱軋板會明顯脆化，因此宜將捲取溫度下限設為0℃以上。且更佳為10℃以上且在680℃以下。
並且，亦可酸洗上述熱軋鋼帶後，施行冷軋及冷軋板退火或於熱軋板退火後施行冷軋及冷軋板退火，藉此來製造兼具冷成形性與耐磨耗性之冷軋鋼帶。
酸洗步驟：酸洗步驟所用酸的種類並無特別規定。酸洗之目的為去除在熱軋後生成於鋼帶表面的氧化鏽皮，其為鹽酸酸洗或硫酸酸洗皆無妨。並且，即便為了促進酸洗，而在酸洗溶液中投入化學性酸洗促進劑或者是增減振動及張力等施加機械性作用，也不會對本發明之根本技術造成任何影響。
冷軋延：冷軋延之軋縮率宜為20%以上且80%以下。若軋縮率小於20%，在連軋機的各機架中賦予的荷重會變小，故會變得難以掌握及控制板形狀，而招致生產性降低。並且，若軋縮率超過80%，在各機架中施予的荷重明顯增大，隨此而來，在軋輥上產生的赫氏接觸應力(Hertz stress)便會過度升高，因而招致軋輥壽命縮短，並引起生產性降低。因此，軋縮率宜為20%以上且80%以下。且更宜為25%以上且70%以下。
熱軋板退火步驟：在將熱軋鋼帶供於冷軋延之前，亦可實施退火。熱軋板退火之目的為藉由冷軋前之鋼帶的軟質化來確保冷軋延中的生產性、以及藉由控制在熱軋板退火後的階段中之組織比率，來發揮冷軋板退火後之鋼帶的優異耐磨耗性與冷成形性。熱軋板退火的步驟為箱式退火(BAF)或通常的連續退火法(C-CAL)之任一者皆可。
箱式退火之加熱速度及冷卻速度宜為5℃/hr以上且80℃/hr。若加熱速度小於5℃/hr，熱軋板退火步驟所需時間會增長，而招致生產性降低。另一方面，若加熱速度超過80℃/hr，經捲取成卷狀的鋼帶之內周側與外周側的溫度差會變高，而因該差異的熱膨脹差造成鋼帶摩擦，從而在鋼帶表面上產生缺陷。此缺陷除了會使製品的表面美觀降低之外，還會招致耐磨耗性降低。因此，加熱速度宜為5℃/hr以上且80℃/hr以下。且更宜為10℃/秒以上且60℃/秒以下。
箱式退火之退火溫度宜在400℃以上且720℃以下，且保持時間宜為3hr以上且150hr以下。若退火溫度低於400℃或保持時間少於3hr，鋼帶的軟質化便不充分，對提升冷軋延中的生產性並無效果。並且，若退火溫度高於720℃，在退火中變成會有沃斯田鐵生成，而引起因熱膨脹變化導致於鋼帶上產生缺陷。此外，若保持時間超過150hr，鋼帶表面便會凝著而產生燒黏，從而使表面美觀降低。因此，箱式退火之退火溫度宜在400℃以上且720℃以下，且保持時間宜為3hr以上且150hr以下。較佳退火溫度為420℃以上且700℃以下，且保持時間為5hr以上且100hr以下。
連續退火中的加熱速度及冷卻速度宜為5℃/秒以上。若加熱速度小於5℃/秒，便會招致生產性降低。另一方面，加熱速度及冷卻速度並無上限，大於80℃/秒亦可。而較佳是在10℃/秒以上。
連續退火中的退火溫度宜在650℃以上且900℃以下，且保持時間宜為20秒以上且300秒以下。若退火溫度低於650℃或保持時間少於20秒，於連續退火法時鋼帶的軟質化會不充分，而對提升冷軋延中的生產性無效。而若退火溫度高於900℃，鋼帶強度便會顯著降低，而招致鋼板在爐内斷裂，引起生產性降低。此外，若保持時間超過300秒，爐内中的不純物變得會附著於鋼帶表面，使表面美觀降低。因此，連續退火中的退火溫度宜在650℃以上且900℃以下，且保持時間宜為20秒以上且300秒以下。且較佳退火溫度是在680℃以上且850℃以下，且保持時間是在30秒以上且240秒以下。
冷軋板退火步驟：冷軋板退火之目的為恢復因冷軋而喪失的鋼帶冷成形性，且更藉由令肥粒鐵、波來鐵、變韌鐵、麻田散鐵及殘留沃斯田鐵之各組織比率最佳化，以獲得優異之耐磨耗性與冷成形性。冷軋板退火步驟為通常的連續退火法(C-CAL)或再熱型連續退火法(R-CAL)之任一方法皆可。
冷軋板退火中通常之連續退火法中的加熱及保持、冷卻階段之製法上的特徴如熱軋板退火步驟之連續退火所記載。
