CN117441036A - 钢板 - Google Patents

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CN117441036A CN202280039389.3A CN202280039389A CN117441036A CN 117441036 A CN117441036 A CN 117441036A CN 202280039389 A CN202280039389 A CN 202280039389A CN 117441036 A CN117441036 A CN 117441036A
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hard phase
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弘中谕
永野真衣
伊藤泰弘
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Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
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Abstract

本发明提供在成型品中可实现优异的外观品质的钢板。在钢板中，化学组成以质量％计为C：0.030％～0.145％、Si：0％～0.500％以下，Mn：0.50％～2.50％、P：0％～0.100％、S：0％～0.020％、Al：0％～1.000％、N：0％～0.0100％等，金相组织由体积分数为70～95％的铁素体和体积分数为5～30％的硬质相组成，板厚方向1/4位置处的维氏硬度H1/4的标准偏差除以所述维氏硬度H1/4的平均值所得到的值X1为0.025以下，板厚方向1/2位置处的维氏硬度H1/2的标准偏差除以所述维氏硬度H1/2的平均值所得到的值X2为0.030以下。

Description

钢板
技术领域
本发明涉及钢板。
背景技术
从保护地球环境的角度出发，为了改善汽车的油耗，不仅是对于车梁等结构部件，而且对于车顶、车门外板等面板类部件，轻量化需求也日益提高。这些面板类部件与骨架部件不同，是人们可以看到的，因此还要求外观品质高。作为外观品质，可列举出设计性和表面品质。
专利文献1公开了一种表面品质优异的高强度热浸镀锌钢板。具体而言，专利文献1公开了一种高强度热浸镀锌钢板，其具有钢板(基板)、以及位于该基板表面的热浸镀锌层，所述钢板(基板)以质量％计含有C：0.02～0.20％、Si：0.7％以下、Mn：1.5～3.5％、P：0.10％以下、S：0.01％以下、Al：0.1～1.0％、N：0.010％以下、Cr：0.03～0.5％，并且，通过将Al、Cr、Si、Mn的含量作为同类项的数学式：A＝400Al/(4Cr+3Si+6Mn)所定义的退火时表面氧化指数A为2.3以上，余量由Fe和不可避免的杂质构成，进而，钢板(基板)的组织由铁素体和第二相构成，该第二相为马氏体主体。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2005-220430号公报
发明内容
发明要解决的问题
为了提高外观品质，抑制鬼线(ghost line)的产生可作为一个技术问题举出。鬼线是指：在对DP(双相、Dual Phase)钢这种具有硬质相和软质相的钢板进行压制成型时，软质相周围优先变形，导致在表面以1mm量级产生的微小凹凸。该凹凸会在表面上形成条纹图案，因此产生了鬼线的压制成型品的外观品质差。
随着面板类部件为了汽车轻量化而高强度和薄壁化、进而形状的复杂化，存在成型后的钢板的表面容易产生凹凸、容易产生鬼线的倾向。
本发明正是鉴于上述实际情况而做出的。本发明的目的在于提供一种在成型品中可实现优异的外观品质的钢板。
用于解决问题的方案
本发明以下述钢板为要点。
(1)一种钢板，其化学组成以质量％计为
C：0.030％～0.145％、
Si：0％～0.500％、
Mn：0.50％～2.50％、
P：0％～0.100％、
S：0％～0.020％、
Al：0％～1.000％、
N：0％～0.0100％、
B：0％～0.0050％、
Mo：0％～0.80％、
Ti：0％～0.200％、
Nb：0％～0.10％、
V：0％～0.20％、
Cr：0％～0.80％、
Ni：0％～0.25％
O：0％～0.0100％、
Cu：0％～1.00％、
W：0％～1.00％、
Sn：0％～1.00％、
Sb：0％～0.20％、
Ca：0％～0.0100％、
Mg：0％～0.0100％、
Zr：0％～0.0100％、
REM：0％～0.0100％，
余量为铁和杂质，
金相组织由体积分数为70～95％的铁素体和体积分数为5～30％的硬质相组成，
板厚方向1/4位置处的维氏硬度H1/4的标准偏差除以所述维氏硬度H1/4的平均值得到的值X1为0.025以下，
板厚方向1/2位置处的维氏硬度H1/2的标准偏差除以所述维氏硬度H1/2的平均值得到的值X2为0.030以下。
(2)根据上述(1)所述的钢板，其特征在于，所述铁素体的平均晶粒直径为5.0～30.0μm，所述硬质相的平均晶粒直径为1.0～5.0μm。
(3)根据上述(1)或(2)所述的钢板，其特征在于，在板厚方向1/4～1/2的区域中，于轧制方向连续100μm以上的硬质相的面积相对于全部硬质相的面积为30％以下。
(4)根据上述(1)～(3)中任一项所述的钢板，其特征在于，通过拉伸试验施加了5％应变后的试验片的表面性状的高宽比Str(ISO25178)为0.28以上。
(5)根据上述(1)～(4)中任一项所述的钢板，其特征在于，板厚方向1/4位置处的维氏硬度H1/4的平均值为150～300，
板厚方向1/2位置处的维氏硬度H1/2的平均值为155～305。
(6)根据上述(1)～(5)中任一项所述的钢板，其特征在于，所述硬质相由马氏体、贝氏体、回火马氏体和珠光体中的任意1种以上构成。
(7)根据上述(1)～(6)中任一项所述的钢板，其特征在于，所述钢板的板厚为0.20mm～1.00mm。
(8)根据上述(1)～(7)中任一项所述的钢板，其特征在于，所述钢板为汽车外板面板。
发明的效果
根据本发明的上述方式，能够提供一种在成型品中可实现优异的外观品质的钢板。
具体实施方式
＜想到本发明所经历的过程＞
本发明人对于抑制将高强度的钢板压制成型后产生鬼线的方法进行了研究。如前所述，对于像DP(双相)钢这种硬质相和软质相混合存在的钢板，成型时主要是软质相周围发生变形，在钢板表面产生微小凹凸，由此有时会产生被称作鬼线的外观不良。在钢板压制成型时，软质相凹陷，而硬质相不凹陷或者以反而成为凸起的方式而隆起地发生变形，由此以带状(条纹状)产生鬼线。带状组织形成为马氏体等硬质相。
本发明人进行了深入研究，结果发现，通过在钢板的制造时对热轧组织进行控制并抑制带状组织，可以抑制最终产品中的带状的硬质相。
本发明是基于上述见解完成的，以下对本实施方式的钢板进行详细说明。其中，本发明不限于本实施方式公开的技术方案，只要在不脱离本发明的要旨的范围内，就可以进行各种变更。
