WO2022209521A1 - 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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WO2022209521A1
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steel
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由康 川崎
勇樹 田路
達也 中垣内
慎也 山口
雅康 植野
克利 ▲高▼島
知宏 小野
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Ｊｆｅスチール株式会社
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    • C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
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    • C21D2251/00—Treating composite or clad material
    • C21D2251/02—Clad material
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    • C22C—ALLOYS
    • C22C18/00—Alloys based on zinc

Definitions

  • the present invention relates to clad steel plates and members, and methods of manufacturing them.
  • the present invention relates to clad steel sheets and members having a tensile strength (TS) of 780 MPa or more and excellent bendability, crash resistance and LME resistance, and methods for producing them.
  • TS tensile strength
  • the clad steel sheet of the present invention is suitable for a frame member of an automobile body, and particularly suitable for an impact energy absorbing member.
  • a high-strength steel sheet for example, in Patent Document 1, from the surface of the base material to a depth of 5.0 ⁇ m or more, at least a part of the grain boundary has an internal oxide layer coated with oxide, in addition, in a region from the surface of the base material to a depth of 5.0 ⁇ m, the grain boundary coverage of the oxide is 60% or more, and further, a decarburized layer is provided from the surface of the base material to a depth of 50 ⁇ m or more.
  • a single-sheet steel sheet, a hot-dip galvanized steel sheet, and a single-sheet galvannealed steel sheet having the above tensile strength and excellent resistance to molten metal embrittlement cracking are disclosed.
  • US Pat. No. 5,300,001 describes a hot-forming material composed of a three-layer composite material, a core of hardenable steel having a tensile strength >1900 MPa and/or a hardness >575 HV10 in the press-hardened state of said hot-forming material. from a steel that has an intermaterial bond with the layer and said core layer and is softer than said core layer and having a tensile strength >750 MPa and/or a hardness >235 HV10 in the press-hardened state of said hot-forming material
  • a hot forming material is disclosed that includes two outer layers that are constructed.
  • U.S. Patent No. 5,300,000 discloses a steel composite comprising a core layer of higher or higher strength steel and an outer layer of chemically resistant ferritic steel on one or both sides of the core layer integrally bonded to the core layer.
  • a chemically resistant ferritic steel containing ⁇ 0.07% by weight carbon, ⁇ 1% by weight manganese, 12-30% by weight chromium, ⁇ 7% by weight molybdenum, ⁇ 0.05% by weight each of phosphorus and sulfur, and aluminum ⁇ 0.5% by weight, silicon ⁇ 0.5% by weight, and ⁇ 1% by weight each of titanium, niobium, vanadium and zirconium, with a total proportion of >0.1% by weight of titanium, niobium, vanadium and zirconium
  • a steel composite is disclosed, with the balance being iron and incidental impurities.
  • Patent Document 4 includes a base material and clad materials provided on both side surfaces of the base material, and the base material contains, by weight %, C: 0.3 to 1.4%, Mn: 12 to It is an austenitic high manganese steel containing 25%, the balance being Fe and inevitable impurities, and the clad material, in weight%, contains C: 0.09 to 0.4%, Mn: 0.3 to 4.5%, and the balance
  • Patent No. 6388099 Japanese Patent Publication No. 2020-519765 Japanese Patent Publication No. 2020-509223 Japanese Patent Application Publication No. 2019-524986
  • impact energy absorbing members represented by front side members and rear side members are limited to steel plates with a tensile strength (hereinafter simply referred to as TS) from 590 MPa class to 780 MPa class. This is because, as the strength increases, the material cracks in a bending crushing test or an axial crushing test that simulates a crash test, and the impact energy cannot be sufficiently absorbed.
  • TS tensile strength
  • LME cracking liquid metal embrittlement cracking
  • LME cracks may occur when spot welding is performed with galvanized steel sheets due to contact of molten zinc in the galvanized steel sheets with the high-strength cold-rolled steel sheets.
  • High-strength steel sheets with a TS of 780 MPa or more contain high amounts of C, Si, and Mn, so there is concern about the risk of LME cracking.
  • Patent Document 1 the steel plate is a single plate, and bendability and anti-collision characteristics are not examined.
  • Patent Document 2 it is a hot working material (clad steel sheet for hot pressing), not a clad steel sheet for cold pressing.
  • clad steel sheet for hot pressing a hot working material
  • clad steel sheet for cold pressing a hot working material
  • LME resistance properties have not been investigated.
  • Patent Document 3 it has the characteristics of ductility, low susceptibility to hydrogen-induced crack formation, and favorable corrosion resistance, but bendability, impact resistance, and LME resistance are not examined.
  • the base material is a high-alloy component, and bendability, anti-collision characteristics, and anti-LME characteristics are not examined.
  • the present invention has been developed in view of the above-mentioned current situation, and provides a clad steel sheet having a tensile strength (TS) of 780 MPa or more and excellent bendability, collision resistance, and LME resistance. It is intended to provide a manufacturing method as well. Another object of the present invention is to provide a member made of the above clad steel plate, and a method for manufacturing the same.
  • TS tensile strength
  • the present inventors have made intensive studies and obtained the following findings. That is, the inventors (a) A clad steel plate having a base material and cladding materials on the front and back surfaces of the base material instead of a so-called single plate steel plate, (b) properly controlling the chemical composition and steel structure of the base material and cladding material, (c) Adjust the average Vickers hardness (HVL) of the cladding material to 260 or less, and the value obtained by dividing the average Vickers hardness (HVL) of the cladding material by the average Vickers hardness (HVB) of the base material to 0.80 or less.
  • HVL average Vickers hardness
  • the gist and configuration of the present invention are as follows. 1.
  • a clad steel plate having a base material and clad materials on the front and back surfaces of the base material,
  • the base material in mass %, C: 0.050% or more and 0.350% or less, Si: 0.02% or more and 2.00% or less, Mn: 1.80% or more and less than 3.50%, P: 0.001% or more and 0.100% or less, S: 0.0200% or less, Al: 0.010% or more and 2.000% or less and N: 0.0100% or less, with the balance being Fe and unavoidable impurities; Area ratio of ferrite: 55% or less, Total area ratio of martensite and tempered martensite: 30% or more, and a steel structure in which the volume fraction of retained austenite is 5% or less,
  • the cladding material is mass %, C: 0.100% or less, Si: 0.60% or less, Mn: 0.05% or more and 2.50% or less, P: 0.001% or
  • At least one of the component composition of the base material and the component composition of the cladding material is further mass%, Sb: 0.200% or less, Sn: 0.200% or less, Ti: 0.200% or less, Nb: 0.200% or less, V: 0.100% or less, B: 0.0100% or less, Cu: 1.00% or less, Cr: 1.000% or less, Ni: 1.000% or less, Mo: 0.50% or less, Ta: 0.100% or less, W: 0.500% or less, Mg: 0.0200% or less, Zn: 0.020% or less, Co: 0.020% or less, Zr: 0.020% or less, Ca: 0.0200% or less, Ce: 0.0200% or less, Se: 0.0200% or less, Te: 0.0200% or less, Ge: 0.0200% or less, As: 0.0200% or less, Sr: 0.0200% or less, Cs: 0.0200% or less, Hf: 0.0200% or less, Pb: 0.0200% or
  • the base material steel slab and the cladding material steel slab are placed such that the surface-treated surface of the base material steel slab and the surface-treated surface of the cladding material steel slab are in contact with each other.
  • a lamination step of laminating the cladding steel slabs in order to obtain a laminated slab The cladding steel slab and the base material steel slab are joined together, and vacuum is applied so that the degree of vacuum between the cladding steel slab and the base material steel slab is 1 ⁇ 10 ⁇ 2 Torr or less.
  • a joining step of drawing to obtain a joined laminated slab A hot rolling step of heating the bonded laminated slab to a temperature range of 1050° C. or higher and 1350° C. or lower, followed by hot rolling at a finish rolling temperature of 820° C.
  • the cold-rolled steel sheet is cooled to a cooling stop temperature of 250° C. or less, then reheated to a temperature range of more than 250° C. and 450° C. or less, and held for 10 seconds or more.
  • a first reheating step. 8 The method for producing a clad steel plate according to 7 above, further comprising:
  • the cold-rolled steel sheet is subjected to hot-dip galvanizing treatment or alloying hot-dip galvanizing treatment to obtain a plated steel sheet;
  • reheating to a temperature range above the cooling stop temperature and 80 ° C. or higher and 450 ° C. or lower and held for 10 seconds or more.
  • Second reheating process and 8. The method for producing a clad steel plate according to 7 above, further comprising:
  • a method for manufacturing a member comprising the step of subjecting the clad steel plate according to any one of the above 1 to 5 to at least one of forming and joining to form a member.
