钢板的制作方法

本发明涉及钢板及其制造方法，特别是涉及以汽车部件或基础结构构件作为主要用途的耐弯曲性优异的高强度钢板。

背景技术：

对于汽车的行驶部件、骨架部件及钢铁结构物的柱构件等要求确保耐弯曲性。上述部件或构件的耐弯曲性主要根据原材料的强度和应用于部件及构件的钢板的板厚而发生变化，特别是强度及板厚越大，越能够确保大的耐弯曲性。另外，近年来，在汽车、钢铁结构物的领域，部件及构件的轻量化取得进展，伴随于此，板厚小的钢板的应用正在不断增加。因此，对于即使是板厚小的情况下也具有高的耐弯曲性的钢板的要求提高。

迄今为止，对于改善钢部件及构件的耐弯曲性的技术，进行了许多提议(例如参照专利文献1～5)。

例如在专利文献1中公开了一种棒球鞋中的鞋钉零件，其中，将鞋钉零件的形状优化，使其具有与以往的使用了1.4～2.0mm厚的钢材的鞋钉零件相同程度或其以上的耐弯曲应力及耐转矩，保持运动时的相对于地面的趾甲的入射时的咬住，同时防止上述趾甲的立起部分与上述贯通孔部之间的上述基板的塑性变形及上述脱落。

另外，在专利文献2中，公开了一种耐点蚀强度、耐弯曲疲劳强度、耐扭转疲劳强度优异的钢，其中，以质量％计含有c：0.10～0.35％、si：0.40～1.50％、mn：0.10～1.50％、p：0.030％以下、s：0.030％以下、cr：0.50～3.0％、al：0.020～0.200％、n：0.01～0.03％，剩余部分由fe及不可避免的杂质构成，由al的含量和n的含量求出的固溶al的含量满足al的质量％减去n的质量％的27/14而得到的值为0.020％以上，抑制了淬火/回火后的制品的芯部的不完全淬火组织。

进而，在专利文献3中公开了一种钢，其中，分别含有c：0.50～0.70％、si：1.2～2.5％、mn：0.4～1.0％、p：0.02％以下(不包括0％)、s：0.03％以下(不包括0％)、cr：0.5～2％、al：0.10％以下(不包括0％)、n：0.03％以下(不包括0％)，剩余部分由铁及不可避免的杂质构成。专利文献3中公开的上述钢的特征在于，其即使仅进行淬火/回火处理或渗碳淬火/回火处理，也能够发挥优异的耐弯曲疲劳特性、耐弯曲性及压痕性，具有作为小齿轮轴构件等轴构件的原材料最佳的齿轮用轴钢、由这样的钢材得到的齿轮用轴耐弯曲性。

在专利文献4中，公开了一种耐弯曲恢复性优异的zn-al系镀覆涂装钢板耐弯曲性，其是在钢板表面具有al：50～60质量％、剩余部分实质上由zn制成的镀层和位于该镀层的上层的涂膜的涂装钢板，其中，母材的断面硬度hm(hv)与镀层的断面硬度hp(hv)按照满足式(1)及式(2)、优选进一步满足式(3)的方式被调整。hm>hp(1)、hp≥90(2)、hm≤145(3)

在专利文献5中公开了一种高强度部件的制造方法，其中，通过使用含有c：0.05～0.5％(质量％、以下相同)、si：3％以下(不包括0％)、mn：2.5％以下(不包括0％)、cr：2.5～15％的钢，作为热处理工艺，进行了渗碳、渗碳氮化或渗碳渗氮，然后立即或暂时冷却至a1相变点以下后再次加热至a1相变点～1100℃的温度而进行脱碳处理，从而将距离表面为0.1mm以内的断面中的碳化物的平均粒径设定为5μm以下。

在专利文献6中公开了一种热浸镀锌钢板，其具备位于表层及背层的含有c：0.05～0.2质量％、mn：0.5～3％的钢a、和位于上述表层及背层间的含有c：0.01质量％以下、mn：0.5质量％以下的钢b。专利文献6中公开的上述热浸镀锌钢板的特征在于，其通过具备软质的内层的钢b和配置于上述内层的两面的高强度的钢a，从而确保耐凹坑性和耐面应变性/加工性，并且通过热浸镀锌来确保耐蚀性。

在专利文献7中公开了一种软氮化用钢材的制造方法，其中，将以重量％计含有c：0.15～0.45％、mn：0.2～2.5％的钢在热加工后进行球状化退火而将硬度设定为hv180以下，接着进行冷加工而将硬度设定为hv250以上。进而，在专利文献7中公开了能够制造软氮化后的表面硬度为hv600以上、并且有效硬化深度为0.1mm以上的软氮化部件。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2013-198708号公报

专利文献2：日本特开2012-132077号公报

专利文献3：日本特开2010-242130号公报

专利文献4：日本特开2008-156729号公报

专利文献5：日本特开2000-129347号公报

专利文献6：日本特开平6-287686号公报

专利文献7：日本特开平9-256045号公报

非专利文献

非专利文献1：masayoshikumagai，etal.，isijinternational，vol.54(2014)，no.1，pp.206-201

技术实现要素：

发明所要解决的课题

需要说明的是，上述的现有技术均为对部件的形状下功夫或通过利用热处理进行的表层的改性来改善耐弯曲性的技术。另一方面，这些技术在应用于部件形状的变更困难的情况或无法容许热处理时的钢部件的尺寸及形状的变化的情况时存在课题。

另外，上述的现有技术均没有充分满足对于即使是板厚小的情况下也具有高的耐弯曲性的钢板的要求。在以往的包覆钢板中，表层的硬度和耐弯曲性存在折衷的关系，存在若提高表层的硬度则耐弯曲性劣化这样的技术课题。上述的现有技术没有充分解决这样的技术课题，没有公开具有平均显微维氏硬度为400hv以上的表层并且耐弯曲性优异的包覆钢板。

用于解决课题的手段

本发明者们对解决上述课题的方法进行了深入研究。其结果认识到：通过在钢板的一个或两个面形成平均显微维氏硬度为400hv以上并且低于800hv的硬质层，使内层的平均显微维氏硬度为350hv以上并且比硬质层的硬度小50hv以上，进而将内层的螺旋位错密度控制在2.0×10¹³m/m³以上，从而以高水平确保耐弯曲性。

非专利文献1报道了：通过对s45c碳钢在680℃下进行5小时的应力除去热处理，对该热处理后的上述碳钢进行40％的冷轧，从而位错密度增加至7.0×10¹³m/m³～2.0×10¹⁵m/m³，耐力、硬度及抗拉强度增加。

但是，满足上述硬度及耐弯曲性的钢板的制造方法即使单纯对热轧条件或退火条件等单一地下功夫也难以制造，仅通过在热轧/退火工序等所谓的一贯工序中达成最优化而能够制造，这也是通过反复各种研究而认识到的，从而完成本发明。