首先，对本实施方式的钢板的化学组成进行说明。对于以下夹着“～”表示的数值限定范围，下限值和上限值包含在其范围内。对于带有“小于”或“大于”的数值，该数值不包含在数值范围内。以下的说明中，涉及化学组成的％只要没有特别说明，即为质量％。
本实施方式的钢板的化学组成以质量％计为
C：0.030％～0.145％、
Si：0％～0.500％、
Mn：0.50％～2.50％、
P：0％～0.100％、
S：0％～0.020％、
Al：0％～1.000％、
N：0％～0.0100％、
B：0％～0.0050％、
Mo：0％～0.80％、
Ti：0％～0.200％、
Nb：0％～0.10％、
V：0％～0.20％、
Cr：0％～0.80％、
Ni：0％～0.25％
O：0％～0.0100％、
Cu：0％～1.00％、
W：0％～1.00％、
Sn：0％～1.00％、
Sb：0％～0.20％、
Ca：0％～0.0100％、
Mg：0％～0.0100％、
Zr：0％～0.0100％、
REM：0％～0.0100％，
余量为铁和杂质。以下对各元素进行说明。
(C：0.030％～0.145％)
C是提高钢板的强度的元素。为了获得所期望的强度，C含量设为0.030％以上。为了进一步提高强度，C含量优选为0.035％以上，更优选为0.040％以上，进一步优选为0.050％以上，进一步优选为0.060％以上。
另外，通过使C含量为0.145％以下，会促进凝固时的Mn的扩散，由此可以抑制易于产生带状的Mn偏析的问题。其结果，可以抑制钢板压制成型后产生鬼线。因此，C含量设为0.145％以下。C含量优选为0.110％以下，更优选为0.090％以下。
(Si：0％～0.500％)
Si是钢的脱氧元素，是不损害钢板的延性而对提高强度有效的元素。通过使Si含量为0.500％以下，可以抑制由氧化皮剥离性下降而导致的表面缺陷的产生。因此，Si含量设为0.500％以下。Si含量优选为0.450％以下，更优选为0.250％以下，进一步优选为0.100％以下。
Si含量的下限包括0％，但为了提高钢板的强度-成型性平衡，Si含量也可以设为0.0005％以上或0.0010％以上，更优选大于0.090％，进一步优选为0.100％以上。
(Mn：0.50％～2.50％)
Mn是提高钢的淬火性、有助于强度提高的元素。为了获得所期望的强度，Mn含量设为0.50％以上。Mn含量优选为1.20％以上，更优选为1.40％以上，进一步优选大于1.60％，更进一步优选为1.65％以上。
另外，Mn含量为2.50％以下时，可以抑制钢凝固时产生条纹状的Mn偏析。因此，Mn含量为2.50％以下。Mn含量优选为2.25％以下，更优选为2.00％以下，进一步优选为1.80％以下。
(P：0％～0.100％)
P是使钢脆化的元素。P含量为0.100％以下时，可以抑制钢板脆化而在生产工序中变得容易开裂的问题。因此，P含量设为0.100％以下。P含量优选为0.080％以下，更优选为0.050％以下。
P含量的下限包括0％，但通过使P含量为0.001％以上，可以进一步降低生产成本。因此，P含量也可以是0.001％以上。
(S：0％～0.020％)
S是形成Mn硫化物、使钢板的延性、扩孔性、延伸凸缘性和弯曲性等成型性劣化的元素。S含量为0.020％以下时，可以抑制钢板的成型性的显著下降。因此，S含量设为0.020％以下。S含量优选为0.010％以下，更优选为0.008％以下。
S含量的下限包括0％，但通过使S含量为0.0001％以上，可以进一步降低生产成本。因此，S含量也可以是0.0001％以上。
(Al：0％～1.000％)
Al是作为脱氧材料发挥作用的元素，是对提高钢的强度有效的元素。通过使Al含量为1.000％以下，可以提高铸造性，因此可以提高生产率。因此，Al含量设为1.000％以下。Al含量优选为0.650％以下，更优选为0.600％以下，进一步优选为0.500％以下。
Al含量的下限包括0％，但为了充分获得基于Al的脱氧效果，Al含量也可以设为0.005％以上。
(N：0％～0.0100％)
N是形成氮化物、使钢板的延性、扩孔性、延伸凸缘性和弯曲性等成型性劣化的元素。N含量为0.0100％以下时，可以抑制钢板的成型性降低。因此，N含量设为0.0100％以下。另外，N也是产生焊接时的焊接缺陷而阻碍生产率的元素。因此，N含量优选为0.0080％以下，更优选为0.0070％以下，进一步优选为0.0040％以下。
N含量的下限包括0％，但通过使N含量为0.0005％以上，可以进一步降低制造成本。因此，N含量也可以设为0.0005％以上。
本实施方式的钢板可以含有以下元素作为任选元素。不含以下任选元素时其含量为0％。
(B：0％～0.0050％)
B是抑制高温下相变、有助于提高钢板的强度的元素。B并不必须含有，因此B含量的下限包括0％。为了充分获得基于B的强度提高效果，B含量优选为0.0001％以上，更优选为0.0005％以上，进一步优选为0.0010％以上。
另外，B含量为0.0050％以下时，可以抑制生成B析出物而钢板的强度下降。因此，B含量设为0.0050％以下，优选为0.0030％以下。B含量也可以是0.0001％～0.0050％。
(Mo：0％～0.80％)
Mo是抑制高温下的相变、有助于提高钢板的强度的元素。Mo并不必须含有，因此Mo含量的下限包括0％。为了充分获得基于Mo的强度提高效果，Mo含量优选为0.001％以上，更优选为0.05％以上，进一步优选为0.10％以上。
另外，Mo含量为0.80％以下时，可以抑制热加工性下降从而生产率下降。因此，Mo含量设为0.80％以下，优选为0.40％以下，更优选为0.20％以下。Mo含量可以是0.001％～0.80％，也可以是0％～0.40％。
需要说明的是，通过同时含有Cr和Mo这两者，并使其含量为Cr：0.20％～0.80％和Mo：0.05％～0.80％，可以更可靠地提高钢板的强度，因此优选。
(Ti：0％～0.200％)
Ti是具有降低使作为断裂起点起作用的粗大夹杂物产生的S量、N量和O量的效果的元素。另外，Ti具有使组织微细化、提高钢板的强度-成型性平衡的效果。Ti并不必须含有，因此Ti含量的下限包括0％。为了充分获得上述效果，Ti含量优选设为0.001％以上，更优选为0.010％以上。
另外，Ti含量为0.200％以下时，可以抑制形成粗大的Ti硫化物、Ti氮化物和Ti氧化物，能够确保钢板的成型性。因此，Ti含量设为0.200％以下。Ti含量优选设为0.080％以下，更优选设为0.060％以下。Ti含量也可以是0％～0.100％，还可以是0.001％～0.200％。
(Nb：0％～0.10％)
Nb是通过基于析出物的强化、基于抑制铁素体晶粒生长的微粒化强化和基于抑制再结晶的位错强化而有助于提高钢板的强度的元素。Nb并不必须含有，因此Nb含量的下限包括0％。为了充分获得上述效果，Nb含量优选为0.001％以上，更优选为0.005％以上，进一步优选为0.01％以上。
另外，Nb含量为0.10％以下时，可以促进再结晶而抑制未再结晶铁素体的残存，能够确保钢板的成型性。因此，Nb含量设为0.10％以下。Nb含量优选为0.05％以下，更优选为0.04％以下。Nb含量也可以是0.001％～0.10％。