  • a clad steel sheet and member having a tensile strength (TS) of 780 MPa or more and excellent bendability, collision resistance and LME resistance, and a method for producing them.
  • TS tensile strength
  • C 0.050% or more and 0.350% or less C is an element effective for generating desired amounts of martensite, tempered martensite and retained austenite and ensuring a TS of 780 MPa or more. If the C content is less than 0.050%, the ferrite area ratio increases, making it difficult to increase the TS to 780 MPa or more. On the other hand, when the C content exceeds 0.350%, the volume fraction of retained austenite increases excessively, and the hardness of martensite generated from retained austenite during bending deformation increases greatly. This reduces bendability and anti-crash properties. Therefore, the content of C is set to 0.050% or more and 0.350% or less. The content of C is preferably 0.080% or more, more preferably 0.100% or more. Also, the C content is preferably 0.330% or less, more preferably 0.320% or less.
  • Si 0.02% or more and 2.00% or less Si is an effective element for ensuring a TS of 780 MPa or more by solid solution strengthening. If the Si content is less than 0.02%, it becomes difficult to increase the TS to 780 MPa or more. On the other hand, when the Si content exceeds 2.00%, the scale of the base steel slab increases and the surface roughness Ra of the base steel slab increases. In addition, the maximum height Ry of the boundary roughness between the base material and the cladding material in the final material and the number of voids at the boundary between the base material and the cladding material increase, and the bendability and collision resistance deteriorate. Therefore, the Si content should be 0.02% or more and 2.00% or less. The Si content is preferably 0.20% or more, more preferably 0.40% or more. Also, the Si content is preferably 1.80% or less, more preferably 1.60% or less.
  • Mn 1.80% or more and less than 3.50%
  • Mn is an important element for adjusting the area ratio of martensite, tempered martensite and retained austenite. If the Mn content is less than 1.80%, the ferrite area ratio increases, making it difficult to increase the TS to 780 MPa or more. On the other hand, when the Mn content is 3.50% or more, the volume fraction of retained austenite increases excessively, and the hardness of martensite generated from retained austenite during bending deformation greatly increases. This reduces bendability and anti-crash properties. Therefore, the Mn content should be 1.80% or more and less than 3.50%.
  • the Mn content is preferably 2.00% or more, more preferably 2.20% or more. Also, the Mn content is preferably 3.30% or less, more preferably 3.20% or less.
  • P 0.001% or more and 0.100% or less
  • P is an element that has a solid-solution strengthening action and can increase the strength of the steel sheet.
  • the P content should be 0.001% or more.
  • P segregates at the prior austenite grain boundaries and embrittles the grain boundaries.
  • the P content is more preferably 0.030% or less.
  • S 0.0200% or less S exists as a sulfide in steel, and if the content exceeds 0.0200%, there is a possibility that the ultimate deformability of the steel sheet is lowered. As a result, the amount of voids generated during bending deformation increases, and bendability and crash resistance deteriorate. Therefore, the S content is 0.0200% or less, preferably 0.0080% or less. Although the lower limit of the S content is not particularly specified, the S content is often 0.0001% or more due to production technology restrictions.
  • Al 0.010% to 2.000%
  • Al has an effect as a deoxidizing agent.
  • the content of Al should be 0.010% or more.
  • the Al content exceeds 2.000%, the area ratio of ferrite increases, making it difficult to increase the TS to 780 MPa or more. Therefore, the content of Al is set to 0.010% or more and 2.000% or less.
  • N 0.0100% or less N exists as a nitride in steel, and if its content exceeds 0.0100%, it reduces the ultimate deformability of the steel sheet. As a result, the amount of voids generated during bending deformation increases, and bendability and crash resistance deteriorate. Therefore, the N content is set to 0.0100% or less. Also, the N content is preferably 0.0050% or less. Although the lower limit of the N content is not particularly specified, the N content is often 0.0005% or more due to production technology restrictions.
  • the base material of the clad steel plate according to one embodiment of the present invention contains the above basic components, and It has a component composition containing Fe (iron) and unavoidable impurities.
  • the base material of the clad steel sheet according to one embodiment of the present invention preferably has a chemical composition containing the basic components described above, with the balance being Fe and unavoidable impurities.
  • the base material of the clad steel sheet according to one embodiment of the present invention may contain at least one selected from the following arbitrary components in addition to the basic components described above.
  • the lower limit is not particularly set for the optional components shown below, since a predetermined effect can be obtained as long as the content is equal to or less than the upper limit shown below.
  • the elements are assumed to be contained as unavoidable impurities.
  • Sb 0.200% or less
  • Sb is an element effective for suppressing C diffusion in the vicinity of the steel sheet surface during annealing and controlling the formation of a decarburized layer in the vicinity of the steel sheet surface. If the Sb content exceeds 0.200%, a soft layer is not formed on the surface of the steel sheet, and bendability and collision resistance may deteriorate. Therefore, the Sb content is preferably 0.200% or less. The Sb content is more preferably 0.020% or less. On the other hand, the Sb content is preferably 0.002% or more from the viewpoint of keeping TS within a more suitable range. The Sb content is more preferably 0.005% or more.
  • Sn 0.200% or less
  • Sn is an element effective for suppressing C diffusion near the steel sheet surface during annealing and controlling the formation of a decarburized layer near the steel sheet surface.
  • the Sn content is preferably 0.200% or less.
  • the Sn content is more preferably 0.020% or less.
  • the Sn content is preferably 0.002% or more.
  • the Sn content is more preferably 0.005% or more.
  • Ti, Nb and V form fine carbides, nitrides or carbonitrides during hot rolling or annealing. to increase TS.
  • the content of at least one of Ti, Nb and V is preferably 0.001% or more in order to obtain such effects. More preferably, the content of each of them is 0.005% or more.
  • the Ti content exceeds 0.200%, the Nb content exceeds 0.200%, or the V content exceeds 0.100% a large amount of coarse precipitates and inclusions are generated. there is a possibility.
  • the Ti content is preferably 0.200% or less, the Nb content is preferably 0.200% or less, and the V content is preferably 0.100%. % or less. Also, the contents of Ti, Nb and V are more preferably 0.060% or less each.
  • B 0.0100% or less
  • B is an element that can improve hardenability by segregating at austenite grain boundaries. Growth can be suppressed.
  • the B content is preferably 0.0001% or more.
  • the content of B is more preferably 0.0002% or more.
  • the B content exceeds 0.0100%, cracks may occur inside the steel sheet during hot rolling, reducing the ultimate deformability of the steel sheet. As a result, the amount of voids generated during bending deformation increases, and the bendability and crash resistance may decrease. Therefore, when B is added, its content is preferably 0.0100% or less. Also, the content of B is more preferably 0.0050% or less.
  • Cu 1.00% or less
  • Cu is an element that increases the hardenability, and is an effective element for keeping the area ratio of the hard phase within a more preferable range and TS within a more preferable range.
  • the Cu content is preferably 0.005% or more.
  • the Cu content is more preferably 0.02% or more.
  • the Cu content exceeds 1.00%, the area ratio of the hard phase increases and TS becomes excessively high.
  • the precipitates and inclusions may become the starting point of cracks during bending deformation, resulting in deterioration of bendability and collision resistance.
  • Cu when Cu is added, its content is preferably 1.00% or less. Also, the Cu content is more preferably 0.20% or less.
  • Cr 1.000% or less
  • Cr is an element that improves hardenability and is an effective element for generating a hard phase. If the Cr content exceeds 1.000%, the area ratio of hard martensite increases, possibly deteriorating bendability and impact resistance. Therefore, when Cr is added, the Cr content is preferably 1.000% or less. Also, the Cr content is more preferably 0.250% or less, more preferably 0.100% or less. Although the Cr content may be 0.0000%, the Cr content may be 0.010% or more from the viewpoint of increasing the hardenability and keeping the TS within a more suitable range. preferable.
  • Ni 1.000% or less
  • Ni is an element that increases hardenability, and is an effective element for keeping the area ratio of the hard phase within a more preferable range and TS within a more preferable range.
  • the Ni content is preferably 0.005% or more.
  • the Ni content is more preferably 0.020% or more.
  • the Ni content exceeds 1.000%, coarse precipitates and inclusions may increase. In such a case, if diffusible hydrogen exists in the steel sheet, the precipitates and inclusions may become starting points of cracks during bending deformation, resulting in deterioration of bendability and impact resistance. Therefore, when Ni is added, its content is preferably 1.000% or less. Also, the Ni content is more preferably 0.800% or less.