於通常的連續退火中在過時效帶的溫度宜為200℃以上且500℃以下，保持時間宜為50秒以上且500秒以下。在過時效帶中，會使在加熱階段產生的沃斯田鐵變態成變韌鐵或麻田散鐵，並適當控制殘留沃斯田鐵的量與形態，藉此會變得能夠獲得優異耐磨耗性與冷成形性。若時效溫度低於200℃及保持時間少於50秒，變韌鐵的變態量會不足，並且若時效溫度在500℃以上及保持時間低於500秒，殘留沃斯田鐵量會明顯降低，故會變得無法兼顧耐磨耗性與冷成形性。因此，通常的連續退火中在過時效帶的溫度宜為200℃以上且500℃以下，保持時間宜為50秒以上且500秒以下。較佳溫度是在250℃以上且450℃以下，且保持時間是在60秒以上且400秒以下。
再熱型連續退火的加熱速度及冷卻速度宜為5℃/秒以上。若加熱速度小於5℃/秒，便會招致生產性降低。另一方面，加熱速度及冷卻速度並無上限，大於80℃/秒亦可。而較佳是在10℃/秒以上。
再熱型連續退火的退火溫度宜為700℃以上且900℃以下，保持時間宜為20秒以上且300秒以下。若退火溫度低於700℃或保持時間少於20秒，在連續退火中變態的沃斯田鐵量不充分，而變得無法在後續的淬火分配處理中控制成較佳組織比率。並且，若退火溫度高於900℃，鋼帶強度會明顯降低，而招致鋼板在爐内斷裂，引起生產性降低。此外，若保持時間超過300秒，爐内中的不純物變得會附著於鋼帶表面，使表面美觀降低。因此，連續退火中的退火溫度宜在700℃以上且900℃以下，且保持時間宜為20秒以上且300秒以下。且較佳退火溫度是在720℃以上且850℃以下，且保持時間是在30秒以上且240秒以下。
再熱型之連續退火中的冷卻停止溫度宜為100℃以上且340℃以下，保持時間宜為5秒以上且60秒以下。於該冷卻過程中，會使一部份沃斯田鐵變態成麻田散鐵，以使鋼材強度增加。冷卻停止溫度若低於100℃，則變態成麻田散鐵之變態量會過多，而損及鋼材的延展性及冷成形性。因此，冷卻停止溫度之下限宜為100℃以上。冷卻停止溫度若高於340℃、或保持時間低於5秒時，只能獲得少量的麻田散鐵，故會變得難以增加鋼的強度。因此，冷卻停止溫度之上限宜為340℃以下，保持時間之下限宜為5秒以上。又，即便保持超過60秒，以組織來說不會發生巨大變化，故保持時間之上限宜為60秒。較佳溫度是在150℃以上且320℃以下，且保持時間是在6秒以上且50秒以下。
再熱型連續退火中在過時效帶的溫度宜為350℃以上且480℃以下，保持時間宜為50秒以上且500秒以下。在過時效帶中，藉由將冷卻停止時生成的一部分麻田散鐵作為核心，促進剩餘部分沃斯田鐵變態成變韌鐵，來適當控制殘留沃斯田鐵的量與形態，而會變得能夠獲得優異之耐磨耗性與冷成形性。若時效溫度低於350℃及保持時間少於50秒時，變韌鐵的變態量會不足，並且若時效溫度在480℃以上及保持時間少於500秒時，殘留沃斯田鐵量會明顯降低，故會變得無法兼顧耐磨耗性與冷成形性。因此，再熱型連續退火中在過時效帶的溫度宜為350℃以上且480℃以下，保持時間宜為50秒以上且500秒以下。較佳溫度是在380℃以上且460℃以下，且保持時間是在60秒以上且400秒以下。
又，本發明之形態無法以以往之表層改質處理之一般的滲碳、氮化、軟氮化、高頻表面淬火等而製得。其理由為滲碳、氮化、軟氮化等熱處理技術會使碳及氮過度侵入表層，而造成冷成形性降低之故。且，高頻表面淬火等技術會於板厚中心殘留碳化物，造成冷成形性降低之故。
此外，在此附註，即便將使用上述薄鋼板之胚板利用擴散熱處理法製出之鋼材、或將從多層鋼胚製出之熱軋鋼帶及冷軋退火鋼帶作為素材，利用熱壓印等熱成形法來製造零件，同樣可獲得本發明之效果。
根據以上鋼板之製造方法，於鋼板之一面或兩面的滑動部形成平均微維氏硬度為400HV以上且小於700HV之硬質層，並適當控制硬質層及內層之組成，且設內層之平均微維氏硬度為80HV以上且小於400HV，將內層所含碳化物之體積率控制成小於2.00%，然後將硬質層之奈米硬度的標準差控制在2.00以下，藉此可製得高度兼顧耐磨耗性與冷加工性之鋼板。
