JP7486010B2 - 鋼板 - Google Patents
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Description
本発明は、鋼板に関する。
地球環境保護の観点から、自動車には燃費向上のため、メンバー等の構造部品だけでなく、ルーフやドアアウタ等のパネル系部品についても軽量化ニーズが高まっている。これらのパネル系部品は、骨格部品とは異なり、人目に触れるため高い外観品質も求められる。外観品質として、意匠性および面品質を挙げることができる。
特許文献１は、表面品質に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板を開示している。具体的には、特許文献１は、質量％で、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％を含有し、かつ、Ａｌ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ｍｎの含有量を同号項とした数式：Ａ＝４００Ａｌ／（４Ｃｒ＋３Ｓｉ＋６Ｍｎ）で定義された焼鈍時表面酸化指数Ａが２．３以上であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、さらに、鋼板（基板）の組織が、フェライトおよび第２相からなり、該第２相がマルテンサイト主体である鋼板（基板）と、当該基板表面に溶融亜鉛めっき層を有する、高強度溶融亜鉛めっき鋼板を開示している。
外観品質を向上するために、ゴーストラインの発生を抑制することが１つの課題として挙げられる。ゴーストラインは、ＤＰ（Ｄｕａｌ Ｐｈａｓｅ）鋼のような硬質相と軟質相とを有する鋼板をプレス成形した際、軟質相周辺が優先的に変形することで、表面に１ｍｍオーダーで生じる微小な凹凸のことである。この凹凸は表面に筋模様となって生じるため、ゴーストラインが発生したプレス成形品は、外観品質が劣る。
自動車の軽量化のためパネル系部品の高強度および薄肉化、さらに形状の複雑化に伴い、成形後の鋼板の表面は凹凸が生じやすくなり、ゴーストラインが発生し易い傾向にある。
本発明は上記実情に鑑みてなされたものである。本発明は、高強度であり、優れた外観品質を実現できる鋼板を提供することを目的とする。
本発明は、下記の鋼板を要旨とする。
（１）化学組成が質量％で、
Ｃ：０．０３０％超～０．１４５％、
Ｓｉ：０％～０．５００％以下、
Ｍｎ：０．５０％～２．５０％、
Ｐ：０％～０．１００％以下、
Ｓ：０％～０．０２０％以下、
Ａｌ：０％～１．０００％以下、
Ｎ：０％～０．０１００％以下、
Ｂ：０％～０．００５０％、
Ｍｏ：０％～０．８００％、
Ｔｉ：０％～０．２００％、
Ｎｂ：０％～０．１００％、
Ｖ：０％～０．２００％、
Ｃｒ：０％～０．８００％、
Ｎｉ：０％～０．２５０％
Ｏ：０％～０．０１００％、
Ｃｕ：０％～１．００％、
Ｗ：０％～１．００％、
Ｓｎ：０％～１．００％、
Ｓｂ：０％～０．２００％、
Ｃａ：０％～０．０１００％、
Ｍｇ：０％～０．０１００％、
Ｚｒ：０％～０．０１００％、
ＲＥＭ：０％～０．０１００％、
残部が鉄および不純物であり、
金属組織が、体積分率で７０～９５％のフェライトと、体積分率で５～３０％の硬質相とからなり、
板厚方向１／４位置での圧延方向における平均Ｍｎ濃度の板厚方向での標準偏差を、前記板厚方向１／４位置での平均Ｍｎ濃度で除した値Ｘ１が０．０２５以下である鋼板。
Ｃ：０．０３０％超～０．１４５％、
Ｓｉ：０％～０．５００％以下、
Ｍｎ：０．５０％～２．５０％、
Ｐ：０％～０．１００％以下、
Ｓ：０％～０．０２０％以下、
Ａｌ：０％～１．０００％以下、
Ｎ：０％～０．０１００％以下、
Ｂ：０％～０．００５０％、
Ｍｏ：０％～０．８００％、
Ｔｉ：０％～０．２００％、
Ｎｂ：０％～０．１００％、
Ｖ：０％～０．２００％、
Ｃｒ：０％～０．８００％、
Ｎｉ：０％～０．２５０％
Ｏ：０％～０．０１００％、
Ｃｕ：０％～１．００％、
Ｗ：０％～１．００％、
Ｓｎ：０％～１．００％、
Ｓｂ：０％～０．２００％、
Ｃａ：０％～０．０１００％、
Ｍｇ：０％～０．０１００％、
Ｚｒ：０％～０．０１００％、
ＲＥＭ：０％～０．０１００％、
残部が鉄および不純物であり、
金属組織が、体積分率で７０～９５％のフェライトと、体積分率で５～３０％の硬質相とからなり、
板厚方向１／４位置での圧延方向における平均Ｍｎ濃度の板厚方向での標準偏差を、前記板厚方向１／４位置での平均Ｍｎ濃度で除した値Ｘ１が０．０２５以下である鋼板。
（２）板厚方向１／２位置での圧延方向における平均Ｍｎ濃度の板厚方向での標準偏差を、前記板厚方向１／２位置での平均Ｍｎ濃度で除した値Ｘ２が０．０３５以下であることを特徴とする前記（１）に記載の鋼板。
（３）板厚方向１／４～１／２の領域において、圧延方向に１００μｍ以上連結した硬質相の面積が全硬質相の面積に対し３０％以下、であることを特徴とする前記（１）または（２）に記載の鋼板。
（４）前記フェライトの平均結晶粒径が５．０～３０μm、前記硬質相の平均結晶粒径が１．０～５．０μｍであることを特徴とする前記（１）～（３）のいずれか一項に記載の鋼板。
（５）前記板厚方向１／４位置での前記圧延方向における前記平均Ｍｎ濃度の前記板厚方向での最大と最小の差を、前記板厚方向１／４位置での前記平均Ｍｎ濃度で除した値Ｚ１が０．１１０以下であることを特徴とする前記（１）～（４）のいずれか一項に記載の鋼板。
（６）前記板厚方向１／２位置での前記圧延方向における前記平均Ｍｎ濃度の前記板厚方向での最大と最小の差を、前記板厚方向１／２位置での前記平均Ｍｎ濃度で除した値Ｚ２が０．１５０以下であることを特徴とする前記（１）～（５）のいずれか一項に記載の鋼板。
（７）前記硬質相が、マルテンサイト、ベイナイト、焼き戻しマルテンサイト、およびパーライトのいずれか１種以上からなることを特徴とする前記（１）～（６）のいずれか一項に記載の鋼板。
（８）前記鋼板の板厚が０．２０ｍｍ～１．００ｍｍであることを特徴とする、前記（１）～（７）の何れか一項に記載の鋼板。
（９）前記鋼板が自動車外板パネルであることを特徴とする、前記（１）～（８）の何れか一項に記載の鋼板。
本発明に係る上記態様によれば、高強度であり、優れた外観品質を実現できる鋼板を提供することができる。
＜本発明を想到するに至った経緯＞
本発明者は、高強度の鋼板をプレス成形した後において、ゴーストラインの発生を抑制する方法について検討した。前述したように、ＤＰ（Ｄｕａｌ Ｐｈａｓｅ）鋼のような硬質相と軟質相が混在する鋼板では、成形時に主に軟質相周辺が変形し、鋼板表面に微小な凹凸が生じることで、ゴーストラインと呼ばれる外観不良が発生することがある。ゴーストラインは、鋼板のプレス成形時に軟質相が凹む一方で硬質相は凹まないかむしろ凸となるように盛り上がるように変形することで、バンド状（縞状）に生じる。
本発明者は、高強度の鋼板をプレス成形した後において、ゴーストラインの発生を抑制する方法について検討した。前述したように、ＤＰ（Ｄｕａｌ Ｐｈａｓｅ）鋼のような硬質相と軟質相が混在する鋼板では、成形時に主に軟質相周辺が変形し、鋼板表面に微小な凹凸が生じることで、ゴーストラインと呼ばれる外観不良が発生することがある。ゴーストラインは、鋼板のプレス成形時に軟質相が凹む一方で硬質相は凹まないかむしろ凸となるように盛り上がるように変形することで、バンド状（縞状）に生じる。
このように、ゴーストラインはバンド状に連結した硬質相が存在することで発生するとの知見を基に、例えば本実施形態におけるＤＰ鋼においてゴーストラインを低減するには、硬質相を均一に分散させる（バンド状組織を抑制する）ことが重要であるとの着想を得た。そして、バンド状組織は、鋼の凝固時のＭｎの中心偏析やミクロ偏析に起因し発生するため、その抑制には鋼の凝固時のＭｎ偏析を抑制する必要がある。
本願発明者は、鋭意研究の結果、鋼中のＭｎ偏析を低減する手段として、凝固直後のスラブを圧下する手法（凝固後大圧下法）に着目するに至った。凝固後に大圧下を行うことで、Ｍｎ偏析、特に板厚方向１／４位置でのＭｎミクロ偏析が低減し、連結した硬質相の比率が減少することを発見した。その結果、成形後の鋼板の表面粗さがより良好となることを知見した。
本発明は上記知見に基づいてなされたものであり、以下に本実施形態に係る鋼板について詳細に説明する。ただし、本発明は本実施形態に開示の構成のみに制限されることなく、本発明の趣旨を逸脱しない範囲で種々の変更が可能である。
まず、本実施形態に係る鋼板の化学組成について説明する。以下に「～」を挟んで記載する数値限定範囲には、下限値および上限値がその範囲に含まれる。「未満」または「超」と示す数値には、その値が数値範囲に含まれない。以下の説明において、化学組成に関する％は特に指定しない限り質量％である。
本実施形態に係る鋼板は、化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０３０％超～０．１４５％、
Ｓｉ：０％～０．５００％、
Ｍｎ：０．５％～２．５０％、
Ｐ：０％～０．１００％、
Ｓ：０％～０．０２０％、
Ａｌ：０％～１．０００％、
Ｎ：０％～０．０１００％、
Ｂ：０％～０．００５０％、
Ｍｏ：０％～０．８００％、
Ｔｉ：０％～０．２００％、
Ｎｂ：０％～０．１００％、
Ｖ：０％～０．２００％、
Ｃｒ：０％～０．８００％、
Ｎｉ：０％～０．２５０％
Ｏ：０％～０．０１００％、
Ｃｕ：０％～１．００％、
Ｗ：０％～１．００％、
Ｓｎ：０％～１．００％、
Ｓｂ：０％～０．２００％、
Ｃａ：０％～０．０１００％、
Ｍｇ：０％～０．０１００％、
Ｚｒ：０％～０．０１００％、