  • Mo 0.50% or less Mo is an element that improves hardenability and is an effective element for generating a hard phase. If the Mo content exceeds 0.50%, the area ratio of hard martensite increases, possibly degrading bendability and impact resistance. Therefore, when Mo is added, the Mo content is preferably 0.50% or less. The Mo content is more preferably 0.45% or less, still more preferably 0.40% or less. In addition, the lower limit of the Mo content is preferably 0.01% or more from the viewpoint of increasing the hardenability and keeping the TS within a more preferable range. Also, the Mo content is more preferably 0.03% or more.
  • Ta 0.100% or less Ta, like Ti, Nb and V, raises TS by forming fine carbides, nitrides or carbonitrides during hot rolling or annealing.
  • Ta partially dissolves in Nb carbides and Nb carbonitrides, forms composite precipitates such as (Nb, Ta) (C, N), and significantly suppresses coarsening of precipitates.
  • the Ta content is preferably 0.001% or more.
  • the Ta content exceeds 0.100%, a large amount of coarse precipitates and inclusions may be generated.
  • W 0.500% or less W is an effective element for ensuring strength. If the W content exceeds 0.500%, the area ratio of hard martensite increases, possibly degrading bendability and impact resistance. Therefore, when W is added, the content of W is preferably 0.500% or less.
  • the W content is more preferably 0.450% or less, still more preferably 0.400% or less. From the viewpoint of increasing the hardenability and keeping the TS within a more preferable range, the W content is preferably 0.001% or more. Moreover, the content of W is more preferably 0.030% or more.
  • Mg 0.0200% or less
  • Mg is an element effective in making inclusions such as sulfides and oxides spherical, thereby improving the ultimate deformability of the steel sheet and improving the bendability and anti-collision properties. be.
  • the Mg content exceeds 0.0200%, a large amount of coarse precipitates and inclusions may be generated. In such a case, if diffusible hydrogen exists in the steel sheet, the precipitates and inclusions may become starting points of cracks during bending deformation, resulting in deterioration of bendability and impact resistance. Therefore, when Mg is added, its content is preferably 0.0200% or less.
  • each content is preferably 0.020% or less.
  • Ca 0.0200% or less Ca exists as inclusions in steel.
  • the content of Ca is preferably 0.0200% or less.
  • the Ca content is more preferably 0.0020% or less.
  • the lower limit of the Ca content may be 0.0000%, the Ca content is preferably 0.0001% or more due to production technology restrictions.
  • the contents of Ce, Se, Te, Ge, As, Sr, Cs, Hf, Pb, Bi and REM are each preferably 0.0001% or more.
  • the contents of Ce, Se, Te, Ge, As, Sr, Cs, Hf, Pb, Bi and REM each exceed 0.0200%, a large amount of coarse precipitates and inclusions may be generated.
  • the precipitates and inclusions may become starting points of cracks during bending deformation, resulting in deterioration of bendability and impact resistance. Therefore, when any one of Ce, Se, Te, Ge, As, Sr, Cs, Hf, Pb, Bi and REM is added, the content thereof is preferably 0.0200% or less.
  • C 0.100% or less C lowers the LME resistance characteristics. Also, C reduces bendability and impact resistance properties due to the formation of martensite and retained austenite. Therefore, C is an element that is preferably as small as possible. When the C content exceeds 0.100%, martensite and retained austenite are excessively increased, resulting in deterioration of bendability and impact resistance. Therefore, the C content should be 0.100% or less.
  • the C content is preferably 0.090% or less, more preferably 0.070% or less. Although the lower limit of the C content is not particularly specified, the C content is often 0.001% or more due to production technology restrictions.
  • Si 0.60% or less Si lowers the LME resistance property and further impairs the galvanizing property, so it is preferable that the amount of Si is as small as possible. If the Si content exceeds 0.60%, the LME resistance and galvanization properties are degraded. Therefore, the Si content should be 0.60% or less.
  • the Si content is preferably 0.40% or less, more preferably 0.30% or less. Although the lower limit of the Si content is not particularly specified, the Si content is often 0.01% or more due to production technology restrictions.
  • Mn 0.05% to 2.50% Mn is an important element for adjusting the area ratio of martensite, tempered martensite and retained austenite. If the Mn content is less than 0.05%, the ferrite area ratio increases, making it difficult to increase the TS to 780 MPa or more. On the other hand, when the Mn content exceeds 2.50%, the volume fraction of retained austenite increases excessively, and the hardness of martensite generated from retained austenite during bending deformation increases significantly. This reduces bendability and anti-crash properties. In particular, the effect is remarkable in the cladding of high-strength clad steel plates. Therefore, the Mn content should be 0.05% or more and 2.50% or less. The Mn content is preferably 0.15% or more, more preferably 0.20% or more. The Mn content is preferably 2.30% or less, more preferably 2.20% or less.
  • P 0.001% or more and 0.100% or less
  • P is an element that has a solid-solution strengthening action and can increase the strength of the steel sheet.
  • the P content should be 0.001% or more.
  • the P content should be 0.001% or more and 0.100% or less.
  • the P content is more preferably 0.030% or less.
  • the S content is 0.0200% or less, preferably 0.0080% or less.
  • the S content is often 0.0001% or more due to production technology restrictions.
  • Al 0.010% to 0.100%
  • Al has an effect as a deoxidizing agent.
  • the content of Al should be 0.010% or more.
  • the Al content exceeds 0.100%, many non-recrystallized grains remain due to the pinning effect of the nitride, and surface defects tend to occur. Therefore, the content of Al is set to 0.010% or more and 0.100% or less.
  • N 0.0100% or less N exists as a nitride in steel, and when the content exceeds 0.0100%, many unrecrystallized grains remain due to the pinning effect of the nitride, and surface defects occur. easier to do. Therefore, the N content is set to 0.0100% or less. Also, the N content is more preferably 0.0050% or less. Although the lower limit of the N content is not particularly specified, the N content is often 0.0005% or more due to production technology restrictions.
  • the clad steel plate cladding material according to one embodiment of the present invention has a component composition containing Fe (iron) and unavoidable impurities.
  • the cladding material of the clad steel sheet according to one embodiment of the present invention preferably has a chemical composition containing the above-described basic ingredients, with the balance being Fe and unavoidable impurities.
  • the clad steel plate cladding material according to one embodiment of the present invention may contain at least one selected from the following optional components.
  • the lower limit is not particularly set for the optional components shown below, since a predetermined effect can be obtained as long as the content is equal to or less than the upper limit shown below.
  • the steel structure of the base material of the clad steel sheet according to one embodiment of the present invention is Area ratio of ferrite: 55% or less, Total area ratio of martensite and tempered martensite: 30% or more, The steel structure has a volume fraction of retained austenite of 5% or less.
  • Area ratio of ferrite 55% or less
  • the area ratio of ferrite is preferably 50% or less.
  • the lower limit of the area ratio of ferrite is not particularly limited, and may be 0%.
  • the area ratio of ferrite is preferably 1% or more.
  • Total Area Ratio of Martensite and Tempered Martensite 30% or More
  • the total area ratio of martensite and tempered martensite is preferably 35% or more.
  • the upper limit of the total area ratio of martensite and tempered martensite is not particularly limited, and may be 100%.
  • the total area ratio of martensite and tempered martensite is preferably 99% or less. Note that if the total area ratio of martensite and tempered martensite is 30% or more, the area ratios of martensite and tempered martensite may each be 0%.
  • the methods for measuring the area ratios of ferrite, martensite and tempered martensite are as follows.
  • the area ratio is measured at the 1/4 position of the plate thickness of the base material. That is, the sample is cut so that the plate thickness cross-section parallel to the rolling direction of the clad steel plate serves as the observation surface. Then, the observation surface was mirror-polished with diamond paste, and then finished with colloidal silica. Etch with % nital to reveal the tissue. Then, using a SEM (Scanning Electron Microscope) under the condition of an accelerating voltage of 15 kV, the observation surface of the sample is observed at a magnification of 5000 times and three fields of view in a field of view of 17 ⁇ m ⁇ 23 ⁇ m.
  • SEM Sccanning Electron Microscope
  • the area ratio of each constituent structure was divided by the measured area to calculate the area ratio for three fields of view, and these values were calculated. are averaged and calculated as the area ratio of each tissue.
  • volume fraction of retained austenite 5% or less
  • the volume fraction of retained austenite is set to 5% or less.
  • the volume fraction of retained austenite is preferably 4% or less.
  • the lower limit of the volume fraction of retained austenite is not particularly limited, and may be 0%.
  • the volume fraction of retained austenite is preferably 1% or more.