本发明的主旨如下所述。

(1)一种钢板，其特征在于，其是具备内层和形成于该内层的一个或两个面的硬质层的钢板，

上述硬质层中的c的含量高于内层中的c的含量，并且上述硬质层中的mn的含量高于内层中的mn的含量，

上述硬质层的厚度为20μm以上，上述硬质层的厚度的合计为总板厚的2/5以下，

上述硬质层的平均显微维氏硬度为400hv以上且低于800hv，

上述内层的平均显微维氏硬度为350hv以上且比硬质层的硬度小50hv以上，

上述内层的螺旋位错密度为2.0×10¹³m/m³以上。

(2)根据(1)所述的钢板，其特征在于，上述硬质层及内层以质量％计含有：

c：0.10～0.60％、

si：0.01～3.00％、

mn：1.000～10.00％，

限制为p：0.0200％以下、

s：0.0200％以下、

n：0.0200％以下、

o：0.0200％以下，

剩余部分由fe及杂质构成。

(3)根据(2)所述的耐弯曲性优异的钢板，其特征在于，上述硬质层或上述内层中的至少任一者进一步以质量％计含有：

al：0.500％以下、

cr：2.000％以下、

mo：1.000％以下、

ti：0.500％以下、

b：0.0100％以下、

nb：0.500％以下、

v：0.500％以下、

cu：0.500％以下、

w：0.100％以下、

ta：0.100％以下、

ni：0.500％以下、

sn：0.050％以下、

sb：0.050％以下、

as：0.050％以下、

mg：0.0500％以下、

ca：0.050％以下、

y：0.050％以下、

zr：0.050％以下、

la：0.050％以下、

ce：0.050％以下、

中的1种或2种以上。

发明效果

本发明的钢板尽管在表层形成有极硬的硬质层，但是耐弯曲性优异。即，根据本发明，通过在钢板的一个或两个面形成平均显微维氏硬度为400hv以上并且低于800hv的硬质层，使内层的平均显微维氏硬度为350hv以上并且比硬质层的硬度小50hv以上，进一步将内层的螺旋位错密度控制为2.0×10¹³m/m³以上，能够提供耐弯曲性优异的钢板及其制造方法。

附图说明

图1是表示表层(硬质层)与中心层(内层)的硬度差与螺旋位错密度的关系的图表。

图2是表示适于冷轧前的热轧板退火的箱式退火的退火图案的图。

图3是表示适于冷轧前的热轧板退火及冷轧后的冷轧板退火的连续退火的退火图案的图。

图4是表示适于冷轧后的冷轧板退火的再热型冷轧板退火的退火图案的图。

图5是表示通过对发明钢实施表皮光轧而在内层产生压缩的残余应力的图。

具体实施方式

本发明的钢板是由硬质层和平均显微维氏硬度比上述硬质层低的内层构成、在表面的至少一侧具备上述硬质层的2层或3层结构的钢板。

首先，对限定硬质层及内层的厚度、平均显微维氏硬度的理由进行说明。

[硬质层及内层的厚度]

将存在于内层的一个或两个面的硬质层的厚度设定为每一面为20μm以上，且设定为总板厚的2/5以下。在硬质层的厚度低于20μm的情况下，硬质层的厚度薄，在对钢板施加弯曲力矩时，容易导致硬质层的剥离，变得得不到优异的耐弯曲性。例如，即使是在内层的一个面中具有20μm以上的硬质层的情况下，在上述内层的另一个面中具有低于20μm的硬质层的结构中，在对钢板施加弯曲力矩时，低于20μm的硬质层也有可能剥离。因此，硬质层的厚度每个内层的单面设定为20μm以上。

另外，在形成于内层的一个或两个面的各个硬质层的厚度的合计超过总板厚的2/5的情况下，由于在弯曲时硬质层所受到的应力增大，从硬质层产生裂纹而耐弯曲性显著劣化，所以变得得不到由复层化带来的耐弯曲性提高的优点。因此，各个硬质层的厚度的合计设定为总板厚的2/5以下。更优选各个硬质层的厚度为30μm以上，上述厚度的合计为总板厚的3/10以下。

硬质层和内层的厚度的测定方法只要能够准确地测定则没有特别限定，例如也可以利用光学显微镜进行测定。在使用光学显微镜来测定硬质层和内层的厚度的情况下，优选按照下面的步骤进行测定。

首先，将作为测定对象的样品埋入直径为30mm的圆筒状的环氧树脂中，使用#80～1000的研磨纸通过湿式研磨进行粗研磨，接着，使用具有3μm及1μm的平均粒径的金刚石磨粒进行精磨成镜面状。需要说明的是，利用1μm的金刚石粒子的研磨以施加1n～10n的载荷、在以30～120mpm的速度旋转的研磨台上保持30～600秒的条件来实施。由于硬质层和内层有硬度差，所以在上述的利用1μm的金刚石粒子的研磨中，研磨量产生差异。

由此，导致在硬质层与内层的边界产生很小的高低差，通过使用了光学显微镜的观察，能够更准确地求出硬质层与内层的边界、各层的板厚及板厚中所占的比例。需要说明的是，在通过精磨而设置的高低差微小的情况下，优选利用光学显微镜的微分干涉进行观察。

[硬质层及内层的平均显微维氏硬度]

将硬质层的平均显微维氏硬度设定为400hv以上且低于800hv。在平均显微维氏硬度低于400hv的情况下，硬质层的硬度低，变得得不到优异的耐弯曲性。因此，将硬质层的平均显微维氏硬度设定为400hv以上。另一方面，若硬质层的平均显微维氏硬度变成800hv以上，则由于硬质层过度地为高强度，所以在施加弯曲力矩时硬质层发生脆性破坏，因此耐弯曲性显著劣化。因此，将硬质层的平均显微维氏硬度设定为低于800hv。更优选为450hv～780hv。

内层的平均显微维氏硬度设定为350hv以上且比硬质层的硬度小50hv以上的值。在平均显微维氏硬度低于350hv的情况下，由于与硬质层的硬度差变大，所以导致在施加弯曲力矩时应变过度地偏向内层侧，内层容易变形，导致耐弯曲性的降低。因此，内层的平均显微维氏硬度设定为350hv以上。另外，在平均显微维氏硬度超过比硬质层的硬度小50hv的值的情况下，由于硬质层与内层的硬度差变小，所以在施加弯曲力矩时，硬质层受到较大弹性应变，因此耐弯曲性劣化。因此，内层的平均显微维氏硬度设定为比硬质层的硬度小50hv以上的值。更优选为400hv以上且比硬质层小100hv以上的值。

钢板的平均显微维氏硬度是分别测定12点硬质层及内层的距离表面侧的各厚度1/4位置处的载荷0.098n的显微维氏硬度，由除了最硬的数据及最软质的数据以外的10点的平均值求出。显微维氏硬度的测定依据jisz2244：2009中定义的维氏硬度试验来进行。需要说明的是，在载荷0.098n时400hv的情况的压痕的对角线长度为约7μm，800hv的情况的长度为约5μm，具有20μm左右的厚度的硬质层的硬度也能够恰当地进行评价。

硬质层的纳米硬度的标准偏差优选为2.0以下。这是由于：通过抑制硬质层的纳米硬度的不均，耐弯曲性显著提高。若标准偏差超过2.0，则由于硬质层内的硬度的不均变大，所以例如在施加弯曲力矩时有时硬质层中产生开裂。从该观点出发，标准偏差优选为2.0以下，进一步优选为1.6以下。标准偏差的下限没有指定，但抑制到0.2以下在技术上是困难的。