ＲＥＭ：０％～０．０１００％、
残部が鉄および不純物である。以下、各元素について説明する。
Ｃ：０．０３０％超～０．１４５％、
Ｓｉ：０％～０．５００％、
Ｍｎ：０．５％～２．５０％、
Ｐ：０％～０．１００％、
Ｓ：０％～０．０２０％、
Ａｌ：０％～１．０００％、
Ｎ：０％～０．０１００％、
Ｂ：０％～０．００５０％、
Ｍｏ：０％～０．８００％、
Ｔｉ：０％～０．２００％、
Ｎｂ：０％～０．１００％、
Ｖ：０％～０．２００％、
Ｃｒ：０％～０．８００％、
Ｎｉ：０％～０．２５０％
Ｏ：０％～０．０１００％、
Ｃｕ：０％～１．００％、
Ｗ：０％～１．００％、
Ｓｎ：０％～１．００％、
Ｓｂ：０％～０．２００％、
Ｃａ：０％～０．０１００％、
Ｍｇ：０％～０．０１００％、
Ｚｒ：０％～０．０１００％、
ＲＥＭ：０％～０．０１００％、
残部が鉄および不純物である。以下、各元素について説明する。
（Ｃ：０．０３０％超～０．１４５％）
Ｃは、鋼板の強度を高める元素である。所望の強度を得るために、Ｃ含有量は０．０３０％超とする。強度をより高めるため、Ｃ含有量は、好ましくは０．０３５％以上であり、より好ましくは０．０４０％以上であり、さらに好ましくは０．０５０％以上であり、さらに好ましくは０．０６０％以上である。
また、Ｃ含有量を０．１４５％以下とすることで、凝固時のＭｎの拡散が助長され、これによりバンド状のＭｎ偏析が生じやすくなることを抑制できる。その結果、鋼板のプレス成形後のゴーストラインの発生を抑制できる。そのため、Ｃ含有量は０．１４５％以下とする。Ｃ含有量は、０．１１０％以下が好ましく、０．０９０％以下がより好ましい。
Ｃは、鋼板の強度を高める元素である。所望の強度を得るために、Ｃ含有量は０．０３０％超とする。強度をより高めるため、Ｃ含有量は、好ましくは０．０３５％以上であり、より好ましくは０．０４０％以上であり、さらに好ましくは０．０５０％以上であり、さらに好ましくは０．０６０％以上である。
また、Ｃ含有量を０．１４５％以下とすることで、凝固時のＭｎの拡散が助長され、これによりバンド状のＭｎ偏析が生じやすくなることを抑制できる。その結果、鋼板のプレス成形後のゴーストラインの発生を抑制できる。そのため、Ｃ含有量は０．１４５％以下とする。Ｃ含有量は、０．１１０％以下が好ましく、０．０９０％以下がより好ましい。
（Ｓｉ：０％～０．５００％）
Ｓｉは、鋼の脱酸元素であり、鋼板の延性を損なわずに強度を高めるのに有効な元素である。Ｓｉ含有量を０．５００％以下とすることで、スケール剥離性の低下による表面欠陥の発生を抑制できる。そのため、Ｓｉ含有量は０．５００％以下とする。Ｓｉ含有量は０．２５０％以下が好ましく、０．１００％以下がより好ましい。
Ｓｉ含有量の下限は０％を含むが、鋼板の強度－成形性バランスを向上するために、Ｓｉ含有量は０．０００５％以上または０．００１０％以上としてもよい。
Ｓｉは、鋼の脱酸元素であり、鋼板の延性を損なわずに強度を高めるのに有効な元素である。Ｓｉ含有量を０．５００％以下とすることで、スケール剥離性の低下による表面欠陥の発生を抑制できる。そのため、Ｓｉ含有量は０．５００％以下とする。Ｓｉ含有量は０．２５０％以下が好ましく、０．１００％以下がより好ましい。
Ｓｉ含有量の下限は０％を含むが、鋼板の強度－成形性バランスを向上するために、Ｓｉ含有量は０．０００５％以上または０．００１０％以上としてもよい。
（Ｍｎ：０．５０％～２．５０％）
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を高めて、強度の向上に寄与する元素である。所望の強度を得るために、Ｍｎ含有量は０．５０％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．２０％以上、より好ましくは１．４０％以上である。
また、Ｍｎ含有量が２．５０％以下であると、鋼の凝固時に縞状のＭｎ偏析が生じることを抑制できる。そのため、Ｍｎ含有量は２．５０％以下とする。Ｍｎ含有量は、２．００％以下が好ましく、１．８０％以下がより好ましい。
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を高めて、強度の向上に寄与する元素である。所望の強度を得るために、Ｍｎ含有量は０．５０％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．２０％以上、より好ましくは１．４０％以上である。
また、Ｍｎ含有量が２．５０％以下であると、鋼の凝固時に縞状のＭｎ偏析が生じることを抑制できる。そのため、Ｍｎ含有量は２．５０％以下とする。Ｍｎ含有量は、２．００％以下が好ましく、１．８０％以下がより好ましい。
（Ｐ：０％～０．１００％）
Ｐは、鋼を脆化する元素である。Ｐ含有量が０．１００％以下であると、鋼板が脆化して生産工程において割れ易くなることを抑制できる。そのため、Ｐ含有量は０．１００％以下とする。Ｐ含有量は、０．０７０％以下、０．０４０％以下、０．０３０％以下、又は０．０２０％以下であってもよい。
Ｐ含有量の下限は０％を含むが、Ｐ含有量を０．００１％以上とすることで、製造コストをより低減できる。そのため、Ｐ含有量は０．００１％以上としてもよい。
Ｐは、鋼を脆化する元素である。Ｐ含有量が０．１００％以下であると、鋼板が脆化して生産工程において割れ易くなることを抑制できる。そのため、Ｐ含有量は０．１００％以下とする。Ｐ含有量は、０．０７０％以下、０．０４０％以下、０．０３０％以下、又は０．０２０％以下であってもよい。
Ｐ含有量の下限は０％を含むが、Ｐ含有量を０．００１％以上とすることで、製造コストをより低減できる。そのため、Ｐ含有量は０．００１％以上としてもよい。
（Ｓ：０％～０．０２０％）
Ｓは、Ｍｎ硫化物を形成し、鋼板の延性、穴拡げ性、伸びフランジ性および曲げ性などの成形性を劣化させる元素である。Ｓ含有量が０．０２０％以下であると、鋼板の成形性が著しく低下することを抑制できる。そのため、Ｓ含有量は０．０２０％以下とする。Ｓ含有量は０．０１０％以下が好ましく、０．００８％以下がより好ましい。
Ｓ含有量の下限は０％を含むが、Ｓ含有量を０．０００１％以上とすることで、製造コストをより低減できる。そのため、Ｓ含有量は０．０００１％以上としてもよい。
Ｓは、Ｍｎ硫化物を形成し、鋼板の延性、穴拡げ性、伸びフランジ性および曲げ性などの成形性を劣化させる元素である。Ｓ含有量が０．０２０％以下であると、鋼板の成形性が著しく低下することを抑制できる。そのため、Ｓ含有量は０．０２０％以下とする。Ｓ含有量は０．０１０％以下が好ましく、０．００８％以下がより好ましい。
Ｓ含有量の下限は０％を含むが、Ｓ含有量を０．０００１％以上とすることで、製造コストをより低減できる。そのため、Ｓ含有量は０．０００１％以上としてもよい。
（Ａｌ：０％～１．０００％）
Ａｌは、脱酸材として機能する元素であり、鋼の強度を高めるのに有効な元素である。Ａｌ含有量を１．０００％以下とすることで鋳造性を高くできるので生産性を高くできる。そのため、Ａｌ含有量は１．０００％以下とする。Ａｌ含有量は０．６５０％以下が好ましく、０．６００％以下がより好ましい。
Ａｌ含有量の下限は０％を含むが、Ａｌによる脱酸効果を十分に得るために、Ａｌ含有量は０．００５％以上としてもよい。
Ａｌは、脱酸材として機能する元素であり、鋼の強度を高めるのに有効な元素である。Ａｌ含有量を１．０００％以下とすることで鋳造性を高くできるので生産性を高くできる。そのため、Ａｌ含有量は１．０００％以下とする。Ａｌ含有量は０．６５０％以下が好ましく、０．６００％以下がより好ましい。
Ａｌ含有量の下限は０％を含むが、Ａｌによる脱酸効果を十分に得るために、Ａｌ含有量は０．００５％以上としてもよい。
（Ｎ：０％～０．０１００％）
Ｎは、窒化物を形成し、鋼板の延性、穴拡げ性、伸びフランジ性および曲げ性などの成形性を劣化させる元素である。Ｎ含有量が０．０１００％以下であると、窒化物が過度に形成されずに済み、鋼板の延性、穴拡げ性、伸びフランジ性および曲げ性などの成形性を高くでき、さらに、溶接時の溶接欠陥を低減できるので生産性を高くできる。そのため、Ｎ含有量は０．０１００％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００８０％以下であり、より好ましくは０．００７０％以下である。
Ｎ含有量の下限は０％を含むが、Ｎ含有量を０．０００５％以上とすることで、製造コストをより低減できる。そのため、Ｎ含有量は０．０００５％以上としてもよい。
Ｎは、窒化物を形成し、鋼板の延性、穴拡げ性、伸びフランジ性および曲げ性などの成形性を劣化させる元素である。Ｎ含有量が０．０１００％以下であると、窒化物が過度に形成されずに済み、鋼板の延性、穴拡げ性、伸びフランジ性および曲げ性などの成形性を高くでき、さらに、溶接時の溶接欠陥を低減できるので生産性を高くできる。そのため、Ｎ含有量は０．０１００％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００８０％以下であり、より好ましくは０．００７０％以下である。
Ｎ含有量の下限は０％を含むが、Ｎ含有量を０．０００５％以上とすることで、製造コストをより低減できる。そのため、Ｎ含有量は０．０００５％以上としてもよい。
本実施形態に係る鋼板は、任意元素として、以下の元素を含有してもよい。以下の任意元素を含有しない場合の含有量は０％である。
（Ｂ：０％～０．００５０％）
Ｂは、高温での相変態を抑制し、鋼板の強度の向上に寄与する元素である。Ｂは必ずしも含有させなくてよいので、Ｂ含有量の下限は０％を含む。Ｂによる強度向上効果を十分に得るためには、Ｂ含有量は、０．０００５％以上が好ましく、０．００１０％以上がより好ましい。