  • the method for measuring the volume fraction of retained austenite is as follows. After mechanically grinding the clad steel plate in the plate thickness direction (depth direction) to a position of 1/4 of the plate thickness of the base material, it is chemically polished with oxalic acid to obtain an observation surface. Then, the observation surface is observed by the X-ray diffraction method. As incident X-rays, a Co K ⁇ ray source was used, and ⁇ 200 ⁇ , ⁇ 220 ⁇ , and ⁇ 311 ⁇ of fcc iron (austenite) with respect to the diffraction intensities of ⁇ 200 ⁇ , ⁇ 211 ⁇ , and ⁇ 220 ⁇ planes of bcc iron. ⁇ The ratio of the diffraction intensity of each surface is obtained, and the volume fraction of retained austenite is calculated from the ratio of the diffraction intensity of each surface.
  • the area ratio of the residual structure other than ferrite, martensite, tempered martensite and retained austenite is preferably 30% or less.
  • the area ratio of the residual tissue is more preferably 20% or less.
  • the residual structure includes known structures such as carbides such as bainite, pearlite, and cementite. The presence or absence of residual tissue can be confirmed and determined by, for example, SEM observation.
  • the area ratio of the residual tissue may be 0%. Also, the area ratio of the residual tissue is calculated as follows.
  • [Area ratio of residual structure (%)] 100 ⁇ [Area ratio of ferrite (%)] ⁇ [Total area ratio of martensite and tempered martensite (%)] ⁇ [Volume ratio of retained austenite (%)]
  • the residual austenite is assumed to be three-dimensionally homogeneous, that is, the volume fraction of the retained austenite corresponds to the area fraction of the retained austenite, and the area ratio of the residual structure is calculated.
  • the steel structure of the cladding material of the clad steel plate according to one embodiment of the present invention has a ferrite area ratio of 80% or more.
  • Area ratio of ferrite 80% or more In order to ensure good bendability and anti-collision characteristics, the area ratio of ferrite must be 80% or more. Further, the area ratio of ferrite is preferably 90% or more. The upper limit of the area ratio of ferrite is not particularly limited, and may be 100%.
  • the method for measuring the area ratio of ferrite is as follows.
  • the area ratio is measured at the 1/4 position of the plate thickness of the cladding material. That is, the sample is cut so that the plate thickness cross-section parallel to the rolling direction of the clad steel plate serves as the observation surface. Then, the observation surface was mirror-polished with diamond paste, and then finished with colloidal silica. Etch with % nital to reveal the tissue. Then, using a SEM (Scanning Electron Microscope) under the condition of an accelerating voltage of 15 kV, the observation surface of the sample is observed at a magnification of 5000 times and three fields of view in a field of view of 17 ⁇ m ⁇ 23 ⁇ m. In the resulting tissue image, using Adobe Photoshop of Adobe Systems, Inc., the area ratio of each constituent tissue (ferrite) divided by the measured area was calculated for three fields of view, and these values were averaged to obtain the area ratio of each tissue. Calculated as area ratio.
  • the area ratio of the residual structure other than ferrite is preferably 20% or less.
  • the area ratio of the residual tissue is more preferably 10% or less.
  • the residual structure includes known structures such as non-recrystallized ferrite, martensite, tempered martensite, retained austenite, bainite, pearlite, and carbides such as cementite. The presence or absence of residual tissue can be confirmed and determined by, for example, SEM observation.
  • HVL Average Vickers hardness of cladding material
  • HVB average Vickers hardness of base material
  • HVB average Vickers hardness of base material
  • the average Vickers hardness (HVL) of cladding material 260 or less
  • the average Vickers hardness (HVL) of cladding material is preferably 250 or less.
  • the lower limit of the average Vickers hardness (HVL) of the cladding material is not particularly limited, the average Vickers hardness (HVL) of the cladding material is preferably 85 or more.
  • Both of the cladding materials joined to the front and back surfaces of the base material must satisfy the requirements. The same applies to the value obtained by dividing the average Vickers hardness (HVL) of the cladding material to be described later by the average Vickers hardness (HVB) of the base material.
  • the hardness ratio between the cladding material and the base material is 0.80 or less.
  • the hardness ratio between the cladding material and the base material is preferably 0.75 or less.
  • the lower limit of the hardness ratio between the cladding material and the base material is not particularly limited, the hardness ratio between the cladding material and the base material is preferably 0.07 or more.
  • the average Vickers hardness (HVB) of the base material is measured as follows. That is, the Vickers hardness at the central position of the plate thickness of the base material is measured with an indentation load of 1 kg. Then, from the measuring point (position), the Vickers hardness is measured at 10 points on a line parallel to the rolling direction with an indentation load of 1 kg, and the average value thereof can be obtained.
  • the average Vickers hardness (HVL) of the cladding material is measured as follows. That is, the Vickers hardness at the central position of the plate thickness of the laminated material is measured with an indentation load of 100 g. Next, the Vickers hardness is measured at 10 points on a line parallel to the rolling direction from the measurement points (positions) with an indentation load of 100 g. And let those average values be the average Vickers hardness (HVL) of a cladding material.
  • the distance between each measuring point should be three times or more of the indentation if possible.
  • the "distance three times or more the indentation” means a distance three times or more the diagonal length of the rectangular opening of the indentation produced by the diamond indenter during Vickers hardness measurement.
  • Boundary roughness between base material and cladding material 50 ⁇ m or less at maximum height Ry
  • the boundary roughness Ry between the base material and cladding material must be 50 ⁇ m or less. be. If the boundary roughness between the base material and the cladding material exceeds 50 ⁇ m at the maximum height Ry, stress tends to concentrate at the boundary between the base material and the cladding material during bending tests (during press molding) and crushing tests (when the car body is hit). , will be the starting point of the crack.
  • the maximum height Ry of the boundary roughness between the base material and the cladding material is preferably 30 ⁇ m or less. In addition, it is necessary to satisfy the requirements at both the front and back surfaces of the base material.
  • the lower limit of the boundary roughness between the base material and the cladding material is not particularly limited, the maximum height Ry of the boundary roughness between the base material and the cladding material is preferably 5 ⁇ m or more.
  • the maximum height (Ry) is calculated according to JIS B 0601 (1994) and JIS B 0031 (1994). Specifically, a sample is cut out so that a plate thickness section parallel to the rolling direction of the clad steel plate serves as an observation surface. Then, the observation surface was mirror-polished with diamond paste, and then finished with colloidal silica. Etch with % nital to reveal the tissue. Next, the boundary position between the base material and the cladding material is observed in five fields of view at a magnification of 150 times using an SEM under the condition of an acceleration voltage of 15 kV. Using Adobe Photoshop, the boundary between the base material and the cladding material is clarified by the contrast difference, and then the maximum height (Ry) is determined according to the formulas of JIS B 0601 (1994) and JIS B 0031 (1994). calculate.
  • Number of voids existing at the boundary between the base material and the cladding material 20 or less per 10 mm boundary length should be 20 or less per 10 mm of boundary length. If the number of voids existing at the boundary between the base material and the cladding material exceeds 20 per 10 mm of the boundary length, the boundary between the base material and the cladding material during the bending test (during press molding) and the crushing test (when the car body crashes)
  • the voids in the are starting points of cracks.
  • the connection of voids accompanying the increase in the number of voids promotes the propagation of cracks.
  • the number of voids present at the boundary between the base material and the cladding material is preferably 15 or less per 10 mm of boundary length.
  • the lower limit of the number of voids present at the boundary between the base material and the cladding material per 10 mm boundary length is not particularly limited, and may be zero. In addition, it is necessary to satisfy the requirements at both the front and back surfaces of the base material.
  • the number of voids present at the boundary between the base material and the cladding material is measured as follows. That is, the sample is cut so that the plate thickness section (L section) parallel to the rolling direction of the clad steel sheet serves as the observation surface. Then, the observation surface was mirror-polished with diamond paste, and then finished with colloidal silica. Etch with % nital to reveal the tissue. Then, under the condition of an acceleration voltage of 15 kV, the boundary position between the base material and the cladding material is observed in 30 fields of view at a magnification of 3000 times using an SEM. The number of voids (total number) observed in all 30 fields is then counted.
  • FIG. 1 shows an example of a SEM photograph of the boundary position between the base material and the cladding material in the L section.
  • FIG. 1(a) shows No. 1 of the embodiment. 4, and (b) is No. 4 of the embodiment. 44, and in the figure, "high magnification” is a SEM photograph with a magnification of 3000 times.
  • the thickness of the clad steel sheet according to one embodiment of the present invention is not particularly limited, but is preferably 0.5 mm or more and 3.0 mm or less.
  • the thickness of the base material is preferably 0.2 mm or more and 2.8 mm or less.
  • the total thickness of the cladding material is preferably 0.2 mm or more and 2.8 mm or less.
  • the thickness of one sheet of the cladding material is preferably 0.1 mm or more and 1.4 mm or less.