由本說明書之記載，用以製造本發明鋼板之方法的較佳態様可舉以下態様1~5。 (態様1) 一種鋼板之製造方法，該鋼板具備內層與在該內層之一面或兩面具備硬質層，該鋼板之製造方法之特徵在於包含以下步驟： 對具備內層與配置在該內層之一面或兩面之硬質層之鋼片施行熱軋延以製成鋼板，且該熱軋延包含在650℃以上且950℃以下之溫度區中進行完工熱軋；及 以700℃以下捲取前述鋼板； 其中，前述硬質層以質量%計含有： C：0.08~0.40%、 Si：0.01~3.00%、 Mn：1.000~10.00%、 P：0.0001~0.0200%、及 S：0.0001~0.0200%，且 剩餘部分由Fe及不純物構成； 前述內層以質量%計含有： C：0.001~0.200%、 Si：0.01~3.00%、 Mn：0.20~3.00%、 P：0.0001~0.0200%、及 S：0.0001~0.0200%，且 剩餘部分由Fe及不純物構成； 各硬質層的厚度為20μm以上且在總板厚的2/5以下， 前述硬質層的平均微維氏硬度為400HV以上且小於700HV， 前述硬質層的N量為0.02%以下， 前述內層的平均微維氏硬度為80HV以上且小於400HV， 前述內層所含碳化物的體積率小於2.00%， 前述硬質層的奈米硬度的標準差為2.00以下。 (態様2) 如態様1之製造方法，其更包含以下步驟： 將前述捲取後的鋼板進行酸洗；以及 對經酸洗之鋼板施行冷軋及退火、或施行退火、冷軋及退火。 (態様3) 如態様2之製造方法，其更包含於前述經退火之鋼板的兩面形成選自於由鋅、鋁、鎂及其等合金所構成群組之被膜層。 (態様4) 如態様1至3中任一項之製造方法，其中前述硬質層以質量%計更含有以下1種或2種以上之元素： 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、及 B：0.0100%以下； 前述內層以質量%計更含有以下1種或2種以上之元素： 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、及 B：0.0100%以下。 (態様5) 如態様1至4中任一項之製造方法，其中前述硬質層以質量%計更含有以下1種或2種以上之元素： 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、及 Ce：0.050%以下； 前述內層以質量%計更含有以下1種或2種以上之元素： 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、及 Ce：0.050%以下。
實施例 接下來，利用實施例來說明本發明效果。
實施例的水準係為確認本發明之可實施性以及效果所採用之實行條件之一例，本發明並不受限於該一條件例。只要不脫離本發明要旨而可達成本發明之目的，本發明即可採用各種條件。
[表1-1]
[表1-2]
[表1-3]
[表1-4]
將具有表1所示A~F成分之板厚2mm的熱軋鋼板的表背面酸洗，且將要於表背層貼附硬質層之鋼板利用切削加工將表背層的板厚拋光0.4mm、且將內層的板厚拋光成1.2mm後，用#180的研磨紙研磨貼附面並用超音波洗淨去除髒汙。且，將要僅於表層貼附硬質層之鋼板利用切削加工將表層的板厚拋光成0.4mm、且將內層的板厚拋光成1.6mm，並施行前述的研磨及洗淨。然後，以表2的實施例No.1~24所示組合疊合，並在施加了0.2MPa之荷重的狀態下插入1000℃的加熱爐，保持120分鐘後取出。先在冷卻至室溫後除去施加在試樣的荷重，然後插入900℃的加熱爐內，保持20分鐘後施行各冷卻處理。實施例No.1~7係在60℃的油中施行淬火，No.8~14係施行水冷卻，No.15~21係施行噴霧冷卻。又，為了與以往之熱處理條件之不同做出明顯區別，對實施例No.22~24施行高頻表面淬火、氮化、滲碳(碳勢：0.37%)之各熱處理使表面硬度增加而製出比較試樣。然後，利用先前所述之手法評估各試樣的硬度、組織、耐磨耗性、冷成形性。
[表2]
於表2顯示各試樣的評估結果。實施例的No.4、5、6、13、19皆為硬質層的平均微維氏硬度為400HV以上且小於700HV，硬質層的C量為0.08~0.40%、N量為0.02%以下，並且內層的平均維氏硬度為80HV以上且400HV以下，內層所含碳化物的體積率小於2%，展現優異耐磨耗性與冷加工性。