また、Ｂ含有量が０．００５０％以下であると、Ｂ析出物が生成して鋼板の強度が低下することを抑制できる。そのため、Ｂ含有量は０．００５０％以下とする。Ｂ含有量は、０．０００１％～０．００５０％であってもよい。
Ｂは、高温での相変態を抑制し、鋼板の強度の向上に寄与する元素である。Ｂは必ずしも含有させなくてよいので、Ｂ含有量の下限は０％を含む。Ｂによる強度向上効果を十分に得るためには、Ｂ含有量は、０．０００５％以上が好ましく、０．００１０％以上がより好ましい。
また、Ｂ含有量が０．００５０％以下であると、Ｂ析出物が生成して鋼板の強度が低下することを抑制できる。そのため、Ｂ含有量は０．００５０％以下とする。Ｂ含有量は、０．０００１％～０．００５０％であってもよい。
（Ｍｏ：０％～０．８００％）
Ｍｏは、高温での相変態を抑制し、鋼板の強度の向上に寄与する元素である。Ｍｏは必ずしも含有させなくてよいので、Ｍｏ含有量の下限は０％を含む。Ｍｏによる強度向上効果を十分に得るためには、Ｍｏ含有量は、０．０５０％以上が好ましく、０．１００％以上がより好ましい。
また、Ｍｏ含有量が０．８００％以下であると、熱間加工性が低下して生産性が低下することを抑制できる。そのため、Ｍｏ含有量は、０．８００％以下とする。Ｍｏ含有量は、０．００１％～０．８００％であってもよいし、０～０．４０％であってもよい。
なお、Ｃｒ：０．２００～０．８００％およびＭｏ：０．０５０～０．８００％の両方を含むことで、鋼板の強度をより確実に向上することができるため、好ましい。
Ｍｏは、高温での相変態を抑制し、鋼板の強度の向上に寄与する元素である。Ｍｏは必ずしも含有させなくてよいので、Ｍｏ含有量の下限は０％を含む。Ｍｏによる強度向上効果を十分に得るためには、Ｍｏ含有量は、０．０５０％以上が好ましく、０．１００％以上がより好ましい。
また、Ｍｏ含有量が０．８００％以下であると、熱間加工性が低下して生産性が低下することを抑制できる。そのため、Ｍｏ含有量は、０．８００％以下とする。Ｍｏ含有量は、０．００１％～０．８００％であってもよいし、０～０．４０％であってもよい。
なお、Ｃｒ：０．２００～０．８００％およびＭｏ：０．０５０～０．８００％の両方を含むことで、鋼板の強度をより確実に向上することができるため、好ましい。
（Ｔｉ：０％～０．２００％）
Ｔｉは、破壊の起点として働く粗大な介在物を発生させるＳ量、Ｎ量およびＯ量を低減する効果を有する元素である。また、Ｔｉは組織を微細化し、鋼板の強度－成形性バランスを高める効果がある。Ｔｉは必ずしも含有させなくてよいので、Ｔｉ含有量の下限は０％を含む。上記効果を十分に得るためには、Ｔｉ含有量は０．００１％以上とすることが好ましく、０．０１０％以上とすることがより好ましい。
また、Ｔｉ含有量が０．２００％以下であると、粗大なＴｉ硫化物、Ｔｉ窒化物およびＴｉ酸化物の形成を抑制でき、鋼板の成形性を確保することができる。そのため、Ｔｉ含有量は０．２００％以下とする。Ｔｉ含有量は０．０８０％以下とすることが好ましく、０．０６０％以下とすることがより好ましい。Ｔｉ含有量は、０～０．１００％であってもよいし、０．００１％～０．２００％であってもよい。
Ｔｉは、破壊の起点として働く粗大な介在物を発生させるＳ量、Ｎ量およびＯ量を低減する効果を有する元素である。また、Ｔｉは組織を微細化し、鋼板の強度－成形性バランスを高める効果がある。Ｔｉは必ずしも含有させなくてよいので、Ｔｉ含有量の下限は０％を含む。上記効果を十分に得るためには、Ｔｉ含有量は０．００１％以上とすることが好ましく、０．０１０％以上とすることがより好ましい。
また、Ｔｉ含有量が０．２００％以下であると、粗大なＴｉ硫化物、Ｔｉ窒化物およびＴｉ酸化物の形成を抑制でき、鋼板の成形性を確保することができる。そのため、Ｔｉ含有量は０．２００％以下とする。Ｔｉ含有量は０．０８０％以下とすることが好ましく、０．０６０％以下とすることがより好ましい。Ｔｉ含有量は、０～０．１００％であってもよいし、０．００１％～０．２００％であってもよい。
（Ｎｂ：０％～０．１００％）
Ｎｂは、析出物による強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒化強化および再結晶の抑制による転位強化によって、鋼板の強度の向上に寄与する元素である。Ｎｂは必ずしも含有させなくてよいので、Ｎｂ含有量の下限は０％を含む。上記効果を十分に得るためには、Ｎｂ含有量は０．００５％以上とすることが好ましく、０．０１０％以上とすることがより好ましい。
また、Ｎｂ含有量が０．１００％以下であると、再結晶を促進して未再結晶フェライトが残存することを抑制でき、鋼板の成形性を確保することができる。そのため、Ｎｂ含有量は０．１００％以下とする。Ｎｂ含有量は好ましくは０．０５０％以下であり、より好ましくは０．０４０％以下である。Ｎｂ含有量は、０．００１％～０．１００％であってもよい。
Ｎｂは、析出物による強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒化強化および再結晶の抑制による転位強化によって、鋼板の強度の向上に寄与する元素である。Ｎｂは必ずしも含有させなくてよいので、Ｎｂ含有量の下限は０％を含む。上記効果を十分に得るためには、Ｎｂ含有量は０．００５％以上とすることが好ましく、０．０１０％以上とすることがより好ましい。
また、Ｎｂ含有量が０．１００％以下であると、再結晶を促進して未再結晶フェライトが残存することを抑制でき、鋼板の成形性を確保することができる。そのため、Ｎｂ含有量は０．１００％以下とする。Ｎｂ含有量は好ましくは０．０５０％以下であり、より好ましくは０．０４０％以下である。Ｎｂ含有量は、０．００１％～０．１００％であってもよい。
（Ｖ：０％～０．２００％）
Ｖは、析出物による強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒化強化および再結晶の抑制による転位強化によって、鋼板の強度の向上に寄与する元素である。Ｖは必ずしも含有させなくてよいので、Ｖ含有量の下限は０％を含む。Ｖによる強度向上効果を十分に得るためには、Ｖ含有量は、０．０１０％以上が好ましく、０．０３０％以上がより好ましい。
また、Ｖ含有量が０．２００％以下であると、炭窒化物が多量に析出して鋼板の成形性が低下することを抑制できる。そのため、Ｖ含有量は、０．２００％以下とする。Ｖ含有量は、０～０．１００％であってもよいし、０．００１～０．２００％であってもよい。
Ｖは、析出物による強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒化強化および再結晶の抑制による転位強化によって、鋼板の強度の向上に寄与する元素である。Ｖは必ずしも含有させなくてよいので、Ｖ含有量の下限は０％を含む。Ｖによる強度向上効果を十分に得るためには、Ｖ含有量は、０．０１０％以上が好ましく、０．０３０％以上がより好ましい。
また、Ｖ含有量が０．２００％以下であると、炭窒化物が多量に析出して鋼板の成形性が低下することを抑制できる。そのため、Ｖ含有量は、０．２００％以下とする。Ｖ含有量は、０～０．１００％であってもよいし、０．００１～０．２００％であってもよい。
（Ｃｒ：０％～０．８００％）
Ｃｒは、鋼の焼入れ性を高め、鋼板の強度の向上に寄与する元素である。Ｃｒは必ずしも含有させなくてよいので、Ｃｒ含有量の下限は０％を含む。Ｃｒによる強度向上効果を十分に得るためには、Ｃｒ含有量は、０．２００％以上が好ましく、０．３００％以上がより好ましい。
また、Ｃｒ含有量が０．８００％以下であると、破壊の起点となり得る粗大なＣｒ炭化物が形成されることを抑制できる。そのため、Ｃｒ含有量は０．８００％以下とする。Ｃｒ含有量は、０．００１～０．７００％であってもよいし、０．００１～０．８００％であってもよい。
Ｃｒは、鋼の焼入れ性を高め、鋼板の強度の向上に寄与する元素である。Ｃｒは必ずしも含有させなくてよいので、Ｃｒ含有量の下限は０％を含む。Ｃｒによる強度向上効果を十分に得るためには、Ｃｒ含有量は、０．２００％以上が好ましく、０．３００％以上がより好ましい。
また、Ｃｒ含有量が０．８００％以下であると、破壊の起点となり得る粗大なＣｒ炭化物が形成されることを抑制できる。そのため、Ｃｒ含有量は０．８００％以下とする。Ｃｒ含有量は、０．００１～０．７００％であってもよいし、０．００１～０．８００％であってもよい。
（Ｎｉ：０％～０．２５０％）
Ｎｉは、高温での相変態を抑制し、鋼板の強度の向上に寄与する元素である。Ｎｉは必ずしも含有させなくてよいので、Ｎｉ含有量の下限は０％を含む。Ｎｉによる強度向上効果を十分に得るためには、Ｎｉ含有量は、０．０５０％以上が好ましく、０．２００％以上がより好ましい。
また、Ｎｉ含有量が０．２５０％以下であると、鋼板の溶接性が低下することを抑制できる。そのため、Ｎｉ含有量は０．２５０％以下とする。Ｎｉ含有量は、０．００１～０．２００％であってもよい。
Ｎｉは、高温での相変態を抑制し、鋼板の強度の向上に寄与する元素である。Ｎｉは必ずしも含有させなくてよいので、Ｎｉ含有量の下限は０％を含む。Ｎｉによる強度向上効果を十分に得るためには、Ｎｉ含有量は、０．０５０％以上が好ましく、０．２００％以上がより好ましい。
また、Ｎｉ含有量が０．２５０％以下であると、鋼板の溶接性が低下することを抑制できる。そのため、Ｎｉ含有量は０．２５０％以下とする。Ｎｉ含有量は、０．００１～０．２００％であってもよい。