(V：0％～0.20％)
V是通过基于析出物的强化、基于抑制铁素体晶粒生长的微粒化强化和基于抑制再结晶的位错强化而有助于提高钢板的强度的元素。V并不必须含有，因此V含量的下限包括0％。为了充分获得基于V的强度提高效果，V含量优选为0.001％以上，更优选为0.01％以上，进一步优选为0.03％以上。
另外，V含量为0.20％以下时，可以抑制碳氮化物大量析出从而钢板的成型性下降。因此，V含量设为0.20％以下。V含量优选为0.10％以下。V含量可以是0％～0.10％，也可以是0.001％～0.20％。
(Cr：0％～0.80％)
Cr是提高钢的淬火性、有助于提高钢板的强度的元素。Cr并不必须含有，因此Cr含量的下限包括0％。为了充分获得基于Cr的强度提高效果，Cr含量优选为0.001％以上，进一步优选为0.20％以上，特别优选为0.30％以上。
另外，Cr含量为0.80％以下时，可以抑制会成为断裂起点的粗大Cr碳化物形成。因此，Cr含量设为0.80％以下。Cr含量优选为0.70％以下，更优选为0.50％以下。Cr含量可以是0％～0.70％，也可以是0.001％～0.80％。
(Ni：0％～0.25％)
Ni是抑制高温下相变、有助于提高钢板的强度的元素。Ni并不必须含有，因此Ni含量的下限包括0％。为了充分获得基于Ni的强度提高效果，Ni含量优选为0.001％以上，更优选为0.05％以上。
另外，Ni含量为0.25％以下时，可以抑制钢板的焊接性下降。因此，Ni含量设为0.25％以下。Ni含量优选为0.20％以下，更优选为0.15％以下。Ni含量也可以是0.001％～0.20％。
以下，对于作为任意添加元素的O、Cu、W、Sn、Sb、Ca、Mg、Zr、REM分别说明其优选的含量。但是，这些O、Cu、W、Sn、Sb、Ca、Mg、Zr、REM在以下示例的含量范围内，对鬼线降低均无帮助。换言之，本实施方式中，对于通过在后述的热轧工序中的精轧的后半段应用提高压下率的后段大压下而使连续的硬质相较少从而能够减小成型后的表面凹凸的各向异性这一效果而言，O、Cu、W、Sn、Sb、Ca、Mg、Zr、REM并无影响。
(O：0％～0.0100％)
O是制造工序中混入的元素。O含量可以是0％。需要说明的是，通过使O含量为0.0001％以上，可以缩短精炼时间而提高生产率。因此，O含量也可以是0.0001％以上、0.0005％以上或0.0010％以上。另一方面，O含量为0.0100％以下时，可以抑制粗大氧化物的形成，可以提高钢板的延性、扩孔性、延伸凸缘性和/或弯曲性等成型性。因此，O含量设为0.0100％以下。O含量也可以是0.0070％以下、0.0040％以下或0.0020％以下。
(Cu：0％～1.00％)
Cu是以细微颗粒的形态存在于钢中、有助于提高钢板的强度的元素。Cu含量可以是0％，但为了获得该效果，Cu含量优选为0.001％以上。Cu含量也可以是0.01％以上、0.03％以上或0.05％以上。另一方面，通过使Cu含量为1.00％以下，可以使钢板的焊接性良好。因此，Cu含量为1.00％以下。Cu含量也可以是0.60％以下、0.40％以下或0.20％以下。
(W：0％～1.00％)
W是抑制高温下相变、有助于提高钢板的强度的元素。W含量可以是0％，但为了获得该效果，W含量优选为0.001％以上。W含量也可以是0.01％以上、0.02％以上或0.10％以上。另一方面，通过使W的含量为1.00％以下，可以提高热加工性而提高生产率。因此，W含量设为1.00％以下。W含量也可以是0.80％以下、0.50％以下或0.20％以下。
(Sn：0％～1.00％)
Sn是抑制晶粒粗大化、有助于提高钢板的强度的元素。Sn含量可以是0％，但为了获得该效果，Sn含量优选为0.001％以上。Sn含量也可以是0.01％以上、0.05％以上或0.08％以上。另一方面，通过使Sn含量为1.00％以下，可以抑制钢板脆化。因此，Sn含量为1.00％以下。Sn含量也可以是0.80％以下、0.50％以下或0.20％以下。
(Sb：0％～0.20％)
Sb是抑制晶粒粗大化、有助于提高钢板的强度的元素。Sb含量可以是0％，但为了获得该效果，Sb含量优选为0.001％以上。Sb含量也可以是0.01％以上、0.05％以上或0.08％以上。另一方面，通过使Sn含量为0.20％以下，可以抑制钢板脆化。因此，Sb含量为0.20％以下。Sb含量也可以是0.18％以下、0.15％以下或0.12％以下。
(Ca：0％～0.0100％)
(Mg：0％～0.0100％)
(Zr：0％～0.0100％)
(REM：0％～0.0100％)
Ca、Mg、Zr和REM是有助于提高钢板的成型性的元素。Ca、Mg、Zr和REM含量可以是0％，但为了获得该效果，Ca、Mg、Zr和REM含量各自优选为0.0001％以上，也可以是0.0005％以上、0.0010％以上或0.0015％以上。另一方面，通过使Ca、Mg、Zr和REM各自的含量为0.0100％以下，可以确保钢板的延性。因此，Ca、Mg、Zr和REM含量可以分别设为0.0100％以下，也可以是0.0080％以下、0.0060％以下或0.0030％以下。本说明书中的REM是指原子序数21的钪(Sc)、原子序数39的钇(Y)和镧系的原子序数57的镧(La)～原子序数71的镥(Lu)的17种元素的总称，REM含量为这些元素的总含量。
本实施方式的钢板的化学组成的余量可以是Fe和杂质。作为杂质，可示例出从钢原料或废料中和/或在制钢过程中混入的、或在不损害本实施方式的钢板特性的范围内允许的元素。作为杂质，可列举出H、Na、Cl、Co、Zn、Ga、Ge、As、Se、Tc、Ru、Rh、Pd、Ag、Cd、In、Te、Cs、Ta、Re、Os、Ir、Pt、Au、Pb、Bi、Po。杂质以总和计可含有0.200％以下。
上述钢板的化学组成通过常规的分析方法测定即可。例如，用ICP-AES(Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrometry)进行测定即可。需要说明的是，C和S用燃烧-红外线吸收法、N用非活性气体熔融-热导法进行测定即可。钢板在表面具有镀层的情况下，通过机械磨削去除表面的镀层之后，再进行化学组成的分析即可。
(金相组织由以体积分数计70～95％的铁素体和以体积分数计5～30％的硬质相组成)
通过使金相组织中硬质相的体积分数为5％以上，可以充分提高钢板的强度。因此，将硬质相的体积分数设为5％以上。另一方面，通过使硬质相的体积分数为30％以下，可以使硬质相更均匀地分散，因此可以减少成型时的表面凹凸，可以提高成型后的外观。
另外，金相组织中硬质相以外的余量为铁素体，该铁素体的体积分数为70～95％。此外，铁素体的体积分数优选为72％以上，更优选为75％以上。另外，硬质相的体积分数优选为28％以下，更优选为25％以下。金相组织中的铁素体和硬质相的体积分数的总和为100％。
本实施方式的钢板中，硬质相是比铁素体硬的硬质组织，例如由马氏体、贝氏体、回火马氏体和珠光体中的任意1种以上构成。出于提高强度的考虑，硬质相优选由马氏体、贝氏体、回火马氏体中的1种以上构成，更优选由马氏体构成。