  • it is preferable that the value obtained by dividing the thickness of the base material by the total thickness of the cladding material is 1 or more.
  • Base metal thickness divided by total cladding thickness 1 or more Higher VDA bend and V bend - orthogonal when base metal thickness divided by total cladding thickness is 1 or more
  • the maximum load (F) for VDA bending can be obtained. Therefore, the value obtained by dividing the thickness of the base material by the total thickness of the cladding material is preferably 1 or more.
  • the upper limit of the value obtained by dividing the thickness of the base material by the total thickness of the cladding material is not particularly limited, but for example, the value obtained by dividing the thickness of the base material by the total thickness of the cladding material is 30 or less. It is preferable to
  • the clad steel sheet according to one embodiment of the present invention may have a coating layer, such as a hot-dip galvanized layer, an alloyed hot-dip galvanized layer, or an electro-galvanized layer on its surface.
  • a coating layer such as a hot-dip galvanized layer, an alloyed hot-dip galvanized layer, or an electro-galvanized layer on its surface.
  • the composition of the hot-dip galvanized layer, the alloyed hot-dip galvanized layer, and the electrogalvanized layer is not particularly limited as long as it is mainly composed of Zn, but for example, Fe: 20 mass% or less, Al: 0.001% by mass or more and 1.0% by mass or less, and further from Pb, Sb, Si, Sn, Mg, Mn, Ni, Cr, Co, Ca, Cu, Li, Ti, Be, Bi and REM 0% by mass or more and 3.5% by mass or less in total of one or more selected from the group consisting of Zn and unavoidable impurities.
  • the Fe content in the hot-dip galvanized layer is preferably less than 7% by mass. Also, the Fe content in the alloyed hot-dip galvanized layer is preferably 7 to 15% by mass, more preferably 8 to 12% by mass.
  • the amount of plating applied is not particularly limited, but the amount of plating applied per side is preferably 20 to 80 g/m 2 .
  • the total amount of diffusible hydrogen contained in the base material and the cladding material is preferably 0.50 ppm by mass or less.
  • Total amount of diffusible hydrogen contained in the base material and the cladding material 0.50 ppm by mass or less
  • the clad steel sheet according to one embodiment of the present invention contains the base material and the cladding material from the viewpoint of obtaining better bendability.
  • the total amount of diffusible hydrogen is preferably 0.50 mass ppm or less.
  • the amount of diffusible hydrogen is more preferably 0.35 ppm by mass or less.
  • the lower limit of the amount of diffusible hydrogen in steel is not particularly specified, the amount of diffusible hydrogen in the steel sheet is often 0.01 ppm by mass or more due to production technology restrictions.
  • the total amount of diffusible hydrogen contained in the base material and the cladding material is measured as follows. That is, a test piece having a length of 30 mm and a width of 5 mm is taken from the clad steel plate, and if there is a plating layer on the surface, the plating layer is removed with an alkali. Then, the amount of hydrogen released from the test piece is measured by thermal desorption spectroscopy. Specifically, the test piece is continuously heated from room temperature to 300° C. at a heating rate of 200° C./h, and then cooled to room temperature. At this time, the amount of hydrogen released from the test piece (accumulated amount of hydrogen) is measured in the temperature range from room temperature to 210° C. during the continuous heating.
  • the measured amount of hydrogen is divided by the mass of the test piece (when the plating layer is removed, the test piece after removal of the plating layer and before continuous heating), and the value converted into mass ppm units is used as the base material and It is the total amount of diffusible hydrogen contained in the cladding material.
  • test pieces were cut out from the product placed in a general usage environment, and the diffusion of the base material and the cladding material was performed in the same manner as above. Measure the amount of hydrogen. If the value is 0.50 mass ppm or less, the total amount of diffusible hydrogen contained in the base material and cladding material of the clad steel plate at the material stage before forming or joining is also 0.50 mass ppm. It can be assumed that:
  • a member according to one embodiment of the present invention is a member (as a raw material) using the clad steel plate described above.
  • a clad steel plate which is a raw material, is subjected to at least one of molding and joining to form a member.
  • the above-mentioned clad steel sheet has a tensile strength (TS) of 780 MPa or more, and has excellent bendability, collision resistance, and LME resistance. Therefore, the member according to one embodiment of the present invention not only has high strength, but also has excellent impact resistance properties in the event of a collision during running. In addition to having a high strength of 780 MPa or more, LME cracking is less likely to occur even when a steel sheet is plated.
  • a member according to an embodiment of the present invention is therefore suitable for impact energy absorbing members used in the automotive field.
  • a method for producing a clad steel plate comprises: a first preparation step of preparing a base material steel slab having the chemical composition of the base material described above; a second preparation step of preparing a cladding steel slab having the chemical composition of the cladding as described above; a surface treatment step of surface-treating at least one of the front and back surfaces of the base material steel slab and the front and back surfaces of the cladding material steel slab to a surface roughness Ra of 30 ⁇ m or less; The base material steel slab and the cladding material steel slab are placed such that the surface-treated surface of the base material steel slab and the surface-treated surface of the cladding material steel slab are in contact with each other.
  • a lamination step of laminating the cladding steel slabs in order to obtain a laminated slab The cladding steel slab and the base material steel slab are joined together, and vacuum is applied so that the degree of vacuum between the cladding steel slab and the base material steel slab is 1 ⁇ 10 ⁇ 2 Torr or less.
  • a joining step of drawing to obtain a joined laminated slab A hot rolling step of heating the bonded laminated slab to a temperature range of 1050° C. or higher and 1350° C. or lower, followed by hot rolling at a finish rolling temperature of 820° C.
  • a base material steel slab having the chemical composition of the base material described above is prepared.
  • a steel material is melted to obtain molten steel having the chemical composition of the base material described above.
  • the smelting method is not particularly limited, and any of known smelting methods such as converter smelting and electric furnace smelting are suitable.
  • the resulting molten steel is solidified to produce a steel slab (slab).
  • the method for producing a steel slab from molten steel is not particularly limited, and a continuous casting method, an ingot casting method, a thin slab casting method, or the like can be used. Steel slabs are preferably produced by a continuous casting process to prevent macro-segregation.
  • a cladding steel slab having the chemical composition of the cladding material described above is prepared.
  • a steel material is melted to obtain molten steel having the chemical composition of the above-described cladding material.
  • the smelting method is not particularly limited, and any of known smelting methods such as converter smelting and electric furnace smelting are suitable.
  • the resulting molten steel is solidified to produce a steel slab (slab).
  • the method for producing a steel slab from molten steel is not particularly limited, and a continuous casting method, an ingot casting method, a thin slab casting method, or the like can be used. Steel slabs are preferably produced by a continuous casting process to prevent macro-segregation.
  • the surface roughness of at least one of the front and back surfaces of the base material steel slab prepared as described above and the front and back surfaces of the cladding material steel slab should be 30 ⁇ m or less in terms of Ra (surface roughness).
  • the surface treatment is preferably performed so that Ra is 1 ⁇ m or more).
  • the boundary roughness between the base material and the cladding material of the final clad steel sheet can be reduced to 50 ⁇ m or less in terms of maximum height Ry.
  • the surface treatment method is not particularly limited, and for example, mechanical grinding may be used for finishing.
  • the surface roughness Ra is measured according to JIS B 0601 (1994) and JIS B 0031 (1994).
  • the base material steel slab and the cladding steel slab are laminated so that the surface-treated surface of the base material steel slab and the surface-treated surface of the cladding steel slab are in contact with each other.
  • the cladding steel slabs are laminated in order to obtain laminated slabs (having a sandwich structure in which the base material steel slab is sandwiched between the cladding steel slabs).
  • the surfaces of the base steel slab and the cladding steel slab may be cleaned before lamination.
  • the cladding steel slab and the base steel slab are joined, and the degree of vacuum between the cladding steel slab and the base steel slab is 1 ⁇ 10 -2 Torr or less.
  • a vacuum is applied to obtain a bonded laminated slab (a sandwich structure in which a base steel slab is sandwiched between cladding steel slabs).
  • a base material steel slab is arranged between two cladding steel slabs to form a laminated slab, and laminated slabs (between cladding steel slabs and base material steel slabs) are formed.
  • the cladding steel slab and the base steel slab are joined by applying electron beam welding (EBW), arc welding, or laser beam welding to the four ends of the .
  • EBW electron beam welding
  • the degree of vacuum between each cladding steel slab and the base steel slab is 1 ⁇ 10 ⁇ 2 Torr or less (the lower limit of the degree of vacuum is not particularly limited, but from the viewpoint of productivity etc., it is preferably 1 ⁇ 10 ⁇ 7 Torr or more), the bondability at the interface between the cladding steel slab and the base steel slab can be improved. As a result, even when cold rolling is applied after hot rolling, the soundness of the joint interface can be maintained without causing the generation of voids between the cladding material and the base material, and sound clad steel sheets (thin steel sheets) can be produced. be able to.