以下では、任意添加元素として、Ｏ、Ｃｕ、Ｗ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭのそれぞれについて、好ましい含有量を説明する。しかしながら、これらＯ、Ｃｕ、Ｗ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭは、何れも、以下に例示する含有量の範囲において、ゴーストライン低減には寄与しない。換言すれば、本実施形態では、後述する凝固後大圧下を適用することで、ミクロ偏析に起因したＭｎ濃度の変動が小さくなる結果、高強度であり、成形後の表面凹凸の発生を抑制できるという効果について、Ｏ、Ｃｕ、Ｗ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭは、影響を与えない。
（Ｏ：０％～０．０１００％）
Ｏは、製造工程で混入する元素である。Ｏ含有量は０％であってもよい。なお、Ｏ含有量を０．０００１％以上とすることで、精錬時間を短くして生産性を高くできる。したがって、Ｏ含有量は０．０００１％以上、０．０００５％以上又は０．００１０％以上であってもよい。一方で、Ｏ含有量が０．０１００％以下であると、粗大な酸化物の形成を抑えることができ、鋼板の延性、穴広げ性、伸びフランジ性及び／又は曲げ性などの成形性を高くできる。したがって、Ｏ含有量は０．０１００％以下とする。Ｏ含有量は０．００７０％以下、０．００４０％以下又は０．００２０％以下であってもよい。
Ｏは、製造工程で混入する元素である。Ｏ含有量は０％であってもよい。なお、Ｏ含有量を０．０００１％以上とすることで、精錬時間を短くして生産性を高くできる。したがって、Ｏ含有量は０．０００１％以上、０．０００５％以上又は０．００１０％以上であってもよい。一方で、Ｏ含有量が０．０１００％以下であると、粗大な酸化物の形成を抑えることができ、鋼板の延性、穴広げ性、伸びフランジ性及び／又は曲げ性などの成形性を高くできる。したがって、Ｏ含有量は０．０１００％以下とする。Ｏ含有量は０．００７０％以下、０．００４０％以下又は０．００２０％以下であってもよい。
（Ｃｕ：０％～１．００％）
Ｃｕは、微細な粒子の形態で鋼中に存在し、鋼板の強度の向上に寄与する元素である。Ｃｕ含有量は０％であってもよいが、このような効果を得るためには、Ｃｕ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。Ｃｕ含有量は０．０１％以上、０．０３％以上又は０．０５％以上であってもよい。一方で、Ｃｕ含有量を１．００％以下とすることで、鋼板の溶接性を良好にできる。したがって、Ｃｕ含有量は１．００％以下とする。Ｃｕ含有量は０．６０％以下、０．４０％以下又は０．２０％以下であってもよい。
Ｃｕは、微細な粒子の形態で鋼中に存在し、鋼板の強度の向上に寄与する元素である。Ｃｕ含有量は０％であってもよいが、このような効果を得るためには、Ｃｕ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。Ｃｕ含有量は０．０１％以上、０．０３％以上又は０．０５％以上であってもよい。一方で、Ｃｕ含有量を１．００％以下とすることで、鋼板の溶接性を良好にできる。したがって、Ｃｕ含有量は１．００％以下とする。Ｃｕ含有量は０．６０％以下、０．４０％以下又は０．２０％以下であってもよい。
（Ｗ：０％～１．００％）
Ｗは、高温での相変態を抑制し、鋼板の強度の向上に寄与する元素である。Ｗ含有量は０％であってもよいが、このような効果を得るためには、Ｗ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。Ｗ含有量は０．０１％以上、０．０２％以上又は０．１０％以上であってもよい。一方で、Ｗの含有量を１．００％以下にすることで、熱間加工性を高くして生産性を高くできる。したがって、Ｗ含有量は１．００％以下とする。Ｗ含有量は０．８０％以下、０．５０％以下又は０．２０％以下であってもよい。
Ｗは、高温での相変態を抑制し、鋼板の強度の向上に寄与する元素である。Ｗ含有量は０％であってもよいが、このような効果を得るためには、Ｗ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。Ｗ含有量は０．０１％以上、０．０２％以上又は０．１０％以上であってもよい。一方で、Ｗの含有量を１．００％以下にすることで、熱間加工性を高くして生産性を高くできる。したがって、Ｗ含有量は１．００％以下とする。Ｗ含有量は０．８０％以下、０．５０％以下又は０．２０％以下であってもよい。
（Ｓｎ：０％～１．００％）
Ｓｎは、結晶粒の粗大化を抑制し、鋼板の強度の向上に寄与する元素である。Ｓｎ含有量は０％であってもよいが、このような効果を得るためには、Ｓｎ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。Ｓｎ含有量は０．０１％以上、０．０５％以上又は０．０８％以上であってもよい。一方で、Ｓｎ含有量を１．００％以下にすることで、鋼板の脆化を抑制できる。したがって、Ｓｎ含有量は１．００％以下とする。Ｓｎ含有量は０．８０％以下、０．５０％以下又は０．２０％以下であってもよい。
Ｓｎは、結晶粒の粗大化を抑制し、鋼板の強度の向上に寄与する元素である。Ｓｎ含有量は０％であってもよいが、このような効果を得るためには、Ｓｎ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。Ｓｎ含有量は０．０１％以上、０．０５％以上又は０．０８％以上であってもよい。一方で、Ｓｎ含有量を１．００％以下にすることで、鋼板の脆化を抑制できる。したがって、Ｓｎ含有量は１．００％以下とする。Ｓｎ含有量は０．８０％以下、０．５０％以下又は０．２０％以下であってもよい。
（Ｓｂ：０％～０．２００％）
Ｓｂは、結晶粒の粗大化を抑制し、鋼板の強度の向上に寄与する元素である。Ｓｂ含有量は０％であってもよいが、このような効果を得るためには、Ｓｂ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。Ｓｂ含有量は０．０１０％以上、０．０５０％以上又は０．０８０％以上であってもよい。一方で、Ｓｎ含有量を０．２００％以下にすることで、鋼板の脆化を抑制できる。したがって、Ｓｂ含有量は０．２００％以下とする。Ｓｂ含有量は０．１８０％以下、０．１５０％以下又は０．１２０％以下であってもよい。
Ｓｂは、結晶粒の粗大化を抑制し、鋼板の強度の向上に寄与する元素である。Ｓｂ含有量は０％であってもよいが、このような効果を得るためには、Ｓｂ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。Ｓｂ含有量は０．０１０％以上、０．０５０％以上又は０．０８０％以上であってもよい。一方で、Ｓｎ含有量を０．２００％以下にすることで、鋼板の脆化を抑制できる。したがって、Ｓｂ含有量は０．２００％以下とする。Ｓｂ含有量は０．１８０％以下、０．１５０％以下又は０．１２０％以下であってもよい。
（Ｃａ：０％～０．０１００％）
（Ｍｇ：０％～０．０１００％）
（Ｚｒ：０％～０．０１００％）
（ＲＥＭ：０％～０．０１００％）
Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ及びＲＥＭは、鋼板の成形性の向上に寄与する元素である。Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ及びＲＥＭ含有量は０％であってもよいが、このような効果を得るためには、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ及びＲＥＭ含有量はそれぞれ０．０００１％以上であることが好ましく、０．０００５％以上、０．００１０％以上又は０．００１５％以上であってもよい。一方で、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ及びＲＥＭのそれぞれについて、含有量を０．０１００％以下とすることで、鋼板の延性を確保できる。したがって、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ及びＲＥＭ含有量はそれぞれ０．０１００％以下とし、０．００８０％以下、０．００６０％以下又は０．００３０％以下であってもよい。本明細書におけるＲＥＭとは、原子番号２１番のスカンジウム（Ｓｃ）、原子番号３９番のイットリウム（Ｙ）及びランタノイドである原子番号５７番のランタン（Ｌａ）～原子番号７１番のルテチウム（Ｌｕ）の１７元素の総称であり、ＲＥＭ含有量はこれら元素の合計含有量である。
（Ｍｇ：０％～０．０１００％）
（Ｚｒ：０％～０．０１００％）
（ＲＥＭ：０％～０．０１００％）
Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ及びＲＥＭは、鋼板の成形性の向上に寄与する元素である。Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ及びＲＥＭ含有量は０％であってもよいが、このような効果を得るためには、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ及びＲＥＭ含有量はそれぞれ０．０００１％以上であることが好ましく、０．０００５％以上、０．００１０％以上又は０．００１５％以上であってもよい。一方で、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ及びＲＥＭのそれぞれについて、含有量を０．０１００％以下とすることで、鋼板の延性を確保できる。したがって、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ及びＲＥＭ含有量はそれぞれ０．０１００％以下とし、０．００８０％以下、０．００６０％以下又は０．００３０％以下であってもよい。本明細書におけるＲＥＭとは、原子番号２１番のスカンジウム（Ｓｃ）、原子番号３９番のイットリウム（Ｙ）及びランタノイドである原子番号５７番のランタン（Ｌａ）～原子番号７１番のルテチウム（Ｌｕ）の１７元素の総称であり、ＲＥＭ含有量はこれら元素の合計含有量である。