金相组织中的硬质相的体积分数可以用以下方法求出。
从所得到的钢板的板宽W的1/4W位置或3/4W位置(即，从钢板的任意的宽度方向端部起沿宽度方向1/4W的位置)采集金相组织(显微组织)观察用的试样(尺寸大致为轧制方向上20mm×宽度方向上20mm×钢板的厚度)，用光学显微镜对从表面起板厚1/2厚度处的金相组织(显微组织)进行观察，算出从钢板的表面(存在镀覆的情况下去除掉镀层的表面)起至板厚1/2厚度的硬质相的面积分数。作为试样的制备，将轧制直角方向的板厚截面作为观察面进行研磨，用LePera试剂进行蚀刻。
由倍率500倍或1000倍的光学显微镜照片对“显微组织”进行分类。在LePera腐蚀后进行光学显微镜观察时，由于例如贝氏体、珠光体为黑色，马氏体(包括回火马氏体)为白色，铁素体为灰色，可以通过颜色区分来观察各组织，因此能够容易地进行铁素体与除此以外的硬质组织的辨别。在光学显微镜照片中，表示铁素体的灰色以外的区域为硬质相。
在用LePera试剂蚀刻后的钢板的从表面起至板厚方向上1/2板厚的位置为止的区域中，以500倍或1000倍的倍率观察10个视野，用Adobe公司制造的“Photoshop CS5”的图像分析软件进行图像分析，求出硬质相的面积分数。作为图像分析手法，例如，从图像中获得图像的最大明度值Lmax和最小明度值Lmin，将具有明度为Lmax-0.3(Lmax-Lmin)至Lmax的像素的部分定义为白色区域，将具有Lmin至Lmin+0.3(Lmax-Lmin)的像素的部分定义为黑色区域，将其余部分定义为灰色区域，计算出灰色区域以外的区域即硬质相的面积分数。对于总计10个部位的观察视野与上述同样地进行图像分析，测定硬质相的面积分数，对这些面积分数进行平均，算出平均值，将该平均值作为体积分数。
(板厚方向1/4位置处的维氏硬度H1/4的标准偏差σ1/4除以维氏硬度H1/4的平均值HAVE1/4所得到的值X1为0.025以下)
本发明人发现，如果在钢板的维氏硬度分布上偏差较大，则硬质相容易连成带状，其结果，对钢板进行压制成型而得到的成型品趋于容易产生鬼线。尤其是，本发明人注意到比较靠近钢板的表面的区域中的维氏硬度分布的偏差。并且，本发明人发现，在钢板的轧制方向上，在维氏硬度分布的偏差较小的部位，鬼线以在中途中断的方式形成，可以抑制因鬼线为纵长而引起的外观不良。结果发现：使板厚方向1/4位置处的维氏硬度H1/4的标准偏差σ1/4除以维氏硬度H1/4的平均值HAVE1/4所得到的值X1为0.025以下，对于提高钢板和对该钢板进行压制成型而得到的成型品的表面的表面品质是有效的。
此外，在本实施方式中，维氏硬度是指基于JIS Z 2244：2009维氏硬度试验而得到的硬度。这里的维氏硬度是试验力为1.9614N(0.2kgf)时的维氏硬度即HV0.2。
在本实施方式中，维氏硬度的观察对象是与钢板的板厚方向和轧制方向平行的截面(与宽度方向正交的截面)，是钢板中宽度方向的中央的截面。
并且，“板厚方向1/4位置”的观察是指如下观察：在从钢板的表面起在板厚方向上达到1/4的位置处，在轧制方向上以150μm间距将50个点作为测定点，且在从钢板的背面起在板厚方向上达到1/4的位置处，在轧制方向上以150μm间距将50个点作为测定点。如此，通过在轧制方向上将150μm×50＝7.5mm的长度作为观察对象，能够包含产生鬼线的部位和未产生鬼线的部位这两者地测定维氏硬度。即，通过使观察对象在轧制方向上为足够的长度，可以抑制仅能测定没有鬼线的部位这样的不良，且可以抑制仅能测定鬼线。由此，能够进行考虑到鬼线的有无的、更准确的表面品质判断。
此外，板厚方向1/4位置的观察对象也可以不是上述方式。观察对象的轧制方向的间距可以小于150μm，也可以大于150μm，但轧制方向的间距的上限为400μm，下限为50μm。另外，轧制方向上的测定点可以小于50个点，也可以大于50个点，但轧制方向上的测定点的下限为30个点。为了进行考虑到存在鬼线的位置和不存在鬼线的位置的、更准确的表面品质判断，轧制方向上的观察对象的长度优选为5mm以上。另外，本实施方式中，说明的是钢板中宽度方向的中央的截面的构成，但也可以不是该方式。只要是在钢板中宽度方向的中间的截面中的至少一个上具有与在截面的构成中说明的同样的构成即可。
本发明人等发现，为了抑制压制成型品中产生鬼线，通过减少钢板表面附近的轧制方向上的维氏硬度分布的偏差，具体而言，通过使值X1为0.025以下，可以抑制鬼线的产生。因此，本实施方式中，将值X1设为0.025以下。值X1优选为0.020以下。需要说明的是，值X1的下限为零。
(板厚方向1/2位置处的维氏硬度H1/2的标准偏差σ1/2除以维氏硬度H1/2的平均值HAVE1/2所得到的值X2为0.030以下)
如所述那样，通过使值X1为0.025以下，能够抑制对钢板进行压制成型而成的成型品产生鬼线。本发明人还关注了距钢板的表面更深区域的维氏硬度分布的偏差。结果发现，通过使板厚方向1/2位置处的维氏硬度H1/2的标准偏差σ1/2除以维氏硬度H1/2的平均值HAVE1/2所得到的值X2为0.030以下，对于更进一步提高钢板和对该钢板进行压制成型而得到的成型品的表面的表面品质是有效的。
在本实施方式中，“板厚方向1/2位置”的观察是指，在从钢板的表面起在板厚方向上达到1/2的位置处，在轧制方向上以150μm间距将50个点作为测定点进行观察。“板厚方向1/2位置”的观察和“板厚方向1/4位置”的观察是指，对于观察的部位而言，板厚方向的位置不同，除此以外，观察内容是相同的。
本发明人等发现，为了更进一步可靠地抑制压制成型品中产生鬼线，通过减少钢板中心处的轧制方向上的维氏硬度分布的偏差，具体而言，通过使值X2为0.030以下，可以抑制鬼线的产生。因此，本实施方式中，将值X2设为0.030以下。值X2优选为0.025以下。需要说明的是，值X2的下限为零。
(铁素体的平均晶粒直径为5.0～30.0μm)
通过使铁素体的平均晶粒直径为30.0μm以下，可以抑制成型后的外观下降。因此，铁素体的平均晶粒直径优选设为30.0μm以下。更优选设为15.0μm以下。
另一方面，通过使铁素体的平均晶粒直径为5.0μm以上，可以抑制铁素体具有{001}取向的颗粒聚集生成的情况。铁素体的具有{001}取向的各个颗粒虽然小，但如果这些颗粒聚集生成，则变形会在聚集的部分集中，因此通过抑制这些颗粒聚集，可以抑制成型后的外观下降。因此，铁素体的优选的平均晶粒直径优选设为5.0μm以上。更优选为8.0μm以上，进一步优选为10.0μm以上，更进一步优选为15.0μm以上。
钢板中的铁素体的平均晶粒直径可以用以下方法求出。具体而言，在用LePera试剂蚀刻后的钢板的从表面起至板厚方向上1/2板厚的位置为止的区域中，以500倍的倍率观察10个视野，用Adobe公司的“Photoshop CS5”的图像分析软件与上述同样地进行图像分析，分别算出铁素体所占的面积分数和铁素体的颗粒数。将这些进行合计，通过铁素体所占的面积分数除以铁素体的颗粒数，算出平均每个铁素体颗粒的平均面积分数。由该平均面积分数和颗粒数，算出等效圆直径，将得到的等效圆直径作为铁素体的平均晶粒直径。
(硬质相的平均晶粒直径为1.0～5.0μm)