需要说明的是，硬质层的板厚方向的纳米硬度的不均不会对耐弯曲性造成影响，即使在板厚方向上具有硬度的倾斜，也不会阻碍本发明的效果。实质上，在钢板的宽度方向上的纳米硬度的不均大的情况下，即，在相对于板厚方向及轧制方向垂直的线上的纳米硬度的不均大的情况下，耐弯曲性降低。因此，纳米硬度的标准偏差需要由某个板厚断面的相对于板厚方向和轧制方向垂直的线上的硬度求出。但是，纳米硬度的测定的最初的位置也可以以钢板的宽度方向的中心位置为起点的右侧及左侧的任一方向。

本发明中，所谓“硬质层的纳米硬度的标准偏差”是指，在硬质层的距离表面侧为厚度的1/4位置处，在板厚断面的相对于板厚方向及轧制方向垂直的线上在压入深度80nm的条件下以3μm的间隔测定100个部位的纳米硬度，由所得到的硬度数据制成直方图，将该直方图以正态分布进行近似时的拟合曲线的标准偏差。

[内层的螺旋位错密度]

内层的螺旋位错密度使用具备cu或co管球的微小部x射线衍射装置，通过modified-williamson-hall/warren-averbach法进行测定。供于x射线衍射的试样也可以使用上述的利用光学显微镜的板厚测定中使用的试样。在供于x射线衍射之前，对镜面研磨面实施化学蚀刻或电解研磨，将机械研磨中导入的应变除去。测定面设定为与轧制方向及板厚方向平行的面，按照x射线的照射范围落入内层的厚度中的方式用准直器等调节x射线径。另外，在使用cu管球的x射线源的情况下，设置单色器等，尽可能地抑制荧光x射线的检测。基于modified-williamson-hall/warren-averbach法的步骤例如也可以参考t.ungaranda.borbely：appl.phys.lett.，69(1996)，3173.或masayoshikumagai，muneyukiimafuku，shin-ichiohya：isijinternational，vol.54(2014)no.1，p.206-211。

内层的螺旋位错密度设定为2.0×10¹³m/m³以上。螺旋位错会引起交叉滑动，由于其互相缠绕而使钢的屈服强度上升。即，内层内的螺旋位错密度的增加由于会使“弯曲”这样的塑性变形的产生所需要的载荷增加，所以具有使耐弯曲性增加的作用效果。由于螺旋位错密度低于2.0×10¹³m/m³时，得不到耐弯曲性的提高效果，所以将下限设定为2.0×10¹³m/m³以上。需要说明的是，虽然螺旋位错密度越高越优选，但在超过1×10¹⁷m/m³的情况下，在位错的互相缠绕的位点产生空隙，导致钢板的脆性破坏。因此，上限优选为1×10¹⁷m/m³。因此，将内层的螺旋位错密度的下限设定为2.0×10¹³m/m³以上。更优选为5×10¹³m/m³以上。

[硬质层中的c、mn的含量与内层中的c、mn的含量的关系]

除了上述的硬质层及内层的平均显微维氏硬度的必要条件和内层的螺旋位错密度的必要条件以外、而且使硬质层中的c、mn的含量比内层中的c、mn多是为了得到本发明的效果所必须的。c、mn均是对钢的显微屈服造成影响的元素，具有伴随着含量的增加而抑制显微屈服的产生的效果。所谓显微屈服例如是在拉伸试验时宏观地视为弹性变形的应变-应力的区域中以原材料内部的晶粒单元产生的屈服现象。显微屈服本质上在从晶粒内部或晶界产生的位错传播至相邻的晶粒时产生。以该晶粒单元产生的屈服、即显微屈服在板厚整体中传播的现象是在拉伸试验中见到的宏观的屈服现象。c具有通过在结晶晶界中偏析而抑制位错向相邻粒的传播、即显微屈服的产生的效果。另外，mn被认为具有促进在晶内移动的位错的交叉滑动的效果，具有通过抑制给予外力时的位错向结晶晶界的堆积而抑制位错向相邻粒的传播、即显微屈服的产生的作用。为了确保耐弯曲性，需要抑制硬质层中的显微屈服的产生，因此，需要以内层的显微屈服来补充对复层钢板施加外力时的应变的缓和。因此，为了抑制硬质层的显微屈服的产生、促进内层的显微屈服的产生，需要使硬质层中的c、mn各自的含量比内层中的c、mn各自的含量多。

对最适于硬质层及内层的钢板的化学成分进行说明。以下，关于成分的“％”是指质量％。

(c：0.10～0.60％)

c是对钢的强化有效的元素。为了确保部件的耐弯曲性，需要0.10％以上的c量，低于0.10％时原材料的硬度不足，变得无法得到优异的耐磨弯曲性。因此，将下限设定为0.10％以上。另一方面，由于若超过0.60％，则在原材料内促进碳化物的形成，在施加弯曲力矩时导致以碳化物作为起点的脆性开裂，所以将上限设定为0.40％以下。更优选为0.15％～0.59％。

(si：0.01～3.00％)

si是作为脱氧剂起作用、对碳化物的形态控制及钢的强度增加造成影响的元素。低于0.01％时，促进碳化物的生成，导致钢中存在大量的碳化物，耐弯曲性劣化。需要说明的是，将si抑制到低于0.01％的含量就现状的精炼工艺而言还导致成本的增加。因此，si的下限设定为0.01％以上。另一方面，若si的含量超过3.0％，则导致钢部件的脆化，使耐弯曲性降低，所以将上限设定为3.0％。优选为0.01％～2.5％。更优选为0.2％～2.0％。

(mn：1.00～10.00％)

mn是作为脱氧剂起作用、并且对于抑制钢的珠光体相变有效的元素。低于1.00％时，由于在从奥氏体域冷却的过程中，变得难以抑制珠光体相变，伴随于此，马氏体的组织比率降低，所以引起强度的降低及耐弯曲性的劣化。因此，将下限设定为1.0％以上。另一方面，若超过10.00％，则导致在钢中存在粗大的mn氧化物，成为弯曲时的破坏起点，所以耐弯曲性劣化。因此，将上限设定为10.00％。优选为2.0％～9.0％。

(p：0.0001～0.0200％)

p是在铁素体晶界中强烈偏析而促进晶界的脆化的元素。越少越优选，但在精炼工序中为了高纯度化至低于0.0001％，为了精炼所需要的时间变多，导致成本的大幅增加。因此，也可以将下限设定为0.0001％以上。另一方面，由于若超过0.0200％，则因晶界脆化而导致耐弯曲性的降低，所以将上限设定为0.0200％以下。优选为0.0010％～0.0190％。

(s：0.0001～0.0200％)

s是在钢中生成mns等非金属夹杂物、导致钢板部件的延展性的降低的元素。越少越优选，但在精炼工序中为了高纯度化至低于0.0001％，为了精炼所需要的时间变多，导致成本的大幅增加。因此，也可以将下限设定为0.0001％以上。另一方面，若超过0.0200％，则在施加弯曲力矩时导致以非金属夹杂物作为起点的开裂的产生，耐弯曲性降低，所以将上限设定为0.0200％以下。优选为0.0010％～0.0190％。