本実施形態に係る鋼板の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物であってもよい。不純物としては、鋼原料もしくはスクラップからおよび／または製鋼過程で混入するもの、あるいは本実施形態に係る鋼板の特性を阻害しない範囲で許容される元素が例示される。不純物として、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が挙げられる。不純物は、合計で０．２００％以下含んでもよい。
上述した鋼板の化学組成は、一般的な分析方法によって測定すればよい。例えば、ＩＣＰ－ＡＥＳ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ Ｃｏｕｐｌｅｄ Ｐｌａｓｍａ－Ａｔｏｍｉｃ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）を用いて測定すればよい。なお、ＣおよびＳは燃焼－赤外線吸収法を用い、Ｎは不活性ガス融解－熱伝導度法を用いて測定すればよい。鋼板が表面にめっき層を有する場合は、機械研削により表面のめっき層を除去してから、化学組成の分析を行えばよい。
（金属組織が、体積分率で７０～９５％のフェライトと、体積分率で５～３０％の硬質相とからなる）
金属組織における硬質相の体積分率を５％以上とすることで、鋼板の強度を十分に向上できる。そのため、硬質相の体積分率を５％以上とする。一方、硬質相の体積分率を３０％以下とすることで、硬質相をより均一に分散させることができるので、成形時の表面凹凸を少なくでき、成形後の外観を向上できる。
また、金属組織における硬質相以外の残部はフェライトであり、該フェライトの体積分率は７０～９５％となる。金属組織におけるフェライトと硬質相の体積分率の合計は、１００％である。
金属組織における硬質相の体積分率を５％以上とすることで、鋼板の強度を十分に向上できる。そのため、硬質相の体積分率を５％以上とする。一方、硬質相の体積分率を３０％以下とすることで、硬質相をより均一に分散させることができるので、成形時の表面凹凸を少なくでき、成形後の外観を向上できる。
また、金属組織における硬質相以外の残部はフェライトであり、該フェライトの体積分率は７０～９５％となる。金属組織におけるフェライトと硬質相の体積分率の合計は、１００％である。
本実施形態に係る鋼板において、硬質相は、フェライトよりも硬い硬質組織であり、例えばマルテンサイト、ベイナイト、焼き戻しマルテンサイト、および、パーライトのいずれか１種以上からなる。強度の向上の点からは、硬質相は、マルテンサイト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイトの１種以上からなることが好ましく、マルテンサイトからなることがより好ましい。
金属組織における硬質相の体積分率は、以下の方法で求めることができる。
得られた鋼板の板幅ＷのＷ／４位置もしくは３Ｗ／４位置（すなわち、鋼板のいずれかの幅方向端部から幅方向にＷ／４の位置）から金属組織（ミクロ組織）観察用の試料（サイズは、おおむね、圧延方向に２０ｍｍ×幅方向に２０ｍｍ×鋼板の厚さ）を採取し、光学顕微鏡を用いて表面から板厚１／２厚における金属組織（ミクロ組織）の観察を行い、鋼板の表面（めっきが存在する場合はめっき層を除いた表面）から板厚１／２厚までの硬質相の面積分率を算出する。試料の調整として、圧延直角方向の板厚断面を観察面として研磨し、レペラー試薬にてエッチングする。
得られた鋼板の板幅ＷのＷ／４位置もしくは３Ｗ／４位置（すなわち、鋼板のいずれかの幅方向端部から幅方向にＷ／４の位置）から金属組織（ミクロ組織）観察用の試料（サイズは、おおむね、圧延方向に２０ｍｍ×幅方向に２０ｍｍ×鋼板の厚さ）を採取し、光学顕微鏡を用いて表面から板厚１／２厚における金属組織（ミクロ組織）の観察を行い、鋼板の表面（めっきが存在する場合はめっき層を除いた表面）から板厚１／２厚までの硬質相の面積分率を算出する。試料の調整として、圧延直角方向の板厚断面を観察面として研磨し、レペラー試薬にてエッチングする。
倍率５００倍の光学顕微鏡写真または走査型電子顕微鏡（Ｓｃａｎｎｉｎｇ－ｅｌｅｃｔｒｏｎ－ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）写真から「ミクロ組織」を分類する。レペラー腐食後に光学顕微鏡観察を行なうと、例えばベイナイトは黒、マルテンサイト（焼戻しマルテンサイトを含む）は白、フェライトは灰色と、各組織が色分けして観察されるので、フェライトとそれ以外の硬質組織との判別を容易に行うことができる。光学顕微鏡写真で、フェライトを示す灰色以外の領域が硬質相である。
レペラー試薬にてエッチングした鋼板の表面～表面から板厚方向に板厚の１／２の位置までの領域において５００倍の倍率にて１０視野観察し、Ａｄｏｂｅ社製「Ｐｈｏｔｏｓｈｏｐ ＣＳ５」の画像解析ソフトを用いて画像解析を行い、硬質相の面積分率を求める。画像解析手法として、例えば、画像の最大明度値Ｌｍａｘと最小明度値Ｌｍｉｎとを画像から取得し、明度がＬｍａｘ－０．３（Ｌｍａｘ－Ｌｍｉｎ）からＬｍａｘまでの画素を持つ部分を白色領域、ＬｍｉｎからＬｍｉｎ＋０．３（Ｌｍａｘ－Ｌｍｉｎ）の画素を持つ部分を黒色領域、それ以外の部分を灰色領域と定義して、灰色領域以外の領域である硬質相の面積分率を算出する。合計１０箇所の観察視野について、上記と同様に画像解析を行って硬質相の面積分率を測定し、これらの面積分率を平均して平均値を算出する。
（板厚方向１／４位置での圧延方向における平均Ｍｎ濃度の板厚方向での標準偏差を、板厚方向１／４位置での平均Ｍｎ濃度で除した値Ｘ１が０．０２５以下）
Ｍｎは、前述したように、鋼の強度の向上に寄与する元素である。本願発明者は、Ｍｎの偏析が大きいと、硬質相がバンド状に連結し易く、その結果、鋼板をプレス成形したときにゴーストラインが生じ易い傾向にあることを知見した。そして、本願発明者は、ゴーストラインが鋼板の圧延方向に細長いバンド状に形成される点に着目し、鋼板の圧延方向における平均Ｍｎ濃度に着目した。さらに、本願発明者は、鋼板の圧延方向における平均Ｍｎ濃度に着目した領域での板厚方向でのＭｎ濃度のばらつきにも着目した。特に、鋼板の表面に比較的近い領域でのＭｎ濃度の偏析に着目した。結果、鋼板の板厚方向１／４位置（板厚方向１／４領域）での圧延方向における平均Ｍｎ濃度の板厚方向での標準偏差を、板厚方向１／４位置での平均Ｍｎ濃度で除した値Ｘ１が０．０２５以下とすることが、鋼板およびこの鋼板をプレス成形した成形品の表面の面品質を高くするのに有効であることに想到した。
Ｍｎは、前述したように、鋼の強度の向上に寄与する元素である。本願発明者は、Ｍｎの偏析が大きいと、硬質相がバンド状に連結し易く、その結果、鋼板をプレス成形したときにゴーストラインが生じ易い傾向にあることを知見した。そして、本願発明者は、ゴーストラインが鋼板の圧延方向に細長いバンド状に形成される点に着目し、鋼板の圧延方向における平均Ｍｎ濃度に着目した。さらに、本願発明者は、鋼板の圧延方向における平均Ｍｎ濃度に着目した領域での板厚方向でのＭｎ濃度のばらつきにも着目した。特に、鋼板の表面に比較的近い領域でのＭｎ濃度の偏析に着目した。結果、鋼板の板厚方向１／４位置（板厚方向１／４領域）での圧延方向における平均Ｍｎ濃度の板厚方向での標準偏差を、板厚方向１／４位置での平均Ｍｎ濃度で除した値Ｘ１が０．０２５以下とすることが、鋼板およびこの鋼板をプレス成形した成形品の表面の面品質を高くするのに有効であることに想到した。
図１は、鋼板の板厚方向１／４位置、１／２位置のそれぞれでの圧延方向Ｌにおける平均Ｍｎ濃度の板厚方向Ｔでの標準偏差σ１，σ２を、対応する板厚方向１／４位置，１／２位置での平均Ｍｎ濃度Ｄ１３，Ｄ２３で除した値Ｘ１，Ｘ２について説明するための模式図である。図１では、鋼板１の幅方向Ｃの中央の断面２を示している。この断面２は、鋼板１の板厚方向Ｔおよび圧延方向Ｌに平行な断面、すなわち、鋼板１の幅方向Ｃに直交する断面である。
本実施形態では、「板厚方向１／４位置」の観察とは、鋼板１の板厚方向Ｔおよび圧延方向Ｌに平行な断面２であって、鋼板１における幅方向Ｃの中央の断面２について、鋼板１の表面３から板厚方向Ｔに１／４となる位置を中心とした、板厚方向Ｔに１００μｍ×圧延方向Ｌに６００μｍの観察範囲１１と、鋼板１の裏面４から板厚方向Ｔに１／４となる位置を中心とした、板厚方向Ｔに１００μｍ×圧延方向Ｌに６００μｍの観察範囲１２と、を観察することをいう。
なお、本実施形態では、板厚方向１／４位置の観察において、板厚方向Ｔに合計２００μｍ×圧延方向Ｌに６００μｍの観察範囲１１，１２での構成を説明するが、この通りでなくてもよい。観察範囲１１，１２は、それぞれ、板厚方向Ｔに１００μｍ未満（例えば、５０μｍ）であってもよいし、１００μｍを超える値（例えば１５０μｍ）であってもよい。同様に、観察範囲１１，１２は、それぞれ、圧延方向Ｌに６００μｍ未満（例えば、４００μｍ）であってもよいし、６００μｍを超える値（例えば８００μｍ）であってもよい。また、本実施形態では、鋼板１における幅方向Ｃの中央の断面２での構成を説明するが、この通りでなくてもよい。鋼板１における幅方向Ｃの中間の断面の少なくとも一つにおいて、断面２の構成で説明するのと同じ構成を有していればよい。