通过使硬质相的平均晶粒直径为5.0μm以下，可以抑制成型后的外观下降。因此，钢板中硬质相的优选的平均晶粒直径优选设为5.0μm以下。更优选为4.5μm以下，进一步优选为4.0μm以下。
另一方面，通过使硬质相的平均晶粒直径为1.0μm以上，可以抑制硬质相的颗粒聚集生成的情况。通过使硬质相的各个颗粒变小且抑制这些颗粒聚集，可以抑制成型后的外观下降。因此，钢板中的硬质相的优选的平均晶粒直径优选设为1.0μm以上。更优选为1.5μm以上，进一步优选为2.0μm以上。
硬质相的平均晶粒直径可以用以下方法求出。具体而言，在用LePera试剂蚀刻后的钢板的从表面起至板厚方向上1/2板厚的位置为止的区域中，以500倍的倍率观察10个视野，用Adobe公司的“Photoshop CS5”的图像分析软件与上述同样地进行图像分析，分别算出硬质相所占的面积分数和硬质相的颗粒数。将这些进行合计，通过硬质相所占的面积分数除以硬质相的颗粒数，算出平均每个硬质相颗粒的平均面积分数。由该平均面积分数和颗粒数，算出等效圆直径，将得到的等效圆直径作为硬质相的平均晶粒直径。
(在板厚方向1/4～1/2的区域中，于轧制方向连续100μm以上的硬质相的面积相对于全部硬质相的面积为30％以下)
通过使轧制方向上连续100μm以上的硬质相的面积相对于全部硬质相的面积为30％以下，可以抑制将钢板压制成型时硬质相的隆起变形以及该硬质相周围的软质相的凹陷变形在轧制方向上绵长连续，可以抑制容易看出的鬼线产生。因此，本实施方式中，板厚方向1/4～1/2的区域中，于轧制方向连续100μm以上的硬质相的面积相对于全部硬质相的面积优选设为30％以下。该比例更优选为20％以下。该比例的下限为0％。
本实施方式中的上述比例的测定方法如下。首先，对于与钢板的板厚方向和轧制方向平行的截面、钢板宽度方向上的中央的截面，规定属于从钢板表面起在板厚方向上1/4～1/2的区域的沿轧制方向400μm的观察范围(连续的硬质相观察范围)。需要说明的是，轧制方向上连续的硬质相观察范围的长度可以小于400μm(例如300μm)，也可以是大于400μm的值(例如500μm)。其中，轧制方向上连续硬质相观察范围的长度的下限为250μm。
接着，在连续硬质相观察范围中，测量轧制方向上连续100μm以上的硬质相的面积AR1。具体而言，在连续硬质相观察范围中，利用上述硬质相的测定方法，通过图像处理提取轧制方向上连续100μm以上的硬质相。在这种情况下，“连续的”是指硬质相的晶界相接。接着，在连续硬质相观察范围中，利用上述硬质相的测定方法测量全硬质相的面积AR2。然后，算出AR1/AR2。
(通过拉伸试验施加了5％应变后的试验片的表面性状的高宽比Str(ISO25178)为0.28以上)
通过拉伸试验施加了5％应变后的试验片(以下，称作“拉伸后试验片”)中的表面性状的高宽比Str是表示对钢板进行成型(例如压制成型)而得到的成型品的表面的凹凸的各向异性的指标。此外，高宽比Str由ISO(国际标准化机构)25178规定，是零～1之间的数值。高宽比Str越接近零，各向异性越大，在观察范围的表面存在痕纹。另一方面，高宽比Str越接近1，表示观察范围的表面形状越不取决于特定的方向。
例如，在观察范围的表面存在沿规定的第1方向延伸的微小高度的凸形状且该凸形状沿着与上述第1方向正交的第2方向排列有多个的情况下，从第1方向观察到的表面形状和从第2方向观察到的表面形状在规整性上大不相同。在这样的情况下，从第1方向观察到的表面形状和从第2方向观察到的表面形状大不相同，各向异性较大，高宽比Str成为接近零的值。另一方面，在拉伸后试验片的表面上凹凸形状没有方向性且不存在沿一个方向较长地延伸的凸形状或凹形状的情况下，高宽比Str成为接近1的值。为了提高成型品的表面的表面品质，优选的是，拉伸后试验片的表面的高宽比Str较大，表面形状中的各向异性较小。因此，拉伸后试验片的表面性状的高宽比Str优选为0.28以上。通过使拉伸后试验片的高宽比Str为0.28以上，成型品的表面的鬼线不会过长，能够减少因鬼线而引起的表面品质的降低程度。优选的是，拉伸后试验片的高宽比Str为0.30以上，更优选为0.35以上。
本实施方式中的拉伸后试验片的高宽比Str的测定方法如下。具体而言，从板宽方向上距钢板的端部1/4的位置起沿与钢板的轧制方向成直角的方向(宽度方向)切取JIS5号试验片，用研磨纸对该试验片的表面进行研磨，从而使表面成为镜面状态。接下来，通过对试验片进行拉伸试验，从而施加5％应变。用激光显微镜测定被施加5％应变后的试验片的表面的凹凸。由测定结果算出高宽比Str。此外，高宽比Str可以依据ISO25178、通过分析软件对由激光显微镜得到的表面形状的坐标数据进行处理而算出。在分析中，未使用S滤波器，L滤波器设为0.8mm。
(板厚方向1/4位置处的维氏硬度H1/4的平均值HAVE1/4为150～300)
通过使板厚方向1/4位置处的维氏硬度H1/4的平均值HAVE1/4为150以上，能够确保使钢板的拉伸强度为540MPa以上。另外，通过使板厚方向1/4位置处的维氏硬度H1/4的平均值HAVE1/4为300以下，在钢板的板厚方向1/4位置处，钢板不会过度地变硬，能够在钢板的轧制时充分地发挥将表面的凹凸整平的效果。
本实施方式中的维氏硬度是指根据JIS Z 2244：2009维氏硬度试验而得到的硬度。板厚方向1/4位置处的维氏硬度H1/4的平均值HAVE1/4通过以下的方法测定。在从钢板的表面和背面起在板厚方向上到达1/4的位置处，在轧制方向上以150μm间距各测定50个点，合计测定100个点，将其平均值作为HAVE1/4。
(板厚方向1/2位置处的维氏硬度H1/2的平均值HAVE1/2为155～305)
通过使板厚方向1/2位置处的维氏硬度H1/2的平均值HAVE1/2为155以上，能够确保钢板的拉伸强度为540MPa以上。另外，通过使板厚方向1/2位置处的维氏硬度H1/2的平均值HAVE1/2为305以下，在钢板的板厚方向1/2位置处，钢板不会过度地变硬，能够在钢板的轧制时充分地发挥将表面的凹凸整平的效果。
板厚方向1/2位置处的维氏硬度H1/2的平均值HAVE1/2的测定方法除了板厚方向上的测定位置不同以外，与板厚方向1/4位置处的维氏硬度H1/4的平均值HAVE1/4的测定方法相同。
(钢板的宽度为1000mm以上)
本实施方式的钢板的成型品适合作为汽车面板。作为汽车面板，可列举出车门外板等面板类部件。作为面板类部件，可示例出发动机罩的外板、防护板等侧板、车门外板、车顶板等。
在这样的汽车面板中，与汽车结构构件同样地推进高强度化，成为汽车面板的钢板的制造中途的热轧板的强度也增加。并且，随着汽车面板的薄壁化，钢板制造中途的冷轧工序中的压下率也增加。并且，汽车面板钢板、特别是车门面板用钢板的宽度有时大于1000mm，发动机盖板用钢板的宽度有时大于1500mm。这样的宽幅钢板在冷轧工序中的压下载荷(轧机的载荷)倾向于变大。例如，在拉伸强度540MPa级的钢板中，当宽度成为1500mm左右以上时，冷轧时的压下载荷尤其变大，在拉伸强度780MPa级的钢板中，当宽度成为1200mm左右以上时，冷轧时的压下载荷尤其变大。
如果不应对这样的冷轧时的压下载荷的增大，则钢板形状的精度会变差。另外，作为应对这样的冷轧时的压下载荷的增大的方法，以往，实施在冷轧前进行软质化退火、分两次进行冷轧工序等对策，生产率较低，制造成本增加。