  • the method of vacuuming between each cladding steel slab and the base steel slab is not particularly limited. Before joining), a valve for vacuuming is provided between the cladding steel slab and the base material steel slab, and a vacuum pump is connected to it to create a vacuum between each cladding steel slab and the base material steel slab. pull.
  • the obtained bonded laminated slab is subjected to hot rolling including rough rolling and finish rolling to form a hot rolled steel sheet.
  • the laminated slab produced as described above is cooled to room temperature, then the slab is heated and then rolled.
  • Slab heating temperature 1050° C. or higher and 1350° C. or lower
  • the slab heating temperature is set to 1050° C. or higher from the viewpoint of diffusion bonding between the cladding material and the base material, dissolution of carbides, and reduction of rolling load. Also, in order to prevent an increase in scale loss, the slab heating temperature is set to 1350° C. or less.
  • the slab heating temperature is based on the surface temperature of the bonded laminated slab during heating.
  • hot rolling may be performed by applying an energy-saving process.
  • an energy-saving process the manufactured steel slab is charged into a heating furnace as a warm piece without being cooled to room temperature, and hot-rolled directly, or the manufactured steel slab is heat-insulated for a short period of time. Examples include direct rolling, in which rolling is performed immediately.
  • the bonded laminated slab is subjected to rough rolling according to a conventional method to obtain a sheet bar.
  • the sheet bar is subjected to finish rolling to obtain a hot-rolled steel sheet.
  • the heating temperature of the slab is lowered, it is preferable to heat the sheet bar using a bar heater or the like before finish rolling from the viewpoint of preventing troubles during finish rolling.
  • Finish rolling temperature 820°C or higher
  • the finish rolling temperature reduces the rolling load, and if the rolling reduction in the non-recrystallized state of austenite increases, an abnormal structure elongated in the rolling direction develops, resulting in the annealed sheet.
  • the temperature is preferably 820° C. or higher because there is a risk of lowering workability.
  • the upper limit of the finish rolling temperature is not particularly limited, for example, the finish rolling temperature is preferably 1100° C. or less.
  • rough rolled sheets may be joined together and finish rolling may be continuously performed.
  • the rough-rolled sheet (sheet bar) may be temporarily wound before finishing rolling.
  • part or all of the finish rolling may be lubricated rolling.
  • Performing lubricating rolling is also effective from the viewpoint of homogenizing the shape of the steel sheet and homogenizing the quality of the steel sheet.
  • the coefficient of friction during lubricating rolling is preferably in the range of 0.10 or more and 0.25 or less.
  • the coiling temperature after hot rolling is not particularly limited, but is preferably 450° C. or higher and 750° C. or lower.
  • the hot-rolled steel sheet is optionally pickled.
  • Pickling can remove oxides on the surface of the steel sheet, so it is important for ensuring good chemical conversion treatability and plating quality in the steel sheet of the final product.
  • the pickling may be performed only once, or may be performed in a plurality of times.
  • cold rolling is performed by multi-pass rolling requiring two or more passes, such as tandem multi-stand rolling or reverse rolling.
  • Reduction ratio of cold rolling 30% or more and 80% or less.
  • the number of rolling passes in cold rolling is not particularly limited.
  • the cold-rolled steel sheet is annealed under the conditions of an annealing temperature of 750°C or more and 950°C or less and a holding time of 20 seconds or more.
  • Annealing temperature 750° C. or more and 950° C. or less, holding time: 20 seconds or more
  • the hardness of martensite formed from retained austenite during bending deformation increases greatly, and bendability and impact resistance deteriorate.
  • the annealing temperature is less than 750° C. or the holding time is less than 20 seconds, non-recrystallized ferrite remains in the cladding, degrading bendability and impact resistance.
  • the rate of austenite formation during annealing becomes insufficient. As a result, the area ratio of ferrite increases, making it difficult to increase the TS to 780 MPa or more.
  • the annealing temperature should be 750° C. or higher and 950° C. or lower.
  • Annealing temperature is preferably 760° C. or higher.
  • the annealing temperature is preferably 920° C. or lower.
  • the retention time is not particularly limited, it is preferably 600 seconds or less.
  • the annealing temperature is the highest temperature reached in the annealing process.
  • the holding time also includes the holding time in the temperature range above (annealing temperature -40°C) and below the annealing temperature in heating and cooling before and after reaching the annealing temperature.
  • the cooling after holding is not particularly limited and may be carried out according to a conventional method, but after the annealing process, a reheating process according to the following conditions may optionally be performed. This case will be described below as a first embodiment relating to an optional step after the annealing step.
  • Cooling stop temperature 250°C or lower
  • the cooling stop temperature is preferably 250° C. or less.
  • the cooling stop temperature is more preferably 200° C. or lower.
  • the lower limit of the cooling stop temperature is not particularly limited, for example, the cooling stop temperature is preferably ⁇ 30° C. or higher.
  • the average cooling rate from the end of holding the annealing step to the cooling stop temperature is not particularly limited, it is preferably 1°C/second or more and 50°C/second or less.
  • the cold-rolled steel sheet is reheated to a temperature range of more than 250°C and less than or equal to 450°C, and held in this temperature range for 10 seconds or more.
  • the reheating temperature is preferably over 250° C. and 450° C. or less.
  • the reheating temperature is more preferably 300° C. or higher.
  • the reheating temperature is more preferably 400° C. or lower. Note that the reheating temperature is the highest temperature reached in the reheating process.
  • the holding time in the reheating temperature range is preferably 10 seconds or longer.
  • the upper limit of the holding time in the reheating temperature range is not particularly limited, it is preferably set to 1000 seconds or less due to production technology restrictions.
  • the holding time in the reheating temperature range is more preferably 10 seconds or more and 300 seconds or less.
  • the retention time in the reheating temperature range includes the retention time in the reheating temperature range (more than 250 ° C. and 450 ° C. or less) during heating and cooling before and after reaching the reheating temperature. It also includes time.
  • the average cooling rate, cooling stop temperature, and cooling method after holding at the reheating temperature are not particularly limited.
  • a cooling method gas jet cooling, mist cooling, roll cooling, water cooling, air cooling, or the like can be applied.
  • the average cooling rate of the cooling is usually 1° C./second or more and 50° C./second or less.
  • the cold-rolled steel sheet that has undergone the above steps may be subjected to temper rolling. If the reduction ratio of temper rolling exceeds 1.50%, the yield stress of the steel increases and the dimensional accuracy during forming decreases, so it is preferable to set the reduction ratio to 1.50% or less.
  • the lower limit of the rolling reduction in temper rolling is not particularly limited, it is preferably 0.05% or more from the viewpoint of productivity.
  • the temper rolling may be performed on an apparatus continuous with the annealing apparatus for performing the annealing process described above (online), or on an apparatus discontinuous with the annealing apparatus for performing the annealing process (offline).
  • the target rolling reduction may be achieved by rolling once, or rolling may be performed multiple times to achieve a rolling reduction of 0.05% or more and 1.50% or less in total.
  • the rolling described here generally refers to temper rolling, but rolling with a leveler or the like may be used as long as the same elongation rate as that of temper rolling can be imparted.
  • the cold-rolled steel sheet may be subjected to a plating process.
  • the plating method is not particularly limited, and examples thereof include hot-dip galvanizing, alloying hot-dip galvanizing, and electro-galvanizing. These plating treatment conditions are not particularly limited, and conventional methods may be followed.
  • hot-dip galvanizing treatment for example, the cold-rolled steel sheet is immersed in a galvanizing bath at 440° C. or higher and 500° C. or lower to perform hot-dip galvanizing treatment, and then gas wiping or the like is performed to adjust the coating amount. is preferred.
  • a galvanizing bath having a composition in which the Al content is 0.10% by mass or more and 0.23% by mass or less, and the balance is Zn and unavoidable impurities.
  • annealing and hot dip galvanizing treatment may be performed using an apparatus configured so that annealing and hot dip galvanizing treatment can be performed continuously.
  • the alloying treatment for zinc plating it is preferable to perform the alloying treatment in a temperature range of 450°C or higher and 600°C or lower.
  • the alloying temperature is more preferably 470° C. or higher.
  • the alloying temperature is more preferably 550° C. or lower, more preferably 530° C. or lower.
  • the plating bath at room temperature or higher and 100° C. or lower, and the plating weight per side is preferably 20 to 80 g/m 2 .
  • the coating weight of the hot-dip galvanized steel sheet (GI) and the alloyed hot-dip galvanized steel sheet (GA) is preferably 20 to 80 g/m 2 per side (double-sided coating).