値Ｘ１の算出に際しては、まず、鋼板１のうち圧延方向Ｌにおいて観察範囲１１，１２が設定される箇所について、断面２となる箇所を鏡面研磨することで、断面２を準備する。観察範囲１１，１２は、断面２上の範囲である。
次に、断面２において、観察範囲１１，１２における所定の深さ位置において、圧延方向Ｌに測定間隔１μｍで６００点のＭｎ濃度Ｄ１１を測定する。使用する装置は電子プローブマイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）とし、測定条件は加速電圧を１５ｋＶとし、照射時間を２５ｍｓとする。
得られた６００点のＭｎ濃度Ｄ１１の平均値{（ΣＤ１１）／６００}を、所定の深さ位置における平均Ｍｎ濃度（質量％）、すなわち、圧延方向平均Ｍｎ濃度Ｄ１２として得る。上述した、深さ位置が同じ６００点のＭｎ濃度Ｄ１１を測定し且つ当該深さ位置における圧延方向平均Ｍｎ濃度Ｄ１２を算出する作業を、観察範囲１１，１２において板厚方向Ｔに１μｍ毎に行う。これにより、観察範囲１１，１２において、板厚方向Ｔにおける２００点それぞれにおける圧延方向平均Ｍｎ濃度Ｄ１２が求まる。
次に、観察範囲１１，１２における全ての圧延方向平均Ｍｎ濃度Ｄ１２の平均値Ｄ１３を算出する。すなわち、２００個の圧延方向平均Ｍｎ濃度Ｄ１２の平均値{（ΣＤ１２）／２００}を、観察範囲１１，１２全体での平均Ｍｎ濃度（全体平均Ｍｎ濃度Ｄ１３）として算出する。
次に、板厚方向Ｔにおける１μｍ毎の深さ位置での圧延方向平均Ｍｎ濃度Ｄ１２を標本として、板厚方向Ｔの標準偏差σ１を算出する。つまり、各深さ位置での圧延方向平均Ｍｎ濃度Ｄ１２の標準偏差を算出する。なお、σ１２＝（１／２００）Σ（Ｄ１２－Ｄ１３）２である。
次に、上記標準偏差σ１を、板厚方向１／４位置での全体平均Ｍｎ濃度Ｄ１３で除することで、値Ｘ１を得られる。なお、Ｍｎ濃度Ｄ１１の測定時には、鋼板１の断面２のうち圧延方向Ｌにおいて観察範囲１１，１２が設けられている部分の全域について、観察範囲１１，１２以外の箇所においても板厚方向Ｔに１μｍ間隔および圧延方向Ｌに１μｍ間隔でＭｎ濃度を測定してもよい。この場合、測定されたＭｎ濃度のうち、観察範囲１１，１２での測定に必要なＭｎ濃度が、Ｍｎ濃度Ｄ１１として用いられる。
本願発明者らは、プレス成形品においてゴーストラインの発生を抑制するためには、素材となる鋼板表面付近でのＭｎ濃度の偏析を小さくする、具体的には値Ｘ１を０．０２５以下とすることで、ゴーストラインの発生を抑制できることを知見した。そのため、本実施形態では、値Ｘ１を０．０２５以下とする。好ましくは、値Ｘ１は０．０２０以下である。なお、値Ｘ１の下限はゼロである。
（板厚方向１／２位置での圧延方向における平均Ｍｎ濃度の板厚方向での標準偏差を、板厚方向１／２位置での平均Ｍｎ濃度で除した値Ｘ２が０．０３５以下）
前述したように、値Ｘ１が０．０２５以下であることにより、鋼板をプレス成形したときにおけるゴーストラインの発生を抑制できる。本願発明者は、さらに、鋼板１の表面３から深い領域でのＭｎ濃度の偏析にも着目した。結果、鋼板１の板厚方向１／２位置（板厚方向１／２領域）での圧延方向Ｌにおける平均Ｍｎ濃度の板厚方向Ｔでの標準偏差σ２を、板厚方向１／２位置での平均Ｍｎ濃度Ｄ２３で除した値Ｘ２が０．０３５以下とすることが、鋼板１およびこの鋼板１をプレス成形した成形品の表面の面品質をより一層高くするのに有効であることに想到した。
前述したように、値Ｘ１が０．０２５以下であることにより、鋼板をプレス成形したときにおけるゴーストラインの発生を抑制できる。本願発明者は、さらに、鋼板１の表面３から深い領域でのＭｎ濃度の偏析にも着目した。結果、鋼板１の板厚方向１／２位置（板厚方向１／２領域）での圧延方向Ｌにおける平均Ｍｎ濃度の板厚方向Ｔでの標準偏差σ２を、板厚方向１／２位置での平均Ｍｎ濃度Ｄ２３で除した値Ｘ２が０．０３５以下とすることが、鋼板１およびこの鋼板１をプレス成形した成形品の表面の面品質をより一層高くするのに有効であることに想到した。
図１の断面２における「板厚方向１／２位置」の観察とは、鋼板１の表面３から板厚方向Ｔに１／２となる位置を中心とした、観察範囲１３を観察することをいう。観察範囲１１，１２と観察範囲１３とは、板厚方向Ｔの位置が異なる点以外は同じである。
値Ｘ２の算出に際しては、まず、断面２において、観察範囲１３における所定の深さ位置において、圧延方向Ｌに測定間隔１μｍで６００点のＭｎ濃度（６００点のＭｎ濃度Ｄ２１）を測定する。Ｍｎ濃度Ｄ２１の測定方法は、上述したブロックＭｎ濃度Ｄ１１の測定方法と同じである。
得られた６００点のＭｎ濃度Ｄ２１の平均値{（ΣＤ２１）／６００}を、所定の深さ位置における平均Ｍｎ濃度（質量％）、すなわち、圧延方向平均Ｍｎ濃度Ｄ２２として得る。上述した、深さ位置が同じ６００点のＭｎ濃度Ｄ２１を測定し且つ当該深さ位置における圧延方向平均Ｍｎ濃度Ｄ２２を算出する作業を、観察範囲１３において板厚方向Ｔに１μｍ毎に行う。これにより、観察範囲１３において、板厚方向Ｔにおける１００点それぞれにおける圧延方向平均Ｍｎ濃度Ｄ２２が求まる。
次に、観察範囲１３における全ての圧延方向平均Ｍｎ濃度Ｄ２２の平均値Ｄ２３を算出する。すなわち、１００個の圧延方向平均Ｍｎ濃度Ｄ２２の平均値{（ΣＤ２２）／１００}を、観察範囲１３全体での平均Ｍｎ濃度（全体平均Ｍｎ濃度Ｄ２３）として算出する。
次に、板厚方向Ｔにおける１μｍ毎の深さ位置での圧延方向平均Ｍｎ濃度Ｄ２２を標本として、板厚方向Ｔの標準偏差σ２を算出する。つまり、各深さ位置での圧延方向平均Ｍｎ濃度Ｄ２２の標準偏差σ２を算出する。なお、σ２２＝（１／１００）Σ（Ｄ２２－Ｄ２３）２である。
次に、上記標準偏差σ２を、板厚方向１／２位置での全体平均Ｍｎ濃度Ｄ２３で除することで、値Ｘ２を得られる。なお、Ｍｎ濃度Ｄ２１の測定時には、鋼板１の断面２のうち圧延方向Ｌにおいて観察範囲１３が設けられている部分の全域について、観察範囲１３以外の箇所においても板厚方向Ｔに１μｍ間隔および圧延方向Ｌに１μｍ間隔でＭｎ濃度を測定してもよい。この場合、測定されたＭｎ濃度のうち、観察範囲１３での測定に必要なＭｎ濃度が、Ｍｎ濃度Ｄ１３として用いられる。
本願発明者らは、プレス成形品においてゴーストラインの発生をより一層確実に抑制するためには、素材となる鋼板中心でのＭｎ濃度の偏析を小さくする、具体的には値Ｘ２を０．０３５以下とすることで、ゴーストラインの発生を抑制できることを知見した。そのため、本実施形態では、値Ｘ２を０．０３５以下とする。好ましくは、値Ｘ２は０．０３０以下である。なお、値Ｘ２の下限はゼロである。
（板厚方向１／４～１／２の領域において、圧延方向に１００μｍ以上連結した硬質相の面積が全硬質相の面積に対し３０％以下）
圧延方向に１００μｍ以上連結した硬質相の面積が全硬質相の面積に対し３０％以下であることで、鋼板をプレス成形したときに硬質相の盛り上がり変形と当該硬質相の周囲の軟質相の凹み変形とが圧延方向に長く連続することが抑制され、視認し易いゴーストラインの発生を抑制できる。よって、本実施形態では、板厚方向１／４～１／２の領域において、圧延方向に１００μｍ以上連結した硬質相の面積が全硬質相の面積に対し３０％以下とすることが好ましい。この割合が２０％以下であることがより好ましい。この割合の下限はゼロ％である。
圧延方向に１００μｍ以上連結した硬質相の面積が全硬質相の面積に対し３０％以下であることで、鋼板をプレス成形したときに硬質相の盛り上がり変形と当該硬質相の周囲の軟質相の凹み変形とが圧延方向に長く連続することが抑制され、視認し易いゴーストラインの発生を抑制できる。よって、本実施形態では、板厚方向１／４～１／２の領域において、圧延方向に１００μｍ以上連結した硬質相の面積が全硬質相の面積に対し３０％以下とすることが好ましい。この割合が２０％以下であることがより好ましい。この割合の下限はゼロ％である。
本実施形態における上記の割合の測定方法は、以下の通りである。まず、鋼板の板厚方向および圧延方向に平行な断面であって、鋼板における幅方向の中央の断面について、鋼板表面から板厚方向に１／４～１／２の領域であって、且つ圧延方向に４００μｍの観察範囲（連結硬質相観察範囲）を規定する。なお、圧延方向における連結硬質相観察範囲の長さは、４００μｍ未満（例えば、３００μｍ）であってもよいし、４００μｍを超える値（例えば、５００μｍ）であってもよい。ただし、圧延方向における連結硬質相観察範囲の長さの下限は２５０μｍまでとする。
次に、連結硬質相観察範囲において、圧延方向に１００μｍ以上連結した硬質相の面積ＡＲ１を計測する。具体的には、連結硬質相観察範囲において、上述した硬質相の測定方法によって、圧延方向に１００μｍ以上連結した硬質相を画像処理によって抽出する。この場合、「連結した」とは、硬質相の結晶粒界が接していることを示す。次に、連結硬質相観察範囲において、上述した硬質相の測定方法によって、全硬質相の面積ＡＲ２を計測する。その後、ＡＲ１／ＡＲ２を算出する。
（フェライトの平均結晶粒径が５．０～３０μｍ）
フェライトの平均結晶粒径が３０μｍ以下であることで、成形後の外観の低下を抑制できる。そのため、フェライトの平均結晶粒径は、好ましくは３０μｍ以下とすることが好ましい。より好ましくは１５μｍ以下とする。