另一方面，在本实施方式中，为如下那样的钢板，即，(i)其具有本实施方式的化学组成和金相组织，(ii)板厚方向1/4位置处的维氏硬度H1/4的标准偏差σ1/4除以维氏硬度H1/4的平均值HAVE1/4所得到的值X1为0.025以下，且(iii)板厚方向1/2位置处的维氏硬度H1/2的标准偏差σ1/2除以维氏硬度H1/2的平均值HAVE1/2所得到的值X2为0.030以下。由此，即使是所述那样的宽幅的面板，(a)也能够通过使热轧板组织更软质而降低冷轧时的轧制载荷，并且(b)能够实现成型品的鬼线降低。
(钢板的板厚为0.20～1.00mm)
本实施方式的钢板的板厚并不限于特定的范围，但考虑到通用性、制造性，优选为0.20～1.00mm。通过将板厚设为0.20mm以上，维持成型品形状平坦变得容易，能够提高尺寸精度和形状精度。因此，板厚优选为0.20mm以上，优选为0.35mm以上，更优选为0.40mm以上。
另一方面，通过使板厚为1.00mm以下，从而构件的轻量化效果变大。因此，板厚优选为1.00mm以下，优选为0.70mm以下，更优选为0.60mm以下。钢板的板厚可以用千分尺测定。
(钢板的拉伸强度为540～980MPa)
本实施方式的钢板的拉伸强度并不限于特定的范围，但优选为540～980MPa。通过使钢板的拉伸强度为540MPa以上，能够实现薄壁且高强度的钢板。另外，通过使钢板的拉伸强度为980MPa以下，容易确保对钢板进行冲压加工时的成型性。
拉伸强度是通过从钢板中采集将与轧制方向成直角的方向作为长度方向的JIS5号拉伸试验片并根据JIS(日本工业标准)Z2241：2011金属材料拉伸试验方法进行试验而测定的。
本实施方式的钢板可以在钢板的至少一侧的表面上具有镀层。作为镀层，可列举出镀锌层和镀锌合金层、以及对这些施加合金化处理而得到的合金化镀锌层和合金化镀锌合金层。
镀锌层和镀锌合金层通过热浸镀法、电镀法或蒸镀法形成。镀锌层的Al含量为0.5质量％以下时，能够充分确保钢板的表面与镀锌层之间的密合性，因此镀锌层的Al含量优选为0.5质量％以下。
在镀锌层为热浸镀锌层的情况下，为了提高钢板表面与镀锌层之间的密合性，热浸镀锌层的Fe含量优选为3.0质量％以下。
在镀锌层为电镀锌层的情况下，出于提高耐腐蚀性的考虑，电镀锌层的Fe含量优选为0.5质量％以下。
在不损害钢板的耐腐蚀性和成型性的范围内，镀锌层和镀锌合金层可以含有Al、Ag、B、Be、Bi、Ca、Cd、Co、Cr、Cs、Cu、Ge、Hf、Zr、I、K、La、Li、Mg、Mn、Mo、Na、Nb、Ni、Pb、Rb、Sb、Si、Sn、Sr、Ta、Ti、V、W、Zr、REM中的1种或2种以上。尤其是Ni、Al和Mg对提高钢板的耐腐蚀性是有效的。
镀锌层或镀锌合金层可以是施加了合金化处理的合金化镀锌层或合金化镀锌合金层。对热浸镀锌层或热浸镀锌合金层施加合金化处理的情况下，从提高钢板表面与合金化镀层之间的密合性的角度出发，合金化处理后的热浸镀锌层(合金化镀锌层)或热浸镀锌合金层(合金化镀锌合金层)的Fe含量优选为7.0质量％～13.0质量％。通过对具有热浸镀锌层或热浸镀锌合金层的钢板施加合金化处理，会在镀层中导入Fe，Fe含量增加。由此，可以使Fe含量达到7.0质量％以上。即，Fe含量为7.0质量％以上的镀锌层为合金化镀锌层或合金化镀锌合金层。
镀层中的Fe含量可以通过以下方法得到。用添加了抑制剂的5体积％HCl水溶液仅将镀层溶解除去。通过用ICP-AES(Inductively Coupled Plasma-Atomic EmissionSpectrometry)测定所得到的溶解液中的Fe含量，得到镀层中的Fe含量(质量％)。
(钢板为汽车外板面板)
接着，对能够通过将上述钢板压制成型来制造的压制成型品进行说明。该压制成型品具有与上述钢板相同的化学组成。另外，上述压制成型品可以在至少一侧的表面具备上述镀层。上述压制成型品由于是对上述钢板进行压制成型而得到的产品，因此抑制了鬼线产生，外观品质优异。其结果，通过使消费者直观感受的外观优异，能够实现商品性较高的汽车。作为压制成型品的具体例，例如，如上述那样，可列举出汽车车身的车门外板等面板类部件(汽车外板面板)。作为面板类部件，可示例出发动机罩的外板、防护板等侧板、车门外板、车顶板等。
＜关于制造方法＞
接着，对本实施方式的钢板的优选的制造方法进行说明。本实施方式的钢板无论制造方法如何，只要具有上述特征，即可获得其效果。但是，如果采用以下方法则可以稳定地制造，因此优选。
具体而言，本实施方式的钢板可以通过包括以下工序(i)～(iv)的制造方法来制造。
(i)板坯成型工序，使具有上述化学组成的钢水凝固而成型板坯；
(ii)热轧工序，加热板坯，以轧制结束温度为950℃以下的方式进行热轧，得到热轧钢板后，在450～650℃下卷取；
(iii)冷轧工序，将卷取的热轧钢板开卷，进行累积压下率RCR为50～90％的冷轧，得到冷轧钢板；
(iv)对冷轧钢板进行退火，然后根据需要形成上述镀层的工序。
以下对各工序进行说明。
[板坯成型工序]
板坯成型工序中，使具有规定的化学组成的钢水成型为板坯。板坯成型工序的制法并不限定。例如，可以用转炉或电炉等熔炼上述化学组成的钢水，通过连铸法制造板坯。也可以采用铸锭法、薄板坯铸造法等来代替连铸法。
[热轧工序]
在热轧之前，先将板坯加热至1100℃以上。通过使加热温度为1100℃以上，在连续的热轧中轧制反作用力不会变得过大，容易获得目标的产品厚度。另外，可以提高板形状的精度，可以顺畅地进行卷取。
加热温度的上限无需限定，但从经济上的角度出发，钢坯加热温度优选为小于1300℃。
在热轧工序中，对被加热至上述加热温度的钢坯进行热轧。在热轧时，在粗轧之后进行精轧。在精轧中，进行多次压下。
精轧是通过多个连续的轧机来进行的，使后半段的轧机的压下率大于前半段的轧机的压下率。使前半段的精轧的压下率小于35％，并且使后半段的精轧的压下率为35％以上。由此，能够提高后半段的精轧的压下率，其结果，能够使作为被热轧加工的板的热轧板适度地软质化。因此，能够降低冷轧工序时的轧机的载荷。并且，可以抑制在热轧板的组织中珠光体、马氏体等硬质相呈带状生成，在作为最终产品的成型品的组织中，也可以抑制马氏体等硬质相呈带状生成。
前半段的轧机的压下率P1与后半段的轧机的压下率P2之比P2/P1优选大于1.0且为1.6以下。通过使P2/P1大于1.0，能够使热轧板充分地软质化，且可以抑制在作为最终产品的成型品的组织中硬质相呈带状生成。另外，通过使P2/P1为1.6以下，能够减轻对后半段的轧机造成的载荷。
最终的轧机的压下率优选为40％以上。由此，可以更容易地抑制在热轧板的组织中珠光体、马氏体等硬质相呈带状生成，在作为最终产品的成型品的组织中，可以更容易地抑制马氏体等硬质相呈带状生成。
精轧的轧机例如以7台连续的方式设置。在本实施方式中，第1轧机～第3轧机为前半段的轧机，第5轧机～第7轧机为后半段的轧机。轧机的数量未受限定，只要使多个轧机中的后半段的轧机的轧制率大于前半段的轧机的轧制率即可。