相對於此，比較例的No.1、8、11、18之表層硬度小於400HV，從而耐磨耗性差。No.1~3、7~10、14~17、21之內層硬度大於400HV，從而冷成形性差。又，No.12之C含量高故冷成形性差。並且No.22在高頻表面淬火熱處理中，內層殘留之碳化物的體積率大於2%，從而冷成形性差。No.23在氮化熱處理中，表層的N量超過0.02%故冷成形性差。又，No.24在滲碳熱處理中，不僅C含量高且內層還軟質化，從而冷成形性差。
接著，為了調查硬質層的厚度影響，基於實施例No.5的組合，藉由事先進行冷軋延控制硬質層及內層的板厚，而製出依循先前所述順序變更硬質層的厚度比例之板厚為2mm的試樣No.25~43。
[表3]
於表3顯示各試樣的評估結果。實施例的No.28~42皆為硬質層的厚度為20μm以上且在總板厚的2/5以下，展現優異的耐磨耗性與冷加工性。
相對於此，比較例的No.25~27之硬質層的厚度小於20μm，從而耐磨耗性差。又，比較例的No.43之硬質層的厚度超過2/5，從而冷成形性差。為了容易理解，於圖1顯示有關表3之各實施例及比較例之硬質層的厚度與磨耗量(耐磨耗性)之關係。
接著，為了調查成分的影響，將具有表1之D、E、F組成的厚1.2mm的試樣固定在內層，並將具有H~BR組成的板厚0.4mm的試樣組合在硬質層，以調查成分的影響(實施例No.44~229)。並將具有表1之A、B、C組成的板厚0.4mm的試樣固定在硬質層，且將具有H~BR組成的板厚1.2mm的試樣組合在內層，以評估成分的影響(實施例No.230~418)。各試樣之製造係依先前所述順序利用切削加工調整板厚，並研磨及洗淨後施行擴散熱處理之後，將試樣插入經加熱至900℃之爐內，保持20分鐘後取出，並用平板模具壓製後，進行模具冷卻至室溫。
[表4-1]
[表4-2]
[表4-3]
[表4-4]
[表4-5]
[表4-6]
[表5-1]
[表5-2]
[表5-3]
[表5-4]
[表5-5]
[表5-6]
於表4及表5顯示各試樣的評估結果。實施例的No.51~73、113~135、175~197、230~246、267、268、293~309、330、331、356~372、393、394皆為硬質層的平均微維氏硬度為400HV以上且小於700HV，硬質層的C量為0.08~0.40%，N量為0.02%以下，並且內層的平均維氏硬度為80HV以上且400HV以下，內層所含碳化物的體積率小於2%，展現優異的耐磨耗性與冷加工性。
為了進一步調查熱軋延之製造條件的影響，將硬質層被認定具優異特性之表1之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配置於表背層，並將內層被認定具優異特性之表1的D、E、F、H、I、J、K、L、M、N、O、P、Q、R、S、T、U、V、W、X、AS、AT組合在內層，而製出鑄錠的積層材，並施加0.1MPa的面壓後在經加熱至1000℃之爐內保持120分鐘，施行擴散熱處理。此外，將鑄錠的積層材之表背層的厚度比例調節成2/5，將內層的厚度比例調節成1/5。然後，利用表6所示熱軋條件製作板厚2.4mm的各試樣，並施行酸洗後供於各種評估試驗。
[表6-1]
[表6-2]
於表6顯示各試樣的評估結果。實施例的No.419、420、422~425、426、427、429~431、434~439、441~446、448、449、451~454、457、459、460皆為硬質層的平均微維氏硬度為400HV以上且小於700HV，硬質層的C量為0.08~0.40%，N量為0.02%以下，並且內層的平均維氏硬度為80HV以上且400HV以下，內層所含碳化物的體積率小於2%，展現優異的耐磨耗性與冷加工性。此外，表6中的磨耗量及奈米硬度標準差係以表背層的平均值表示，而以平均值滿足磨耗量3.0mg以下及奈米硬度標準差2.00以下之要件的實施例皆有在表背面兩面滿足該等要件。