(n：0.0200％以下)

n与c同样为对钢的强化有效的元素。从确保耐弯曲性的观点出发，含量越少越优选，也可以为0％。但是，由于降低至低于0.0001％会导致精炼成本的增加，所以在包含n的情况下，将下限设定为0.0001％以上。另一方面，含量超过0.0200％时，由于会引起钢的脆化，所以耐弯曲性显著降低。因此，将上限设定为0.0200％。优选为0.0010％～0.0150％。

(o：0.0200％以下)

o是在钢中促进氧化物的形成的元素，由于存在于铁素体晶内的氧化物成为空隙的生成位点，所以越少越优选，也可以为0％。但是，由于降低至低于0.0001％会导致精炼成本的增加，所以在包含o的情况下，将0.0001％以上设定为下限。另一方面，由于含量超过0.0200％时会使耐弯曲性降低，所以将上限设定为0.0200％以下。优选为0.0005％～0.0170％。

(al：0.500％以下)

al是作为钢的脱氧剂起作用而将铁素体稳定化的元素，根据需要而添加。在添加al的情况下，由于低于0.001％时，无法充分得到添加效果，所以将下限设定为0.001％以上。另一方面，若超过0.500％则生成粗大的al氧化物，引起耐弯曲性的降低。因此，将上限设定为0.500％以下。优选为0.010％～0.450％。

(ti：0.500％以下)

ti是对碳化物的形态控制重要的元素，是通过大量的含有而促进铁素体的强度增加的元素。从确保耐弯曲性的观点出发，含量越少越优选，也可以为0％。但是，由于降低至低于0.001％会导致精炼成本的增加，所以在包含ti的情况下，将下限设定为0.001％以上。另一方面，含量超过0.500％时，导致在钢中存在粗大的ti氧化物或tin，使耐弯曲性降低。因此，将上限设定为0.500％以下。优选为0.005％～0.450％。

(b：0.0100％以下)

b是在从奥氏体冷却的过程中抑制铁素体及珠光体的生成、促进贝氏体或马氏体等低温相变组织的生成的元素。另外，b是对钢的高强度化有益的元素，根据需要而添加。在添加b的情况下，低于0.0001％时，无法充分得到由添加带来的高强度化或耐弯曲性提高的效果。进而，对于低于0.0001％的鉴定，分析需要特别细心，而且根据分析装置而达到检测下限。因此，将0.0001％以上设定为下限。另一方面，含量超过0.0100％时，在钢中导致粗大的b氧化物的生成，耐弯曲性劣化。因此，将上限设定为0.0100％以下。更优选为0.0005％～0.0050％。

(cr：2.000％以下)

cr与mn同样是抑制珠光体相变、对钢的高强度化有效的元素，根据需要而添加。在添加cr的情况下，由于低于0.001％时，得不到添加的效果，所以将下限设定为0.001％以上。另一方面，由于添加超过2.000％时，导致在中心偏析部形成粗大的cr碳化物，使耐弯曲性降低，所以将上限设定为2.000％以下。优选为0.010％～1.500％。

(mo：1.000％以下)

mo与mn、cr同样是对钢的强化有效的元素，根据需要而添加。在添加mo的情况下，由于低于0.001％时，得不到效果，所以将下限设定为0.001％以上。另一方面，由于若超过1.000％，则形成粗大的mo碳化物，导致耐弯曲性的降低，所以将上限设定为1.000％以下。更优选为0.010％～0.700％。

(nb：0.500％以下)

nb与ti同样是对碳化物的形态控制有效的元素，由于通过其添加而将组织微细化，所以是对韧性的提高也有效的元素，根据需要而添加。在添加nb的情况下，由于低于0.001％时，得不到效果，所以将下限设定为0.001％以上。另一方面，若超过0.500％，则析出许多微细且硬质的nb碳化物，钢板的强度上升，同时导致延展性的显著的劣化，使耐弯曲性降低。因此，将上限设定为0.500％以下。优选为0.002％～0.200％。

(v：0.500％以下)

v也与nb同样是对碳化物的形态控制有效的元素，由于通过其添加而将组织微细化，所以是对韧性的提高也有效的元素，根据需要而添加。在添加v的情况下，由于低于0.001％时，得不到效果，所以将下限设定为0.001％以上。另一方面，若超过0.500％，则析出许多微细的v碳化物，导致钢板的强度上升和延展性的降低，使耐弯曲性降低。因此，将上限设定为0.500％以下。更优选为0.002％～0.400％。

(cu：0.500％以下)

cu是对钢板的强度的增加有效的元素，根据需要而添加。在添加cu的情况下，为了有效地发挥强度增加的效果，优选0.001％以上的含量。另一方面，若超过0.500％，则导致赤热脆性而使热轧中的生产率降低，所以将上限设定为0.500％以下。更优选为0.002％～0.400％。

(w：0.100％以下)

w也与nb、v同样是对碳化物的形态控制和钢的强度增加有效的元素，根据需要而添加。在添加w的情况下，由于低于0.001％时，得不到效果，所以将下限设定为0.001％以上。另一方面，若超过0.100％，则析出许多微细的w碳化物，导致钢板的强度上升和延展性的降低，使耐弯曲性降低，所以将上限设定为0.100％以下。更优选为0.002％～0.100％。

(ta：0.100％以下)

ta也与nb、v、w同样是对碳化物的形态控制和强度的增加有效的元素，根据需要而添加。在添加ta的情况下，低于0.001％时，得不到效果，所以将下限设定为0.001％以上。另一方面，若超过0.100％，则析出许多微细的ta碳化物，导致钢板的强度上升和延展性的降低，使耐弯曲性降低。因此，将上限设定为0.100％以下。更优选为0.002％～0.100％。

(ni：0.500％以下)

ni是对部件的耐弯曲性的提高有效的元素，根据需要而添加。在添加ni的情况下，为了有效地发挥其效果，优选含有0.001％以上。另一方面，由于若超过0.500％，则延展性降低，导致耐弯曲性的降低，所以将上限设定为0.500％以下。更优选为0.002％～0.400％。

(sn：0.050％以下)

sn是在使用废料作为原料的情况下含有于钢中的元素，越少越优选，也可以为0％。但是，由于为了降低至低于0.001％会导致精炼成本的增加，所以在包含sn的情况下将下限设定为0.001％以上。另外，由于含量超过0.050％时，会因铁素体的脆化而引起耐弯曲性的降低，所以将上限设定为0.050％以下。更优选为0.001％～0.040％。

(sb：0.050％以下)

sb与sn同样是在使用废料作为钢原料的情况下含有的元素。sb由于在晶界中强烈偏析而导致晶界的脆化及延展性的降低，所以越少越优选，也可以为0％。但是，由于为了降低至低于0.001％会导致精炼成本的增加，所以在包含sb的情况下将下限设定为0.001％以上。另外，由于含量超过0.050％时，会引起耐弯曲性的降低，所以将上限设定为0.050％以下。更优选为0.001％～0.040％。

(as：0.050％以下)

as与sn、sb同样是在使用废料作为钢原料的情况下含有、在晶界中强烈偏析的元素，越少越优选，也可以为0％。但是，由于为了降低至低于0.001％会导致精炼成本的增加，所以在含有as的情况下将下限设定为0.001％以上。另外，含量超过0.050％时，会导致耐弯曲性的降低，所以将上限设定为0.050％以下。更优选为0.001％～0.040％。