轧制结束温度为950℃以下。通过使轧制结束温度为950℃以下，可以使热轧钢板的平均晶粒直径不会变得过大。在这种情况下，还可以减小最终产品板的平均晶粒直径，可以确保足够的屈服强度和成型后的高表面品质。
热轧工序中的卷取温度优选设为450～650℃。通过使卷取温度为650℃以下，可以使晶粒直径微小，可以确保足够的钢板的强度。进而，能够抑制氧化皮厚度，由此能够充分确保酸洗性。另外，通过使卷取温度为450℃以上，可以使热轧钢板的强度不会过度增加，可以抑制对进行冷轧工序的设备的载荷而进一步提高生产率。
[冷轧工序]
冷轧工序中，进行累积压下率RCR为50～90％的冷轧，得到冷轧钢板。通过以上述累积压下率对施予了规定的残留应力的热轧钢板进行冷轧，在退火、冷却后，可得到具有所期望的织构的铁素体。
通过使累积压下率RCR为50％以上，由钢板的板厚反推，能够充分确保热轧工序中的钢坯的板厚，进行热轧工序是可实现的。另外，通过使累积压下率RCR为90％以下，轧制载荷不会变得过大，能够充分确保板宽度方向上的材质的均一性。进而，还能够充分确保生产的稳定性。因此，冷轧中的累积压下率RCR设为50～90％。
[退火工序]
退火工序中，进行将冷轧钢板加热至750～900℃的均热温度并保持的退火。通过使均热温度为750℃以上，铁素体的再结晶和由铁素体向奥氏体的逆相变充分进行，能够得到所期望的织构。另一方面，通过使均热温度为900℃以下，晶粒变得致密化，可得到足够的强度。此外，加热温度不会变得过高，可以提高生产率。
[冷却工序]
冷却工序中，对退火工序中均热后的冷轧钢板进行冷却。冷却时以从均热温度开始的平均冷却速度为5.0～50℃/秒的方式进行冷却。通过使上述平均冷却速度为5.0℃/秒以上，不会过量地促进铁素体相变，可增加马氏体等硬质相的生成量，能够得到所期望的强度。另外，通过使平均冷却速度为50℃/秒以下，可以在钢板的宽度方向上使钢板更均匀地冷却。
[镀覆工序]
对于由上述方法得到的冷轧钢板，还可以进行在表面形成镀层的镀覆工序。
[合金化工序]
对于所述镀覆工序中形成的镀层，可以进行合金化。合金化工序中，合金化温度为例如450～600℃。
根据上述制造方法，通过在热轧工序中的精轧的后半段应用提高压下率的后段大压下，能够制成连续的硬质相较少的钢板。由此，在成型后的成型品中，表面的凹凸形状的各向异性变小，可以抑制鬼线的产生，可以获得优异的外观品质。并且，在钢板的制造性方面，热轧板也能够适度地软质化，还能够提高冷轧加工性，而不是必须进行软质化退火、2次冷轧。
此外，在本实施方式中，对于热轧加工后的钢板，未利用作为形状矫正装置的矫平机进行形状矫正。为了确保较高的外观品质，对本实施方式的钢板要求较高的表面性状。因此，在本实施方式中，无法使用需要利用矫平机进行形状矫正的钢板。换言之，未设想利用包括在精轧的轧机出口侧配置矫平机的特殊的热轧工序的制造方法来制造本实施方式的钢板。因而，未将矫平机与本实施方式中的钢板的制造方法组合。
实施例
接着，对本发明的实施例进行说明。需要说明的是，实施例中的条件是为了确认本发明的可实施性和效果而采用的一个条件例，本发明不限于该条件例。只要不超出本发明的要旨、可实现本发明的目的，就可以采用各种条件。
熔炼具有表1的钢坯No.A～K所示的化学组成的钢，通过连铸制造厚度为200～300mm的板坯。对于所得到的一部分板坯，以表2所示的条件进行热轧，并进行卷取。此外，在热轧中的精轧时，连续地设置7个轧机，将最初的3个轧机(第1轧机～第3轧机)作为前半段轧机，将最后的3个轧机(第5轧机～第7轧机)作为后半段轧机。
然后，对卷材进行开卷，对于得到的热轧板，切取试验片并测定了拉伸强度。拉伸强度基于JIS Z 2241：2011进行评价。试验片为JIS Z 2241：2011的5号试验片。拉伸试验片的采集位置为从板宽度方向上的端部起1/4部分，以与轧制方向垂直的方向为长度方向。
在进行酸洗之后，以表2所示的累积压下率RCR进行冷轧，得到钢板A1～K1。
之后，以表3所示的均热温度和加热后的冷却速度(平均冷却速度)的条件进行了退火和冷却。另外，对一部分钢板进行各种镀覆，在表面形成镀层，以表3所示的合金化温度进行了合金化处理。表4中，CR表示无镀覆，GI表示热浸镀锌，GA表示合金化热浸镀锌，EG表示电镀锌。
对于所得到的产品板No.A1a～K1a(也就是产品板No.A1a～A2a、B1a～B2a、C1a～C2a、D1a～D5a、E1a、F1a、G1a、H1a、I1a、J1a和K1a)，测定了板宽和板厚。
另外，对产品板No.A1a～K1a测定拉伸强度。拉伸强度基于JIS Z 2241：2011进行评价。试验片为JIS Z 2241：2011的5号试验片。拉伸试验片的采集位置为从板宽度方向上的端部起1/4部分，以与轧制方向垂直的方向为长度方向。所得到的拉伸强度为540MPa以上的情况下，视为高强度，判定为合格。另一方面，所得到的拉伸强度小于540MPa时，视为强度差，判定为不合格。
另外，通过上述方法测定所得到的产品板No.A1a～K1a的金相组织中的铁素体和硬质相的体积分数。产品板No.A1a～K1a的金相组织中，硬质相和铁素体的体积分数的总和为100％。
另外，通过上述方法测定所得到的产品板No.A1a～K1a的金相组织中铁素体的平均晶粒直径和硬质相的平均晶粒直径。
结果如表4所示。
[表1]
[表1]
下划线表示在本发明的范围之外。
[表2]
[表2]
下划线表示在本发明的优选范围之外。
[表3]
[表3]
[表4]
[表4]
下划线表示在本发明的范围之外或者在优选范围之外。
另外，对于所得到的产品板No.A1a～K1a，对于在板厚方向上距表面1/4位置，在轧制方向上以150μm的测定间隔通过上述方法测定50个点的维氏硬度H1/4。然后，对于在板厚方向上距背面1/4位置，在轧制方向上以150μm的测定间隔通过上述方法测定50个点的维氏硬度H1/4。然后，算出将这些100个点的维氏硬度H1/4的标准偏差σ1/4除以100个点的维氏硬度H1/4的平均值HAVE1/4所得到的值X1。
另外，对于得到的产品板No.A1a～K1a，对于在板厚方向上距表面1/2位置，在轧制方向上以150μm的测定间隔通过上述方法测定50个点的维氏硬度H1/2。然后，算出将这些50个点的维氏硬度H1/2的标准偏差σ1/2除以50个点的维氏硬度H1/2的平均值HAVE1/2所得到的值X2。
进而，对于所得到的产品板No.A1a～K1a，在板厚方向1/4～1/2的区域中，通过上述方法测定在轧制方向上连续100μm以上的硬质相的面积率。
并且，对于各个产品板No.A1a～K1a，用研磨纸等使其表面成为镜面状态而得到拉伸试验片，通过上述方法测定利用拉伸试验对该拉伸试验片施加5％应变后的表面性状的高宽比Str。
另外，对于各个产品板No.A1a～K1a，用研磨纸等使其表面成为镜面状态而得到拉伸试验片，通过以下的方法测定利用拉伸试验对该拉伸试验片施加5％应变后的表面粗糙度Wa(算术平均波纹度)。用激光位移测定装置(基恩士VK-X1000)沿着与轧制方向成直角的方向测定了50条轮廓线。此时，除去了波长为0.8mm以下和2.5mm以上的成分。由得到的结果，按照JIS B0601：2013算出算术平均波纹度，并算出合计50条轮廓线的平均值。由此，得到了产品板的表面粗糙度Wa。