相對於此，比較例的No.428、440之熱軋的加熱溫度高、且No.433、456之加熱時間長而於硬質層與內層之間形成氧化層，從而於耐磨耗試驗及冷成形性評估中發生硬質層與內層之界面剝離。比較例的No.450、455之加熱溫度低、且比較例的No.432、447之加熱時間短，尤其硬質層側之偏析未消除，故冷成形性差。實施例的No.420、445之熱軋的完工溫度低，使軋延荷重增加，從而生產性差。比較例的No.421，458之熱軋的捲取溫度高，導致硬質層的硬度降低、內層的硬度降低及內層的碳化物體積率增加。
為調查“冷軋-退火”或“退火-冷軋-退火”之製造條件的影響，對實施例的No.419、422~425、426、427、429、430、435~439、441~444、446、448、449、451~454、457、459、460之熱軋板施行表7的“冷軋-退火”或“退火-冷軋-退火”，供於各種試驗。
[表7-1]
[表7-2]
[表7-3]
[表7-4]
於表7顯示各試樣的評估結果。“冷軋-退火”或“退火-冷軋-退火”不拘，滿足本發明規定之實施例的No.461~488皆為硬質層的平均微維氏硬度為400HV以上且小於700HV，硬質層的C量為0.08~0.40%，N量為0.02%以下，並且內層的平均維氏硬度為80HV以上且400HV以下，內層所含碳化物的體積率小於2%，展現優異的耐磨耗性與冷加工性。
在先前所述冷軋退火條件後，對實施例的No.463、465、466、470、472、475、476施行表8所示熔融或熔融合金化鍍敷處理製出鍍敷鋼板供於各種試驗。
[表8-1]
[表8-2]
[表8-3]
於表8顯示各試樣的評估結果。藉由施行熔融鍍敷或熔融合金化鍍敷，可看出雖強度及耐磨耗性有稍微變差的傾向，但可製造耐磨耗性與冷成形性佳的冷軋鍍敷鋼板。此外，關於表8之熱軋板退火及冷軋板退火模式及條件請參照圖2~4。
圖1係顯示硬質層的厚度與耐磨耗性之關係的圖。 圖2是顯示適合於冷軋延前之熱軋板退火的箱式退火之退火模式的圖。 圖3是顯示適合於冷軋延前之熱軋板退火及冷軋延後之冷軋板退火的連續退火之退火模式的圖。 圖4是顯示適合於冷軋延後之冷軋板退火的再熱型冷軋板退火之退火模式的圖。

Claims (3)

  1. 一種鋼板，具備內層、與在該內層之一面或兩面具備硬質層； 該鋼板之特徵在於： 前述硬質層以質量%計含有： C：0.08~0.40%、 Si：0.01~3.00%、 Mn：1.000~10.00%、 P：0.0001~0.0200%、及 S：0.0001~0.0200%，且 剩餘部分由Fe及不純物構成； 前述內層以質量%計含有： C：0.001~0.200%、 Si：0.01~3.00%、 Mn：0.20~3.00%、 P：0.0001~0.0200%、及 S：0.0001~0.0200%，且 剩餘部分由Fe及不純物構成； 各硬質層的厚度為20μm以上且在總板厚的2/5以下， 前述硬質層的平均微維氏硬度為400HV以上且小於700HV， 前述硬質層的N量為0.02%以下， 前述內層的平均微維氏硬度為80HV以上且小於400HV， 前述內層所含碳化物的體積率小於2.00%， 前述硬質層的奈米硬度的標準差為2.00以下。
  2. 如請求項1之鋼板，其中前述硬質層以質量%計更含有以下1種或2種以上之元素： 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、及 B：0.0100%以下； 前述內層以質量%計更含有以下1種或2種以上之元素： 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、及 B：0.0100%以下。
  3. 如請求項1或2之鋼板，其中前述硬質層以質量%計更含有以下1種或2種以上之元素： 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、及 Ce：0.050%以下； 前述內層以質量%計更含有以下1種或2種以上之元素： 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、及 Ce：0.050%以下。
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