(mg：0.0500％以下)

mg是通过微量添加而能够控制硫化物的形态的元素，根据需要而添加。在添加mg的情况下，由于低于0.0001％时，得不到其效果，所以将下限设定为0.0001％以上。另一方面，由于若过量地添加，则因形成粗大的夹杂物而引起耐弯曲性的降低，所以将上限设定为0.0500％。更优选为0.0005％～0.0400％。

(ca：0.050％以下)

ca与mg同样是通过微量添加而能够控制硫化物的形态的元素，根据需要而添加。在添加ca的情况下，由于低于0.001％时得不到其效果，所以将下限设定为0.001％以上。另一方面，若过量地添加，则生成粗大的ca氧化物，导致耐弯曲性的降低，所以将上限设定为0.050％。更优选为0.001％～0.040％。

(y：0.050％以下)

y与mg、ca同样是通过微量添加而能够控制硫化物的形态的元素，根据需要而添加。在添加y的情况下，由于低于0.001％时得不到其效果，所以将下限设定为0.001％以上。另一方面，由于若过量地添加，则生成粗大的y氧化物，耐弯曲性降低，所以将上限设定为0.050％。优选为0.001％～0.040％。

(zr：0.050％以下)

zr与mg、ca、y同样是通过微量添加而能够控制硫化物的形态的元素，根据需要而添加。在添加zr的情况下，由于低于0.001％时得不到其效果，所以将下限设定为0.001％以上。另一方面，由于若过量地添加，则生成粗大的zr氧化物，耐弯曲性降低，所以将上限设定为0.050％。优选为0.001％～0.040％。

(la：0.050％以下)

la是通过微量添加而对硫化物的形态控制有效的元素，根据需要而添加。在添加la的情况下，由于低于0.001％时得不到其效果，所以将下限设定为0.001％以上。另一方面，由于若超过0.050％而添加，则生成la氧化物，导致耐弯曲性的降低，所以将上限设定为0.050％。更优选为0.001％～0.040％。

(ce：0.050％以下)

ce与la同样是通过微量添加而能够控制硫化物的形态的元素，根据需要而添加。在添加ce的情况下，由于低于0.001％时得不到其效果，所以将下限设定为0.001％以上。另一方面，由于若超过0.050％而添加，则生成ce氧化物，导致耐弯曲性的降低，所以将上限设定为0.050％。更优选为0.001％～0.046％。

需要说明的是，在本发明的钢板中的硬质层及内层中，上述成分以外的剩余部分由fe及不可避免的杂质构成，但也可以在不妨碍本发明的效果的范围内微量地包含其他的元素。

接着，对钢板组织的观察及测定方法进行叙述。

组织观察通过扫描型电子显微镜来进行。在观察之前，将组织观察用的样品利用砂纸进行湿式研磨及利用具有1μm的平均粒子尺寸的金刚石磨粒进行研磨，将观察面精加工成镜面后，利用3％硝酸醇溶液将组织进行蚀刻。将观察的倍率设定为3000倍，无规地拍摄10张硬质层及内层的各厚度1/4层中的30μm×40μm的视野。组织的比率通过点计数法而求出。相对于所得到的组织图像，规定合计100点的以纵3μm并且横4μm的间隔排列的格子点，判别存在于格子点下的组织，由10张的平均值求出钢板中包含的组织比率。

碳化物的体积率的测定基于通过扫描型电子显微镜拍摄的组织图像来进行。在观察之前，将组织观察用的样品利用砂纸进行湿式研磨及利用具有1μm的平均粒子尺寸的金刚石磨粒进行研磨，将观察面精加工成镜面后，利用饱和苦味酸醇溶液对组织进行蚀刻。将观察的倍率设定为3000倍，无规地拍摄8张板厚1/4层中的30μm×40μm的视野。相对于所得到的组织图像，利用以三谷商事株式会社制(winroof)为代表的图像解析软件，详细地测定该区域中包含的各碳化物的面积。求出碳化物的总面积相对于观察视野的总面积的比例，将其设定为碳化物的体积率。需要说明的是，为了抑制由噪音引起的测定误差的影响，面积为0.01μm²以下的碳化物从评价的对象中除外。

在本发明的钢板中，硬质层及内层中的碳化物的体积率优选为2.0％以下。碳化物是钢中最硬的组织，即使是对钢给予的应力为抗拉强度的0.5倍左右小的情况下，也会起因于相对于其他组织的硬度差，导致应变集中于与碳化物相接的钢的母相界面。应变的集中会导致塑性变形，引起耐弯曲性及耐疲劳特性的降低。因此，碳化物越少越优选，优选以体积率计为2.0以下。进一步优选为1.6％以下。

如上所述，本发明的钢板通过具备上述内层和上述硬质层而钢的抗拉强度提高，由于伴随着抗拉强度的提高，屈服点也上升，所以具有优异的耐弯曲性。耐弯曲性可以通过下面的评价方法来确认。即，由各样品制作申克型试验片，在应力无负荷的状态下在试验片表面贴附应变仪，然后以抗拉强度的0.5倍的负荷应力给予10³次的反复平面弯曲，测定将试验片从试验机取下后的残余塑性应变。根据本发明，能够使上述残余塑性应变为0.1％以下。

进而，根据本发明，能够制作疲劳破坏特性优异的高强度钢板。这样的高强度钢板由于耐弯曲性更优异，所以耐疲劳强度优异。需要说明的是，耐疲劳特性可以通过下面的评价方法来确认。即，由各样品制作申克型试验片，在应力无负荷的状态下在试验片表面贴附应变仪，然后以抗拉强度的0.5倍的负荷应力给予10⁴次的反复平面弯曲。根据本发明，即使在10⁴次的反复平面弯曲后也没有引起疲劳破坏(断裂)，能够制作疲劳破坏特性优异的原材料。本发明的耐疲劳强度优异的钢板需要至少构成该钢板的硬质层及内层的钢板中的任一者均满足上述的最佳的化学成分的组成。

这样的耐弯曲性优异的钢板通过仅仅实施以前的作为表层改性处理一般的渗碳/氮化/软氮化/高频表面淬火等无法获得。其理由是由于：就渗碳/氮化/软氮化等热处理技术而言，停留至在表层形成硬质层，难以将内层的螺旋位错密度控制为2.0×10¹³m/m³，导致耐弯曲性的降低。

[本发明的钢板的制造方法]

接着，对本发明的钢板的制造方法进行说明。以下的说明是意图例示出用于制造本发明的钢板的特征性方法，并不意图将本发明的钢板限定于通过将以下说明的那样的内层和硬质层贴附而得到的复层钢板。例如通过在钢板的制造时，对单层的钢板实施表面处理，将其表层部分硬化，也能够制造本发明的具备内层和硬质层的钢板。像这样通过在钢板的制造时利用表面处理将表层部分硬化，能够解决在部件成形后实施表面处理时产生的因热处理应变而引起的尺寸精度降低的课题。

本发明的制造方法的特征在于，在内层的一个或两个面贴附比内层的硬度硬50hv以上的硬质层，并且将内层的位错的形态/成分/组织控制为最佳的状态。另外，作为这样的制造方法，没有特别限定，例如可列举出使用了薄钢板的坯料板的扩散热处理法、使用了通过电子束焊接而将硬质层和内层的各钢种类贴附而成的板坯的热轧/冷轧退火/及镀覆等处理。本发明的具体的制造方法的特征如下所述。