  • the amount of plating deposited can be adjusted by performing gas wiping or the like after zinc plating.
  • the plated steel sheet obtained by plating may be cooled to 50°C or less and then rolled at an elongation rate of 0.05% or more and 1.00% or less. Further, the elongation rate of rolling after cooling to 50° C. or lower is more preferably 0.10% or higher. Further, the elongation rate of rolling after cooling to 50° C. or lower is more preferably 0.70% or lower.
  • Rolling after cooling to 50 ° C. or less may be performed on an apparatus continuous with the plating apparatus for performing the zinc plating treatment described above (online), or discontinuously with the plating apparatus for performing the zinc plating treatment. may be performed on a suitable device (off-line).
  • the target elongation rate may be achieved by rolling once, or a plurality of times of rolling may be performed to achieve a total elongation rate of 0.05% or more and 1.00% or less.
  • the rolling described here generally refers to temper rolling, but rolling by a method such as processing using a leveler may be used as long as the same elongation rate as that of temper rolling can be imparted.
  • Dehydrogenation treatment step It is preferable to further dehydrogenate the plated steel sheet by holding the temperature in the temperature range of 50°C or higher and 300°C or lower for 0.5 hours or longer and 72.0 hours or shorter.
  • the dehydrogenation treatment can further reduce the amount of diffusible hydrogen in the plated steel sheet. As a result, the amount of voids generated after punching is reduced, and the stretch flangeability (hole expansibility) can be further improved.
  • the plated steel sheet is preferably held in the temperature range of 50° C. or higher and 300° C. or lower for 0.5 hours or longer and 72.0 hours or shorter. Moreover, in the dehydrogenation treatment step, it is more preferable to hold the plated steel sheet within a temperature range of 70° C. or higher and 200° C. or lower for 1 hour or longer and 36.0 hours or shorter.
  • the above dehydrogenation treatment may be applied to the cold-rolled steel sheet after the annealing process or after the reheating process.
  • the cold-rolled steel sheet after holding the annealing step, is cooled to a temperature range of, for example, 350° C. or more and 600° C. or less, and then the cold-rolled steel sheet is hot-dip galvanized or alloyed hot-dip galvanized.
  • a plating step and a second reheating step may be performed. This case will be described below as a second embodiment relating to an optional step after the annealing step.
  • the plated steel sheet is cooled to a cooling stop temperature of 250 ° C or less, and then reheated to a temperature range exceeding the cooling stop temperature and 80 ° C or higher and 450 ° C or lower. Hold for 10 seconds or more.
  • Cooling stop temperature 250°C or lower
  • the cooling stop temperature is preferably 250° C. or less.
  • the cooling stop temperature is more preferably 200° C. or lower.
  • the lower limit of the cooling stop temperature is not particularly limited, for example, the cooling stop temperature is preferably ⁇ 30° C. or higher.
  • Reheating temperature above the cooling stop temperature and 80° C. or higher and 450° C. or lower
  • the cold-rolled steel sheet is reheated to a temperature range that is above the cooling stop temperature and 80° C. or higher and 450° C. or lower, and is kept in the temperature range for 10 seconds or more. Hold.
  • the reheating temperature By setting the reheating temperature to be higher than the cooling stop temperature and 80° C. or higher, diffusible hydrogen in the steel sheet is released, thereby promoting dehydrogenation.
  • the reheating temperature exceeds 450°C, the amount of diffusible hydrogen in the steel sheet may increase as the area ratio of quenched martensite increases.
  • the reheating temperature is preferably higher than the cooling stop temperature and 80° C. or higher and 450° C. or lower.
  • the reheating temperature is more preferably higher than the cooling stop temperature and 100° C. or higher.
  • the reheating temperature is more preferably 400° C. or lower. Note that the reheating temperature is the highest temperature reached in the reheating process.
  • the holding time in the reheating temperature range is preferably 10 seconds or longer.
  • the upper limit of the holding time in the reheating temperature range is not particularly limited, it is preferably set to 1000 seconds or less due to production technology restrictions.
  • the holding time in the reheating temperature range is more preferably 10 seconds or more and 300 seconds or less.
  • the retention time in the reheating temperature range includes the retention time in the reheating temperature range (80 ° C. or higher and 450 ° C. or lower) during heating and cooling before and after reaching the reheating temperature. It also includes time. However, the residence time in the temperature range before reaching the above cooling stop temperature shall be excluded.
  • the average cooling rate, cooling stop temperature, and cooling method after holding at the reheating temperature are not particularly limited.
  • a cooling method gas jet cooling, mist cooling, roll cooling, water cooling, air cooling, or the like can be applied.
  • the average cooling rate of the cooling is usually 1° C./second or more and 50° C./second or less.
  • Dehydrogenation treatment step It is preferable to further dehydrogenate the plated steel sheet by holding the temperature in the temperature range of 50°C or higher and 300°C or lower for 0.5 hours or longer and 72.0 hours or shorter. Note that the conditions of the dehydrogenation treatment and the like are the same as those of the above-described first embodiment, so the description is omitted here.
  • the holding temperature does not need to be constant as long as it is within the temperature range described above, and the cooling rate is Even if it changes, there is no particular problem as long as it is within the specified range.
  • the steel sheet may be heat-treated with any equipment as long as the heat history is satisfied.
  • a method for manufacturing a member according to one embodiment of the present invention is a member obtained by subjecting the clad steel plate (for example, a clad steel plate manufactured by the clad steel plate manufacturing method described above) to at least one of forming and joining.
  • the molding method is not particularly limited, and for example, a general processing method such as press working can be used.
  • the joining method is not particularly limited, and for example, general welding such as spot welding, laser welding, arc welding, riveting, caulking, or the like can be used.
  • the molding conditions and bonding conditions are not particularly limited, and conventional methods may be followed.
  • Surface roughness Ra in Table 2 describes the maximum value of the surface roughness Ra of the surface treatment surface (the surface where the base material steel slab and the cladding steel slab are in contact).
  • the base material steel slab and the cladding material steel slab are arranged in such a manner that the surface-treated surface of the base material steel slab and the surface-treated surface of the cladding material steel slab are in contact with each other. to obtain a laminated slab.
  • the cladding steel slab and the base steel slab were joined together to obtain a joined laminated slab.
  • the space between the cladding steel slab and the base steel slab was evacuated.
  • No. In No. 45 a steel slab consisting only of a base material steel slab was used without laminating cladding steel slabs.
  • the resulting bonded laminated slab was heated to the slab heating temperature shown in Table 2 and roughly rolled. Then, finish rolling was performed at the finish rolling temperature shown in Table 2 to obtain a hot-rolled steel sheet. Then, a cold-rolling process and an annealing process were performed under the conditions shown in Table 2 to obtain a cold-rolled steel sheet (CR).
  • the manufacturing process of the first embodiment under the conditions shown in Table 2, the manufacturing process of the second embodiment (plating process and second reheating step), or through plating treatment after cooling to room temperature, to obtain a plated steel sheet.
  • the cooling stop temperature after the annealing step is described in the column of cooling stop temperature of the first reheating step.
  • "-" in the column of cooling stop temperature in the first reheating step means cooling to room temperature after the annealing step.
  • the cold-rolled steel sheet was subjected to a plating treatment to obtain a hot-dip galvanized steel sheet (GI), an alloyed hot-dip galvanized steel sheet (GA), or an electrogalvanized steel sheet (EG).
  • a hot-dip galvanizing bath when manufacturing GI, a zinc bath containing 0.20% by mass of Al and the balance being Zn and unavoidable impurities was used.
  • GA a zinc bath containing 0.14% by mass of Al and the balance being Zn and unavoidable impurities was used. The bath temperature was set to 470° C. for both GI and GA production.
  • the amount of plating deposited was about 45 to 72 g/m 2 (double-sided plating) per side when manufacturing GI, and about 45 g/m 2 (double-sided plating) per side when manufacturing GA.
  • the alloying treatment for manufacturing GA was performed at the temperatures shown in Table 2.
  • the composition of the GI plating layer contained Fe: 0.1 to 1.0% by mass, Al: 0.2 to 1.0% by mass, and the balance was Zn and unavoidable impurities.
  • the composition of the GA plating layer contained 7 to 15% by mass of Fe, 0.1 to 1.0% by mass of Al, and the balance was Zn and unavoidable impurities.
  • a plating bath at 30° C. was used, and the amount of plating deposited per side was set to about 20 to 50 g/m 2 .
  • tensile properties, bendability, collision resistance properties, and LME resistance properties were evaluated according to the following test methods.
  • the bendability was evaluated by a V bending test.
  • impact resistance was evaluated by ultimate deformability, VDA bending test and V-bending-orthogonal VDA bending test.