一方、フェライトの平均結晶粒径が５．０μｍ以上であることで、フェライトの｛００１｝方位を持つ粒子が凝集して生成されやすくなることを抑制できる。フェライトの｛００１｝方位を持つ個々の粒子が小さくても、これらの粒子が凝集して生成すると、凝集した部分に変形が集中するため、これらの粒子の凝集を抑制することで成形後の外観の低下を抑制できる。そのため、フェライトの好ましい平均粒径を５．０μｍ以上とすることが好ましい。より好ましくは８．０μｍ以上、さらに好ましくは１０．０μｍ以上、さらに好ましくは１５．０μｍ以上である。
フェライトの平均結晶粒径が３０μｍ以下であることで、成形後の外観の低下を抑制できる。そのため、フェライトの平均結晶粒径は、好ましくは３０μｍ以下とすることが好ましい。より好ましくは１５μｍ以下とする。
一方、フェライトの平均結晶粒径が５．０μｍ以上であることで、フェライトの｛００１｝方位を持つ粒子が凝集して生成されやすくなることを抑制できる。フェライトの｛００１｝方位を持つ個々の粒子が小さくても、これらの粒子が凝集して生成すると、凝集した部分に変形が集中するため、これらの粒子の凝集を抑制することで成形後の外観の低下を抑制できる。そのため、フェライトの好ましい平均粒径を５．０μｍ以上とすることが好ましい。より好ましくは８．０μｍ以上、さらに好ましくは１０．０μｍ以上、さらに好ましくは１５．０μｍ以上である。
鋼板におけるフェライトの平均結晶粒径は、以下の方法で求めることができる。具体的には、レペラー試薬にてエッチングした鋼板の表面から板厚方向に板厚の１／２の位置までの領域において５００倍の倍率にて１０視野観察し、Ａｄｏｂｅ社製「Ｐｈｏｔｏｓｈｏｐ ＣＳ５」の画像解析ソフトを用いて上記と同様に画像解析を行い、フェライトが占める面積分率とフェライトの粒子数とをそれぞれ算出する。それらを合算し、フェライトが占める面積分率をフェライトの粒子数で除すことにより、フェライトの粒子あたりの平均面積分率を算出する。この平均面積分率と粒子数とから、円相当直径を算出し、得られた円相当直径をフェライトの平均結晶粒径とする。
（硬質相の平均結晶粒径が１．０～５．０μｍ）
硬質相の平均結晶粒径が５．０μｍ以下であることで、成形後の外観の低下を抑制できる。そのため、鋼板における硬質相の好ましい平均結晶粒径は、５．０μｍ以下とすることが好ましい。より好ましくは４．５μｍ以下、さらに好ましくは４．０μｍ以下とする。
一方、硬質相の平均結晶粒径が、１．０μｍ以上であることで、硬質相の粒子が凝集して生成されやすくなることを抑制できる。硬質相の個々の粒子を小さくし且つこれらの粒子の凝集を抑制することで成形後の外観の低下を抑制できる。そのため、鋼板における硬質相の好ましい平均結晶粒径を１．０μｍ以上とすることが好ましい。より好ましくは１．５μｍ以上であり、さらに好ましくは２．０μｍ以上である。
硬質相の平均結晶粒径が５．０μｍ以下であることで、成形後の外観の低下を抑制できる。そのため、鋼板における硬質相の好ましい平均結晶粒径は、５．０μｍ以下とすることが好ましい。より好ましくは４．５μｍ以下、さらに好ましくは４．０μｍ以下とする。
一方、硬質相の平均結晶粒径が、１．０μｍ以上であることで、硬質相の粒子が凝集して生成されやすくなることを抑制できる。硬質相の個々の粒子を小さくし且つこれらの粒子の凝集を抑制することで成形後の外観の低下を抑制できる。そのため、鋼板における硬質相の好ましい平均結晶粒径を１．０μｍ以上とすることが好ましい。より好ましくは１．５μｍ以上であり、さらに好ましくは２．０μｍ以上である。
硬質相の平均結晶粒径は、以下の方法で求めることができる。具体的には、レペラー試薬にてエッチングした鋼板の表面から板厚方向に板厚の１／２の位置までの領域において５００倍の倍率にて１０視野観察し、Ａｄｏｂｅ社製「Ｐｈｏｔｏｓｈｏｐ ＣＳ５」の画像解析ソフトを用いて上記と同様に画像解析を行い、硬質相が占める面積分率と硬質相の粒子数とをそれぞれ算出する。それらを合算し、硬質相が占める面積分率を硬質相の粒子数で除すことにより、硬質相の粒子あたりの平均面積分率を算出する。この平均面積分率と粒子数とから、円相当直径を算出し、得られた円相当直径を硬質相の平均結晶粒径とする。
（板厚方向１／４位置での圧延方向における平均Ｍｎ濃度の板厚方向での最大と最小の差を、板厚方向１／４位置での平均Ｍｎ濃度で除した値Ｚ１が０．１１０以下である）
前述したように、値Ｘ１が０．０２５以下であることにより、鋼板をプレス成形したときにおけるゴーストラインの発生を抑制できる。本願発明者は、さらに、鋼板の板厚１／４位置でのＭｎ濃度の偏析の程度にも着目した。結果、図１を参照して説明すると、板厚方向１／４位置（観察範囲１１，１２）での圧延方向Ｌにおける平均Ｍｎ濃度（圧延方向平均Ｍｎ濃度Ｄ１２）の板厚方向Ｔでの最大と最小の差を、板厚方向１／４位置での平均Ｍｎ濃度（全体平均Ｍｎ濃度Ｄ１３）で除した値Ｚ１を０．１１０以下とすることが、鋼板およびこの鋼板をプレス成形した成形品の表面の面品質をより一層高くするのに有効であることに想到した。より好ましくは、値Ｚ１は０．０８０以下である。
前述したように、値Ｘ１が０．０２５以下であることにより、鋼板をプレス成形したときにおけるゴーストラインの発生を抑制できる。本願発明者は、さらに、鋼板の板厚１／４位置でのＭｎ濃度の偏析の程度にも着目した。結果、図１を参照して説明すると、板厚方向１／４位置（観察範囲１１，１２）での圧延方向Ｌにおける平均Ｍｎ濃度（圧延方向平均Ｍｎ濃度Ｄ１２）の板厚方向Ｔでの最大と最小の差を、板厚方向１／４位置での平均Ｍｎ濃度（全体平均Ｍｎ濃度Ｄ１３）で除した値Ｚ１を０．１１０以下とすることが、鋼板およびこの鋼板をプレス成形した成形品の表面の面品質をより一層高くするのに有効であることに想到した。より好ましくは、値Ｚ１は０．０８０以下である。
図１を参照してより具体的に説明すると、板厚方向１／４位置、すなわち、観察範囲１１，１２において、各深さ位置の圧延方向平均Ｍｎ濃度（圧延方向平均Ｍｎ濃度Ｄ１２）を上述した方法により算出する。次に、各深さ位置の圧延方向平均Ｍｎ濃度Ｄ１２について、板厚方向Ｔでの最大値と最小値の差Δ１を算出する。次いで、差Δ１を、板厚方向１／４位置、即ち、観察範囲１１，１２の全域での全体平均Ｍｎ濃度Ｄ１３で除した値Ｚ１（＝Δ１／Ｄ１３）を算出する。
（板厚方向１／２位置での圧延方向における平均Ｍｎ濃度の板厚方向での最大と最小の差を、板厚方向１／２位置での平均Ｍｎ濃度で除した値Ｚ２が０．１５０以下である）
前述したように、値Ｘ２が０．０３５以下であることにより、鋼板をプレス成形したときにおけるゴーストラインの発生を抑制できる。本願発明者は、さらに、鋼板の中心付近でのＭｎ濃度の偏析の程度にも着目した。結果、図１を参照して説明すると、板厚方向１／２位置での圧延方向Ｌにおける平均Ｍｎ濃度（圧延方向平均Ｍｎ濃度Ｄ２２）の板厚方向での最大と最小の差を、板厚方向１／２位置での平均Ｍｎ濃度（全体平均Ｍｎ濃度Ｄ２３）で除した値Ｚ２が０．１５０以下とすることが、鋼板およびこの鋼板をプレス成形した成形品の表面の面品質をより一層高くするのに有効であることに想到した。より好ましくは、値Ｚ２は０．１２０以下である。
前述したように、値Ｘ２が０．０３５以下であることにより、鋼板をプレス成形したときにおけるゴーストラインの発生を抑制できる。本願発明者は、さらに、鋼板の中心付近でのＭｎ濃度の偏析の程度にも着目した。結果、図１を参照して説明すると、板厚方向１／２位置での圧延方向Ｌにおける平均Ｍｎ濃度（圧延方向平均Ｍｎ濃度Ｄ２２）の板厚方向での最大と最小の差を、板厚方向１／２位置での平均Ｍｎ濃度（全体平均Ｍｎ濃度Ｄ２３）で除した値Ｚ２が０．１５０以下とすることが、鋼板およびこの鋼板をプレス成形した成形品の表面の面品質をより一層高くするのに有効であることに想到した。より好ましくは、値Ｚ２は０．１２０以下である。
図１を参照してより具体的に説明すると、板厚方向１／２位置、すなわち、観察範囲１３において、各深さ位置の平均Ｍｎ濃度（圧延方向平均Ｍｎ濃度Ｄ２２）を上述した方法により算出する。次に、各深さ位置の圧延方向平均Ｍｎ濃度Ｄ２２について、板厚方向Ｔでの最大値と最小値の差Δ２を算出する。次いで、差Δ２を、板厚方向１／２位置、即ち、観察範囲１３の全域での全体平均Ｍｎ濃度Ｄ２３で除した値Ｚ２（＝Δ２／Ｄ２３）を算出する。
本実施形態に係る鋼板は、鋼板の少なくとも一方の表面に、めっき層を有してもよい。めっき層としては、亜鉛めっき層および亜鉛合金めっき層、並びに、これらに合金化処理を施した合金化亜鉛めっき層および合金化亜鉛合金めっき層が挙げられる。
亜鉛めっき層および亜鉛合金めっき層は、溶融めっき法、電気めっき法、または蒸着めっき法で形成する。亜鉛めっき層のＡｌ含有量が０．５質量％以下であると、鋼板の表面と亜鉛めっき層との密着性を十分に確保することができるので、亜鉛めっき層のＡｌ含有量は０．５質量％以下が好ましい。
亜鉛めっき層が溶融亜鉛めっき層の場合、鋼板表面と亜鉛めっき層との密着性を高めるため、溶融亜鉛めっき層のＦｅ含有量は３．０質量％以下が好ましい。
亜鉛めっき層が電気亜鉛めっき層の場合、電気亜鉛めっき層のＦｅ含有量は、耐食性の向上の点で、０．５質量％以下が好ましい。
亜鉛めっき層が溶融亜鉛めっき層の場合、鋼板表面と亜鉛めっき層との密着性を高めるため、溶融亜鉛めっき層のＦｅ含有量は３．０質量％以下が好ましい。
亜鉛めっき層が電気亜鉛めっき層の場合、電気亜鉛めっき層のＦｅ含有量は、耐食性の向上の点で、０．５質量％以下が好ましい。
亜鉛めっき層および亜鉛合金めっき層は、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の１種または２種以上を、鋼板の耐食性および成形性を阻害しない範囲で、含有してもよい。特に、Ｎｉ、ＡｌおよびＭｇは、鋼板の耐食性の向上に有効である。