复层板坯的制造方法没有特别限制，例如可以是连续铸造法或板坯焊接法中的任一者。在连续铸造法中，使用具备2个中间包的铸造机，最先制造位于中心部的内层侧的铸造体，接着，按照将内层侧的铸造体覆盖的方式，从第2个中间包注入符合硬质层的与内层侧不同成分的钢液，连续地使其凝固，得到复层状态的板坯。或者，在板坯焊接法中，相对于铸造成规定的组成的板坯或由板坯制造的粗轧原材料，将接合面通过机械嵌接等进行研磨，接着，层叠利用酸及醇洗涤而除去了氧化物或污染物的板坯。进一步将该层叠板坯通过电子束焊接而接合，得到热轧用的层叠板坯。

使用通过以上例子的制法而制作的板坯，通过下述的热轧工序来制造复层钢板，能够制造本发明的钢板。

热轧的特征：将上述的复层板坯直接或暂且冷却后加热后进行热轧，在650℃～950℃的温度区域中结束热精轧。将精轧后的钢板在出料辊道(rot)上冷却后在700℃以下的温度范围内卷取，制成热轧卷材。进而，将热轧卷材以未酸洗的状态或在酸洗后给予伸长率为0.1％以上的调质轧制(也称为“表皮光轧”)。以下，对本发明的制造方法进行具体说明。

优选上述复层板坯的热轧时的加热温度设定为1100℃～1300℃，将上述加热温度范围内的加热时间设定为15分钟～300分钟。在加热温度超过1300℃或加热时间超过300分钟的情况下，由于在硬质层与内层之间显著地进行氧化，硬质层与内层变得容易剥离，所以有时引起耐弯曲性的降低。作为更优选的上限，加热温度为1250℃以下，该温度范围内的加热时间为270分钟以下。另一方面，若上述复层板坯的热轧时的加热温度低于1100℃或加热时间低于15分钟，则有时硬质层和内层的凝固偏析的消除变得不充分，硬质层和内层的抗拉强度变得不充分。因此，作为更优选的下限，加热温度为1150℃以上，该温度范围内的加热时间为30分钟以上。

热精轧设定为在650℃～950℃结束。若热精轧温度低于650℃，则由于钢板的变形阻力的增加，轧制负荷显著提高，进而导致辊磨损量的增大，有时引起生产率的降低。因此，将下限设定为650℃以上。另外，若热精轧温度超过950℃，则由于在钢板表面产生起因于在rot上通板中生成的相当厚的氧化皮的瑕疵，生成起因于氧化皮的表面裂纹，所以引起耐弯曲性的降低。因此，将上限设定为950℃以下。更优选为800℃～930℃。另外，为了将硬质层的纳米硬度的标准偏差设定为2.0以下，优选除了上述精轧的温度范围以外，进一步将硬质层的钢板设定为上述的最佳的化学成分。

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

卷取温度设定为700℃以下。若卷取温度超过700℃，则除了在热轧后无法对硬质层及内层确保规定的强度以外，还导致大量的碳化物的生成，引起耐弯曲性的降低。因此，卷取温度的上限设定为700℃以下。另外，为了硬质层的强度增加，卷取温度越低越优选，但是由于在实施低于室温的温度的深冷处理(冷处理)的情况下，有时热轧板显著脆化，所以卷取温度的下限优选为0℃以上。更优选为10℃～680℃。

为了得到本发明的形态，表皮光轧中的控制非常重要。在对复层钢板施加载荷而给予塑性变形的情况下，如图5中所示的那样，沿着硬质层及内层的应力应变曲线，在硬质层和内层中引起应力及应变的分配。例如，在施加相当于图5中的坐标1及2的塑性应变的情况下，由于内层的变形容易，所以如坐标3所示的那样在内层中导入许多的塑性应变。若从该状态除去载荷，则从坐标1及3的应力-应变状态因弹性变形而引起收缩。需要说明的是，在坐标1的应力高于坐标3的情况下，因弹性变形而引起的收缩量也是坐标1变得比坐标3大。其结果是，除去载荷后的应力状态如坐标4及5所示的那样，在硬质层中产生拉伸应力场，在内层中产生压缩应力场。

像这样，通过对内层施加塑性变形后，残余压缩应力，能够将内层的螺旋位错密度控制为2.0×10¹³m/m³以上。即，若相对于通过塑性变形而增殖的位错，赋予与变形反向(这里，从拉伸到压缩)的应力，则通过拉伸而导入的位错通过被施加压缩应力而想要朝向起源的位错源返回。另外，在通过表皮光轧而导入了大量的位错的情况下，位错彼此互相缠绕，通过其互相缠绕而抑制位错的移动，变得无法返回至位错源。需要说明的是，为了想要缓和内层中产生的压缩应力，产生所谓的交叉滑动，即，位错移动至与原来的滑动系即主滑动系不同的其他滑动系。该交叉滑动由于是仅在螺旋位错中引起的现象，所以通过对复层钢板赋予表皮光轧，能够使螺旋位错密度优先增加。

对复层钢板给予的表皮光轧以伸长率计设定为0.1％以上。在伸长率、即对复层钢板给予的塑性变形量低于0.1％的情况下，内层的塑性变形量少，无法将位错密度控制为2.0×10¹³m/m³以上。因此，将表皮光轧伸长率的下限设定为0.1％以上。另外，表皮光轧率越高越优选，但超过5.0％而赋予会给轧制机造成大的负荷，导致生产率的降低，所以作为上限优选为5.0％以下。更优选为0.2％～4.0％。

进而，也可以通过将上述的完成表皮光轧或未表皮光轧的热轧钢带进行酸洗，在冷轧、或进一步冷轧板退火、或热轧板退火后实施冷轧及冷轧板退火，来制造兼具耐弯曲性的冷轧钢带。

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

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

热轧板退火工序：在将热轧钢带供于冷轧之前，也可以实施退火。热轧板退火的目的是由冷轧前的钢带的软质化带来的冷轧中的生产率的确保及由热轧板退火后的阶段的组织比率的控制带来的冷轧板退火后的钢带的优异的耐弯曲性的发挥。作为热轧板退火的工序，可以是箱式退火(baf)或通常的连续退火法(c-cal)中的任一种。将箱式退火(baf)及通常的连续退火法(c-cal)的工序的概略分别示于图2及图3中。

箱式退火中的加热速度及冷却速度优选为5℃/小时～80℃/小时。加热速度低于5℃/小时时，热轧板退火工序所需要的时间增大，导致生产率的降低。另一方面，若加热速度超过80℃/小时，则卷取成卷材状的钢带的内周侧和外周侧的温差提高，由于起因于该差异的热膨胀差的钢带的摩擦，导致在钢带的表面产生瑕疵。该瑕疵除了会导致制品的表面美观的降低以外，还会导致耐弯曲性的降低。因此，加热速度优选为5℃/小时～80℃/小时。更优选为10℃/秒～60℃/秒。