  • Table 3 shows the results.
  • the rolling direction of a steel plate is called L direction
  • the width direction of a steel plate is called C direction.
  • the steel structure was identified and the average Vickers hardness was measured by the method described above. Table 3 shows the results.
  • ⁇ Tensile properties> A tensile test was performed according to JIS Z 2241. A JIS No. 5 test piece was taken from the obtained steel sheet so that the longitudinal direction was the C direction of the steel sheet. Using the test piece, a tensile test was performed at a crosshead speed of 10 mm/min to measure TS and total elongation (El). A TS of 780 MPa or more was regarded as passing.
  • ⁇ Extreme deformability> The ultimate deformability is determined by determining the tensile strain ( ⁇ l ) from the plate width strain ( ⁇ w ) and plate thickness strain ( ⁇ t ) obtained by the above-mentioned tensile test. ,79.
  • ⁇ V bending test> A V (90°) bending test was performed in accordance with JIS Z 2248. Test of plate thickness 1.2 mm ⁇ width 100 mm (C direction) ⁇ length 35 mm (L direction) size and plate thickness 1.4 mm ⁇ width 100 mm (C direction) ⁇ length 35 mm (L direction) size with end face processing Using a piece, the bending radius R was varied under the conditions of a load of 10 tons, a stroke speed of 30 mm/min, and a holding time of 5 s. N3 evaluation was performed, and R/t was calculated by dividing the minimum bending radius R at which cracks did not occur in any case by the plate thickness t.
  • a crack having a length of 200 ⁇ m or more was judged to be a crack at a magnification of 25 times.
  • the TS was 780 MPa or more and less than 1180 MPa
  • R/t ⁇ 3.0 was judged good
  • R/t ⁇ 4.0 was judged good.
  • ⁇ VDA and F ⁇ S (N ⁇ mm) obtained by the VDA bending test are correlated with the rupture characteristics and bending crush characteristics of the vertical wall portion at the time of axial crush.
  • TS is 780 MPa or more and less than 1180 MPa
  • F ⁇ 10000 N, S ⁇ 10 mm, ⁇ VDA ⁇ 85°, and F ⁇ S ⁇ 100000 N ⁇ mm were judged to be good.
  • No. of the embodiment is shown in FIG. 44 and 45 VDA bend test FS curves are shown.
  • a VDA bending test is performed by C-direction bending (L-axis bending) so that the mountain side of the bending part of V bending is on the punch side, maximum load F, stroke S and F ⁇ S (N mm) to maximum load was measured.
  • C-direction bending L-axis bending
  • the LME resistance properties were determined by a resistance weld cracking test.
  • a member was produced by carrying out.
  • the welding machine uses a single-phase alternating current (50 Hz) resistance welder with a servo motor pressure type attached to a welding gun for a plate assembly in which two steel plates are stacked, with the plate assembly tilted at 5 °. Welding was performed. Welding conditions were an applied pressure of 3.8 kN and a hold time of 0.2 seconds.
  • the welding current was 5.7 to 6.2 kA
  • the welding time was 21 cycles
  • the hold time was 5 cycles.
  • a test piece is cut in half from the member after welding, and the cross section is observed with an optical microscope. If no cracks of 0.1 mm or more are observed, the LME cracking resistance is good ( ⁇ ), and cracks of 0.1 mm or more are observed. The LME cracking property was judged to be poor ( ⁇ ).
  • the inventive examples have a tensile strength (TS) of 780 MPa or more, and have excellent bendability, impact resistance, and LME resistance.
  • the steel sheets of the comparative examples are inferior to the examples of the present invention in at least one of them.
  • the member obtained by molding or the member obtained by bonding has a tensile strength (TS) of 780 MPa or more, and has excellent bendability and collision resistance. and LME resistant properties.

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Abstract

引張強さ（ＴＳ）が７８０ＭＰａ以上であり、優れた曲げ性、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

クラッド鋼板および部材、ならびに、それらの製造方法
　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その部材の開発も望まれている。
　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）、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：０．０５０％以上０．３５０％以下、
Ｓｉ：０．０２％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、
　フェライトの面積率：５５％以下、
　マルテンサ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％以下、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、該冷却停止温度超かつ８０℃以上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。
Ｌ断面における母材と合せ材の境界位置のＳＥＭ写真の一例を示すものであり、（ａ）は実施例のＮｏ．４のもの、（ｂ）は実施例のＮｏ．４４のものである。 実施例のＮｏ．４４および４５のＶＤＡ曲げ試験のＦ－Ｓ曲線である。 実施例のＮｏ．４のＶ曲げ－直交ＶＤＡ曲げ試験のＦ－Ｓ曲線である。
　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：０．０５０％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０．０５０％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、０．０５０％以上０．３５０％以下とする。Ｃの含有量は、好ましくは０．０８０％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：０．０２％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０．０２％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、０．０２％以上２．００％以下とする。Ｓｉの含有量は、好ましくは０．２０％以上、より好ましくは０．４０％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、
　フェライトの面積率：５５％以下、
　マルテンサ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％以下、の鋼組織である。
フェライトの面積率：５５％以下
　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５５％以下にする必要がある。また、フェライトの面積率は、好ましくは５０％以下とする。フェライトの面積率の下限は特に限定されず、０％であってもよい。フェライトの面積率は好ましくは１％以上である。
マルテンサ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、マルテンサ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。マルテンサ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。マルテンサ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。マルテンサ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９９％以下である。
　なお、マルテンサ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、マルテンサ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、フェライト、マルテンサ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（フェライト、マルテンサイト、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％以下
　残留オーステナイトの体積率が５％を超えると、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上昇し、曲げ性および耐衝突特性が低下する場合がある。したがって、残留オーステナイトの体積率は５％以下とする。また、残留オーステナイトの体積率は、好ましくは４％以下とする。残留オーステナイトの体積率の下限は特に限定されず、０％であってもよい。残留オーステナイトの体積率は好ましくは１％以上である。
　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、フェライト、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、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（％）］－［マルテンサ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は、最大高さＲｙで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。
　なお、参考のため、図１に、Ｌ断面における母材と合せ材の境界位置のＳＥＭ写真の一例を示す。図１（ａ）は実施例のＮｏ．４のもの、（ｂ）は実施例のＮｏ．４４のものであり、図中、「高倍」のものが倍率：３０００倍のＳＥＭ写真である。
［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、該冷却停止温度超かつ８０℃以上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：冷却停止温度超かつ８０℃以上４５０℃以下
　上記冷却停止後、冷延鋼板を冷却停止温度超かつ８０℃以上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。再加熱温度を冷却停止温度超かつ８０℃以上とすることにより、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、再加熱温度は冷却停止温度超かつ８０℃以上４５０℃以下が好ましい。再加熱温度は、より好ましくは冷却停止温度超かつ１００℃以上とする。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（冷却停止温度超かつ８０℃以上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（８０℃以上４５０℃以下）での滞留時間も含まれる。ただし、上記の冷却停止温度に到達する前の当該温度域における滞留時間は除くものとする。
　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。
＜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。
　なお、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≧８０００Ｎ、Ｓ≧１１ｍｍ、αＶＤＡ≧９０°、Ｆ×Ｓ≧８８０００Ｎ・ｍｍを、
　ＴＳが１１８０ＭＰａ以上では、Ｆ≧１００００Ｎ、Ｓ≧１０ｍｍ、αＶＤＡ≧８５°、Ｆ×Ｓ≧１０００００Ｎ・ｍｍを、良好と判断した。
　また、参考のため、図２に実施例のＮｏ．４４および４５のＶＤＡ曲げ試験のＦ－Ｓ曲線を示す。
＜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≧６０００Ｎ、Ｓ≧２８ｍｍ、Ｆ×Ｓ≧１６８０００Ｎ・ｍｍを、
　ＴＳが１１８０ＭＰａ以上では、Ｆ≧６５００Ｎ、Ｓ≧２７ｍｍ、Ｆ×Ｓ≧１７５５００Ｎ・ｍｍを良好と判断した。
　また、参考のため、図３に実施例のＮｏ．４のＶ曲げ－直交ＶＤＡ曲げ試験のＦ－Ｓ曲線を示す。
＜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 JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-I000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-I000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-I000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-I000008
Figure JPOXMLDOC01-appb-I000009
Figure JPOXMLDOC01-appb-I000010
Figure JPOXMLDOC01-appb-I000011
Figure JPOXMLDOC01-appb-I000012
　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：０．０５０％以上０．３５０％以下、
    Ｓｉ：０．０２％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、
    　フェライトの面積率：５５％以下、
    　マルテンサ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％以下、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、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. 　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、該冷却停止温度超かつ８０℃以上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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