另外，算出产品板No.A1a～K1a的各个产品板的拉伸强度与拉伸后试验片的表面性状的高宽比Str的积。拉伸强度TS×高宽比Str是如下那样的指标：其越高，越表示尽管为高强度且加工性较低，但表面的凹凸形状的各向异性较小。
结果如表5所示。
[表5]
[表5]
下划线表示在本发明的范围之外或者在优选范围之外。
如表1～表5所示，实施例中的拉伸后试验片的表面性状的高宽比Str具有明显高于比较例中的拉伸后试验片的表面性状的高宽比Str的倾向，由此，对于表面的凹凸形状，各向异性较小，是强度和表面品质优异者。更详细而言，实施例的拉伸强度均大于540MPa，为高强度。并且，实施例的拉伸后试验片的表面性状的高宽比Str为0.28以上，连续100μm以上的硬质相的面积相对于全部硬质相的面积为30％以下，充分抑制了鬼线。并且，在实施例中均示出了：拉伸强度TS×高宽比Str大于200而足够高，尽管为高强度且加工性较低，但表面的凹凸形状的各向异性较小。并且，10个实施例中(产品板的拉伸强度-热轧板拉伸强度)的平均值为77，而8个比较例中(产品板的拉伸强度-热轧板拉伸强度)的平均值约为54。即，在实施例中，充分产生了产品板的拉伸强度与热轧板的拉伸强度之间的差，实现了热轧板的软质化。尤其是，对于适合于汽车发动机盖板、汽车门板的宽度较大的产品板，证实了冷轧工序中的轧机的载荷降低。
另一方面，在作为比较例的产品板No.A2a、B2a中，热轧中的精轧的后半段的压下率较小，从而无法将钢板表面的条纹状凹凸充分地整平，在轧制方向1/4～1/2的区域中，于轧制方向连续100μm以上的硬质相的面积率大于40％，另外，拉伸后试验片的表面性状的高宽比Str低于0.28，并且，拉伸强度TS×高宽比Str低于180，从而成型后的表面品质较低。另外，在作为比较例的产品板No.C2a、D2a中，热轧中的精轧的后半段的压下率较小，从而无法将钢板表面的条纹状凹凸充分地整平，在轧制方向1/4～1/2的区域中，于轧制方向连续100μm以上的硬质相的面积率大于30％，另外，拉伸后试验片的表面性状的高宽比Str低于0.28，并且，拉伸强度TS×高宽比Str低于170，从而成型后的表面品质较低。另外，在作为比较例的产品板No.D5a中，热轧中的精轧的前半段的压下率P1与后半段的压下率P2之比P2/P1在大于1.0且为1.6以下的范围内，但后半段的压下率较小，从而无法将钢板表面的条纹状凹凸充分地整平，在轧制方向1/4～1/2的区域中，于轧制方向连续100μm以上的硬质相的面积率大于30％，另外，拉伸后试验片的表面性状的高宽比Str低于0.28，并且，拉伸强度TS×高宽比Str低于170，从而成型后的表面品质较低。
另外，在作为比较例的No.产品板E1a中，碳的含量超过优选范围，从而容易产生带状的Mn偏析。其结果，在轧制方向1/4～1/2的区域中，于轧制方向连续100μm以上的硬质相的面积率大于30％，另外，拉伸强度TS×高宽比Str低于180，从而成型后的表面品质较低。另外，在作为比较例的产品板No.F1a中，碳的含量未达到优选范围，铁素体的体积分数过大且硬质相的体积分数较少，从而产品板的拉伸强度较低，达不到540MPa。另外，在作为比较例的产品板No.G1a中，Mn的含量超过优选范围，从而在钢的凝固时产生带状的Mn偏析。其结果，在轧制方向1/4～1/2的区域中，于轧制方向连续100μm以上的硬质相的面积率大于40％，另外，拉伸强度TS×高宽比Str低于170，从而成型后的表面品质较低。
在此，对板厚相同的产品板No.A1a和A2a、No.B1a和B2a、No.C1a和C2a、No.D1a和D2a进行对比。作为实施例的产品板No.A1a、B1a、C1a、D1a的表面粗糙度Wa分别为0.058μm、0.055μm、0.058μm、0.055μm。另一方面，作为比较例的产品板No.A2a、B2a、C2a、D2a的表面粗糙度Wa分别为0.050μm、0.053μm、0.056μm、0.055μm。如此，作为实施例的产品板No.A1a的表面粗糙度Wa为作为比较例的产品板No.A2a的表面粗糙度Wa以上，作为实施例的产品板No.B1a、C1a、D1a的表面粗糙度Wa也分别为作为比较例的产品板No.B2a、C2a、D2a的表面粗糙度Wa以上。另一方面，作为实施例的产品板No.A1a、B1a、C1a、D1a的高宽比Str均大于作为比较例的产品板No.A2a、B2a、C2a、D2a的高宽比Str。如此，对于作为实施例的产品板No.A1a、B1a、C1a、D1a，尽管其表面粗糙度Wa分别为作为比较例的产品板No.A2a、B2a、C2a、D2a的表面粗糙度Wa以上，但其高宽比Str较高，从而证实了其表面的凹凸的各向异性较小，表面品质优异。
产业上的可利用性
根据本发明的上述方式，能够提供在成型品中可实现优异的外观品质的钢板。

Claims (8)

1.一种钢板，其化学组成以质量％计为C：0.030％～0.145％、
Si：0％～0.500％、
Mn：0.50％～2.50％、
P：0％～0.100％、
S：0％～0.020％、
Al：0％～1.000％、
N：0％～0.0100％、
B：0％～0.0050％、
Mo：0％～0.80％、
Ti：0％～0.200％、
Nb：0％～0.10％、
V：0％～0.20％、
Cr：0％～0.80％、
Ni：0％～0.25％
O：0％～0.0100％、
Cu：0％～1.00％、
W：0％～1.00％、
Sn：0％～1.00％、
Sb：0％～0.20％、
Ca：0％～0.0100％、
Mg：0％～0.0100％、
Zr：0％～0.0100％、
REM：0％～0.0100％，
余量为铁和杂质，
金相组织由体积分数为70～95％的铁素体和体积分数为5～30％的硬质相组成，
板厚方向1/4位置处的维氏硬度H1/4的标准偏差除以所述维氏硬度H1/4的平均值得到的值X1为0.025以下，
板厚方向1/2位置处的维氏硬度H1/2的标准偏差除以所述维氏硬度H1/2的平均值得到的值X2为0.030以下。
2.根据权利要求1所述的钢板，其特征在于，所述铁素体的平均晶粒直径为5.0～30.0μm，所述硬质相的平均晶粒直径为1.0～5.0μm。
3.根据权利要求1或2所述的钢板，其特征在于，在板厚方向1/4～1/2的区域中，于轧制方向连续100μm以上的硬质相的面积相对于全部硬质相的面积为30％以下。
4.根据权利要求1～3中任一项所述的钢板，其特征在于，通过拉伸试验施加了5％应变后的试验片的表面性状的高宽比Str(ISO25178)为0.28以上。
5.根据权利要求1～4中任一项所述的钢板，其特征在于，板厚方向1/4位置处的维氏硬度H1/4的平均值为150～300，
板厚方向1/2位置处的维氏硬度H1/2的平均值为155～305。
6.根据权利要求1～5中任一项所述的钢板，其特征在于，所述硬质相由马氏体、贝氏体、回火马氏体和珠光体中的任意1种以上构成。
7.根据权利要求1～6中任一项所述的钢板，其特征在于，所述钢板的板厚为0.20mm～1.00mm。
8.根据权利要求1～7中任一项所述的钢板，其特征在于，所述钢板为汽车外板面板。
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