优选箱式退火中的退火温度为400℃～720℃，保持时间为1小时～150小时。退火温度低于400℃或保持时间低于1小时时，钢带的软质化不充分，对冷轧中的生产率的提高没有效果。另外，若退火温度超过720℃，则导致在退火中生成奥氏体，因热膨胀变化而引起钢带上的瑕疵的产生。进而，若保持时间超过150小时，则由于钢带的表面粘着，产生粘砂，所以表面美观降低。因此，优选箱式退火中的退火温度为400℃～720℃，保持时间为1小时～150小时。更优选的退火温度为420℃～700℃，保持时间为3小时～100小时。

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

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

优选连续退火中的过时效带中的温度为200℃～500℃，保持时间为50秒～500秒。在过时效带中，使在加热的阶段产生的奥氏体相变成贝氏体或马氏体，通过适当地控制残余奥氏体的量和形态，可得到优异的耐弯曲性。时效温度低于200℃及保持时间低于50秒时，贝氏体的相变量不足，另外，时效温度为500℃以上及保持时间低于500秒时，由于残余奥氏体的量显著降低，所以变得没有兼顾耐弯曲性。因此，优选通常的连续退火中的过时效带中的温度为200℃～500℃，保持时间为50秒～500秒。更优选的温度为250℃～450℃，保持时间为60秒～400秒。

冷轧板退火工序：冷轧板退火的目的是恢复通过冷轧而消失的钢带的耐弯曲性，进而通过将铁素体、珠光体、贝氏体、马氏体及残余奥氏体的各组织的比率最优化，得到优异的耐弯曲性。作为冷轧板退火的工序，可以是通常的连续退火法(c-cal)或再热型的连续退火法(r-cal)中的任一种。

冷轧板退火中的通常的连续退火法(c-cal)中的加热及保持/冷却工序可以以与关于热轧板退火工序在上面叙述的连续退火同样的条件来进行。

将再热型的连续退火的工序的概略示于图4中。再热型的连续退火中的加热速度及冷却速度优选为5℃/秒以上。加热速度低于5℃/秒时，导致生产率的降低。另一方面，加热速度及冷却速度没有上限，也可以超过80℃/秒。更优选为10℃/秒以上。

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

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

优选再热型的连续退火中的过时效带中的温度为350℃～480℃，保持时间为50秒～500秒。在过时效带中，以在冷却停止时生成的一部分马氏体作为核，促进剩余部分奥氏体相变为贝氏体，通过适当地控制残余奥氏体的量和形态，从而得到优异的耐弯曲性。时效温度低于350℃及保持时间低于50℃时，贝氏体的相变量不足，另外，时效温度为480℃以上及保持时间低于500秒时，由于残余奥氏体的量显著降低，所以变得没有兼顾耐弯曲性。因此，优选再热型的连续退火中的过时效带中的温度为350℃～480℃，保持时间为50秒～500秒。更优选的温度为380℃～460℃，保持时间为60秒～400秒。

根据以上的本发明的制造方法，在钢板的一个或两个面形成平均显微维氏硬度为400hv以上并且低于800hv的硬质层，将内层的平均显微维氏硬度设定为350hv以上并且比硬质层的硬度小50hv以上的值，将内层的螺旋位错密度控制为2.0×10¹³m/m³以上，能够制造具有优异的耐弯曲性的钢板。根据本发明的制造方法，能够制造上述的残余塑性应变试验的残余塑性应变为0.1％以下的钢板。

实施例

接着，通过实施例对本发明的效果进行说明。

实施例的水平是为了确认本发明的可实施性及效果而采用的执行条件的一个例子，本发明并不限定于这一条件例。只要不脱离本发明主旨、达成本发明目的，则本发明可以采用各种条件。

(实施例no.1～113)

通过连续铸造法而制造具有表1-1及表1-2的组成no.a～ba的组成的板坯。通过使用所制造的上述组成的板坯，按照表2-1～表2-6的“层构成”的“表层”、“中心”、“背层”的顺序进行层叠，制造了2层结构或3层结构的层叠板坯。将所得到的层叠板坯分别在下述条件下加热，进行了热轧工序、精轧工序、rot冷却工序、卷取工序。对于卷取工序后的复层钢板在下述条件下进行表皮光轧，制造了实施例no.1～113的作为最终制品的复层钢板。表2-1～表2-6的项目“表层”及“背层”为分别形成于内层(表2-1～表2-6的项目“中心”)的表面及背面的层。

[制造条件]

层叠板坯的热轧工序时的加热条件：在1200℃下保持50分钟

层叠板坯的精轧温度：920℃

rot冷却速度：55℃/秒

卷取温度：220℃

表皮光轧工序时的层叠钢板的伸长率：0.3％

作为最终制品的层叠钢板的板厚：2.4mm

表层及背层的各层厚：480μm(板厚的1/5)

对于实施例no.1～113各自的层叠钢板，测定了表层与中心层的硬度差、背层与中心层的硬度差、抗拉强度、螺旋位错密度、耐弯曲特性及耐疲劳特性。

耐疲劳特性如上所述通过由各层叠钢板制作申克型试验片，对上述试验片以抗拉强度的0.5倍的负荷应力给予10⁴次以上的反复平面弯曲后，用应变仪判定有无疲劳破坏(断裂)来进行。至破坏为止的反复次数超过10⁴次的情况设定为○(合格)，10⁴次以下的情况设定为×(不合格)。

需要说明的是，耐弯曲特性通过由表2-4～表2-6的各实施例制作申克型试验片，在应力无负荷的状态下在试验片表面贴附应变仪后，以抗拉强度的0.5倍的负荷应力给予10³次的反复平面弯曲，测定将试验片从试验机取下后的残余塑性应变来进行。在残余塑性应变为0.1％以下的情况下，判断为在反复弯曲中塑性变形得到抑制、耐弯曲性优异，标注“○”的指标。另外，在残余塑性应变超过0.1％的情况下，判断为在反复弯曲中无法抑制塑性变形，标注“×”的指标。

可知表2-4～表2-6的实施例中的中心的层(内层)中的c的含量高于表层或背层中的c的含量的实施例和内层中的mn的含量高于表层或背层中的mn的含量的实施例均耐弯曲特性成为“×”。

发明例的硬质层的纳米硬度的标准偏差均为2.0以下。

需要说明的是，作为比较例的复层钢板no.15、26及no.99尽管内层及硬质层中的任一者的硬度均满足本发明的必要条件，内层的螺旋位错密度也满足本发明的必要条件，但耐弯曲特性为“×”。认为原因是复层钢板no.15、26及no.99由于硬质层中的c、mn的含量变得比内层中的c、mn的含量低，所以变得难以抑制硬质层中的显微屈服的产生。像这样，除了上述的硬质层及内层的平均显微维氏硬度的必要条件和内层的螺旋位错密度的必要条件以外、而且使硬质层中的c、mn的含量比内层中的c、mn多是为了得到本发明的效果必须的。

作为比较例的复层钢板no.17、32的背层是组成no.i的钢板。由于钢板no.i的碳含量高，所以复层钢板no.17、32的背层的硬度均超过800hv。因此，复层钢板no.17、32均变得容易产生脆化开裂，耐弯曲性降低。

对于实施例no.1～113中的除了实施例no.15、26及99以外的全部的实施例，研究了“硬度差”和“螺旋位错密度”。将其结果示于图1中。由图1的比较例“×”及发明例“○”的位置可知，为了提高耐弯曲性，需要使上述内层的螺旋位错密度为2.0×10¹³m/m³以上、表层与中心层的硬度差成为50hv以上。

(实施例no.114～126)

为了调查由表背层(硬质层)的厚度带来的对耐弯曲特性及耐疲劳特性的效果，改变表2-4～表2-6中的耐弯曲特性及耐疲劳强度均为“○”(合格)的实施例的层构成的表背层的厚度来制造层叠板坯。分别使用上述层叠板坯，在与实施例no.1～113相同的制造条件下，制造了实施例no.114～126的复层钢板。需要说明的是，实施例no.114～126的层叠钢板的板厚均为2.4mm。实施例no.114～126的复层钢板分别具有表3中所示的层构成，使用具有表1-1及表1-2的组成no.a～ba中的上述的最佳的化学成分的钢组成的开发钢的板坯而制造。

表3的项目“表背层目标厚度”的栏为表层及背层各自的层厚的相对于上述板厚的比例的目标值，在制造时设定。另外，表3的项目“实质厚度”为实施例no.114～126的层叠钢板的背层及表层的实际的层厚。如由表3的实施例no.114～116获知的那样，各硬质层的厚度低于20μm、硬质层的厚度的合计低于总板厚的1/100的复层钢板耐弯曲特性不充分。另外，可知即使各硬质层的厚度为20μm以上、但硬质层的厚度的合计超过总板厚的2/5的复层钢板耐弯曲特性也变得不充分。

(实施例no.127～169)

为了调查由热轧条件带来的对耐弯曲特性及耐疲劳特性的效果，使用表1-1及表1-2的组成no.a～ba中的开发钢的板坯，在表4-1～表4-2中所示的热轧条件下，制造了实施例no.127～169的层叠钢板。实施例no.127～169的层叠钢板分别具有表4-1及表4-2中所示的层构成，除了仅单面形成有硬质层的层叠钢板的实施例no.147以外，分别使用相同种类的板坯来构成表层及背层。实施例no.127～169中的任一者的板厚均为2.4mm，表层及背层的各层厚为240μm(板厚的1/10)。

如由实施例no.132获知的那样，可知即使是硬质层中的c、mn的含量高于内层中的c、mn的含量的情况下，若卷取温度超过700℃，也由于硬质层与内层的硬度差变得低于50hv，螺旋位错密度变得低于2.0×10¹³m/m³，所以耐弯曲特性变得不充分。另外，如由实施例no.138及157获知的那样，可知即使是硬质层中的c、mn的含量高于内层中的c、mn的含量的情况下，在热精轧温度低于650℃或超过950℃的情况下，也由于硬质层与内层的硬度差变得低于50hv，螺旋位错密度变得低于2.0×10¹³m/m³，所以耐弯曲特性变得不充分。另外，如由实施例no.154获知的那样，即使是硬质层中的c、mn的含量高于内层中的c、mn的含量的情况下，在表皮光轧伸长率低于0.1％的情况下，也由于螺旋位错密度变得低于2.0×10¹³m/m³，所以耐弯曲特性变得不充分。

(实施例no.170～192)

使用表1-1及表1-2的组成no.a～ba中的开发钢的板坯，制造了具有表5-1中所示的层构成的实施例no.170～192的层叠钢板。除了仅单面形成有硬质层的层叠钢板的实施例no.179以外，表5-1中所示的层叠钢板分别使用相同种类的板坯来构成表层及背层。实施例no.170～192的层叠钢板卷取工序时的板厚均为2.4mm，表层及背层的各层厚为240μm。通过将卷取工序后的各层叠钢板进行酸洗，接着，在表5-2的条件下实施热轧板退火、冷轧及冷轧板退火后，进行伸长率为0.3％的表皮光轧，从而制造了实施例no.170～192的层叠钢板。

表5-2的图案“baf”表示以图2中所示的退火图案进行了箱式退火，表示(1)加热速度(℃/小时)、(2)退火温度(℃)、(3)保持时间(小时)、(4)冷却速度(℃/小时)为与表5-2的图案“baf”的栏对应的条件(1)～(4)的大小。另外，表5-2的图案“c-cal”表示以图3中所示的退火图案进行了连续退火，表示(1)加热速度(℃/小时)、(2)退火温度(℃)、(3)保持时间(小时)、(4)冷却速度(℃/小时)、(5)过时效温度(℃)、(6)保持时间(秒)、(7)冷却速度(℃/秒)为与表5-2的图案“c-cal”的栏对应的表5-2的条件(1)～(7)的大小。另外，表5-2的图案“r-cal”表示以图4中所示的退火图案进行了连续退火，表示(1)加热速度(℃/小时)、(2)退火温度(℃)、(3)保持时间(小时)、(4)冷却速度(℃/小时)、(5)冷却停止温度(℃)、(6)保持时间(秒)、(7)加热速度(℃/秒)、(8)过时效温度(℃)、(9)保持时间(秒)、(10)冷却速度(℃/秒)为与表5-2的图案“r-cal”的栏对应的表5-2的条件(1)～(10)的大小。

根据表5-1及表5-2中所示的制造条件，实施例no.170～192的层叠钢板形成了表5-3中所示的金属组织。这些实施例均在适宜的条件下被制造，如表5-4中所示的那样，耐弯曲特性及耐疲劳特性良好。

(实施例no.193～215)

制造具有与表5-1的实施例no.170～192的层叠钢板相同的层构成的层叠板坯，将所得到的层叠板坯分别在与实施例no.1～113相同的制造条件下进行热轧工序、精轧工序、rot冷却工序、卷取工序，进一步在表6-1中所示的条件下实施光亮退火及镀覆处理后，进行伸长率为0.3％的表皮光轧，制造了实施例no.193～215的层叠钢板。表6-1的项目“镀覆种”表示形成于实施例no.193～215的表面的镀层的组成。各镀覆种的厚度为12μm左右。另外，表6-1的项目“有无合金化”表示镀层与表层和/或背层的合金化的有无。除了仅单面形成有硬质层的层叠钢板的实施例no.202以外，表6-1及表6-2中所示的层叠钢板分别使用相同种类的板坯来构成表层及背层(表6-1的项目“表背层”)。另外，实施例no.193～215的层叠钢板的板厚为2.4mm，表层及背层的层厚为240μm(板厚的1/10)。

表6-2中示出这些实施例no.193～215的层叠钢板的硬质层的硬度、中心层的硬度、螺旋位错密度、耐弯曲性等测定结果。在实施例no.193～215的层叠钢板中的任一者中，上述硬质层的平均显微维氏硬度均为400hv以上且低于800hv，上述内层的平均显微维氏硬度为350hv以上且比硬质层的平均显微维氏硬度小50hv以上，上述内层的螺旋位错密度为2.0×10¹³m/m³以上。这些实施例的层叠钢板均耐弯曲性及耐疲劳特性良好。

[表1-1]

※粗体字下划线表示不包含于本发明的最佳的组成范围内。

※“开发钢”表示为包含在本发明的最佳的组成范围内的钢。

[表1-2]

※粗体字下划线表示不包含于本发明的最佳的组成范围内。

[表4-1]

[表4-2]

[表4-5]

[表4-6]

[表5-1]

[表5-4]

[表6-1]

产业上的可利用性

本发明的钢板的耐弯曲性优异，可以适宜用于汽车部件或基础结构构件。