亜鉛めっき層または亜鉛合金めっき層は、合金化処理が施された、合金化亜鉛めっき層または合金化亜鉛合金めっき層であってもよい。溶融亜鉛めっき層または溶融亜鉛合金めっき層に合金化処理を施す場合、鋼板表面と合金化めっき層との密着性向上の観点から、合金化処理後の溶融亜鉛めっき層（合金化亜鉛めっき層）または溶融亜鉛合金めっき層（合金化亜鉛合金めっき層）のＦｅ含有量を７．０～１３．０質量％とすることが好ましい。溶融亜鉛めっき層または溶融亜鉛合金めっき層を有する鋼板に合金化処理を施すことで、めっき層中にＦｅが取り込まれ、Ｆｅ含有量が増量する。これにより、Ｆｅ含有量を７．０質量％以上とすることができる。すなわち、Ｆｅ含有量が７．０質量％以上である亜鉛めっき層は、合金化亜鉛めっき層または合金化亜鉛合金めっき層である。
めっき層中のＦｅ含有量は、次の方法により得ることができる。インヒビターを添加した５体積％ＨＣｌ水溶液を用いてめっき層のみを溶解除去する。ＩＣＰ－ＡＥＳ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ Ｃｏｕｐｌｅｄ Ｐｌａｓｍａ－Ａｔｏｍｉｃ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）を用いて、得られた溶解液中のＦｅ含有量を測定することで、めっき層中のＦｅ含有量（質量％）を得る。
（鋼板の板厚が０．２０ｍｍ～１．００ｍｍである）
本実施形態に係る鋼板の板厚は、特定の範囲に限定されないが、汎用性や製造性を考慮すると、０．２０～１．００ｍｍが好ましい。板厚を０．２０ｍｍ以上とすることで、鋼板形状を平坦に維持することが容易になり、寸法精度および形状精度を向上することができる。そのため、板厚は０．２０ｍｍ以上が好ましく、０．３５ｍｍ以上が好ましく、より好ましくは０．４０ｍｍ以上である。
一方、板厚が１．００ｍｍを超えると部材の軽量化効果が小さくなる。そのため、板厚は１．００ｍｍ以下が好ましく、０．７０ｍｍ以下が好ましく、より好ましくは０．６０ｍｍ以下である。鋼板の板厚は、マイクロメータで測定できる。
本実施形態に係る鋼板の板厚は、特定の範囲に限定されないが、汎用性や製造性を考慮すると、０．２０～１．００ｍｍが好ましい。板厚を０．２０ｍｍ以上とすることで、鋼板形状を平坦に維持することが容易になり、寸法精度および形状精度を向上することができる。そのため、板厚は０．２０ｍｍ以上が好ましく、０．３５ｍｍ以上が好ましく、より好ましくは０．４０ｍｍ以上である。
一方、板厚が１．００ｍｍを超えると部材の軽量化効果が小さくなる。そのため、板厚は１．００ｍｍ以下が好ましく、０．７０ｍｍ以下が好ましく、より好ましくは０．６０ｍｍ以下である。鋼板の板厚は、マイクロメータで測定できる。
次に、上述した鋼板をプレス成形することで製造できるプレス成形品について説明する。このプレス成形品は、上述した鋼板と同じ化学組成を有する。また、上記プレス成形品は、少なくとも一方の表面に上述しためっき層を備えていてもよい。上記プレス成形品は、上述した鋼板をプレス成形して得られるものであるため、ゴーストラインの発生が抑制されており、外観品質に優れる。
（鋼板が自動車外板パネルである）
鋼板をプレス成形することで形成されるプレス成形品の具体例としては例えば、自動車外板パネルが挙げられる。自動車外板パネルは、自動車の外観として直接消費者の目に触れる。このため、ゴーストラインが抑制され外観品質に優れた鋼板を用いて自動車外板パネルを構成することで、外観に優れていることで商品性の高い自動車を実現できる。自動車外板パネルの具体例として、自動車車体のドアアウタ等のパネル系部品が挙げられる。パネル系部品として、フードのアウターパネル、フェンダーパネル等のクオーターパネル、ドアアウターパネル、ルーフパネル等を例示できる。
鋼板をプレス成形することで形成されるプレス成形品の具体例としては例えば、自動車外板パネルが挙げられる。自動車外板パネルは、自動車の外観として直接消費者の目に触れる。このため、ゴーストラインが抑制され外観品質に優れた鋼板を用いて自動車外板パネルを構成することで、外観に優れていることで商品性の高い自動車を実現できる。自動車外板パネルの具体例として、自動車車体のドアアウタ等のパネル系部品が挙げられる。パネル系部品として、フードのアウターパネル、フェンダーパネル等のクオーターパネル、ドアアウターパネル、ルーフパネル等を例示できる。
＜製造方法について＞
次に、本実施形態に係る鋼板の好ましい製造方法について説明する。本実施形態に係る鋼板は、製造方法に関わらず上記の特徴を有していればその効果が得られる。しかしながら、以下の方法によれば安定して製造できるので好ましい。
次に、本実施形態に係る鋼板の好ましい製造方法について説明する。本実施形態に係る鋼板は、製造方法に関わらず上記の特徴を有していればその効果が得られる。しかしながら、以下の方法によれば安定して製造できるので好ましい。
具体的には、本実施形態に係る鋼板は、以下の工程（ｉ）～（ｖ）を含む製造方法によって製造することができる。
（ｉ）上記の化学組成を有する溶鋼を凝固させてスラブを成形するスラブ成形工程、
（ｉｉ）凝固直後のスラブを、スラブ中心部の温度が１１００～１４００℃において、圧下率３０～５０％で圧下して鋼片を成形する凝固後大圧下工程、
（ｉｉｉ）鋼片を、１１００℃以上に加熱し、圧延終了温度が９５０℃以下となるように熱間圧延して熱延鋼板を得た後、４５０～６５０℃で巻き取る熱間圧延工程、
（ｉｖ）巻き取った熱延鋼板を巻き戻して、累積圧下率であるＲＣＲが５０～９０％である冷間圧延を行って冷延鋼板を得る冷間圧延工程、
（ｖ）冷延鋼板を焼鈍し、その後必要に応じて上述しためっき層を形成する工程、
以下、各工程について説明する。
（ｉ）上記の化学組成を有する溶鋼を凝固させてスラブを成形するスラブ成形工程、
（ｉｉ）凝固直後のスラブを、スラブ中心部の温度が１１００～１４００℃において、圧下率３０～５０％で圧下して鋼片を成形する凝固後大圧下工程、
（ｉｉｉ）鋼片を、１１００℃以上に加熱し、圧延終了温度が９５０℃以下となるように熱間圧延して熱延鋼板を得た後、４５０～６５０℃で巻き取る熱間圧延工程、
（ｉｖ）巻き取った熱延鋼板を巻き戻して、累積圧下率であるＲＣＲが５０～９０％である冷間圧延を行って冷延鋼板を得る冷間圧延工程、
（ｖ）冷延鋼板を焼鈍し、その後必要に応じて上述しためっき層を形成する工程、
以下、各工程について説明する。
［スラブ成形工程］
スラブ成形工程では、所定の化学組成を有する溶鋼を、スラブに成形する。スラブ成形工程の製法については限定されない。例えば、転炉又は電気炉等を用いて上記化学組成の溶鋼を溶製し、連続鋳造法により製造したスラブを用いることができる。連続鋳造法に代えて、造塊法、薄スラブ鋳造法等を採用してもよい。
スラブ成形工程では、所定の化学組成を有する溶鋼を、スラブに成形する。スラブ成形工程の製法については限定されない。例えば、転炉又は電気炉等を用いて上記化学組成の溶鋼を溶製し、連続鋳造法により製造したスラブを用いることができる。連続鋳造法に代えて、造塊法、薄スラブ鋳造法等を採用してもよい。
［凝固後大圧下工程］
凝固後大圧下工程では、連続鋳造等で成形された凝固直後のスラブを圧下することで、スラブ成形時の温度を維持しつつ圧下する。凝固後大圧下工程までの間には、スラブは再加熱されないことが好ましく、スラブ中心温度が１１００℃を下回らない状態を維持される。凝固直後のスラブに大圧下を施すことで、スラブの表面付近および厚み中心付近に大きなひずみを付与することができ、静水圧応力を大きくできる。スラブ中心部の温度は１１００℃～１４００℃とする。スラブ中心部の温度が１１００℃以上であることによりスラブ内のＭｎ偏析の低減効果を大きくできるとともに、圧延設備にかかる負荷も小さくできる。また、スラブ中心部の温度が１４００℃以下であることによりスラブ中心部の温度が固相線温度を越えずに済み、圧下による内部割れを抑制できる。スラブ中心部の温度は、好ましくは、１１００℃以上１３００℃未満である。また、スラブの圧下率は３０～５０％とする。スラブの圧下率が３０％以上であることで、Ｍｎ偏析を十分に低減できる。スラブの圧下率の上限は特に制限されないが、５０％以下であることが、生産効率の点で好ましい。圧下のパス数は、好ましくは１パスであり、多くても３パスであることが、スラブに一度に大きな圧下を行うことで、Ｍｎ偏析の低減効果を確実に発揮できる点で好ましい。
なお、凝固後大圧下工程で得られるＭｎ偏析抑制効果は、粗圧延工程では得られない。粗圧延工程では１パス毎の圧下率が小さく設定され、複数パスで圧下を行いかつ圧延時の温度も低いため、凝固後大圧下のようなＭｎ偏析低減効果を出せず、ゴーストライン低減のための組織を作り込むことができるとはいえない。
凝固後大圧下工程では、連続鋳造等で成形された凝固直後のスラブを圧下することで、スラブ成形時の温度を維持しつつ圧下する。凝固後大圧下工程までの間には、スラブは再加熱されないことが好ましく、スラブ中心温度が１１００℃を下回らない状態を維持される。凝固直後のスラブに大圧下を施すことで、スラブの表面付近および厚み中心付近に大きなひずみを付与することができ、静水圧応力を大きくできる。スラブ中心部の温度は１１００℃～１４００℃とする。スラブ中心部の温度が１１００℃以上であることによりスラブ内のＭｎ偏析の低減効果を大きくできるとともに、圧延設備にかかる負荷も小さくできる。また、スラブ中心部の温度が１４００℃以下であることによりスラブ中心部の温度が固相線温度を越えずに済み、圧下による内部割れを抑制できる。スラブ中心部の温度は、好ましくは、１１００℃以上１３００℃未満である。また、スラブの圧下率は３０～５０％とする。スラブの圧下率が３０％以上であることで、Ｍｎ偏析を十分に低減できる。スラブの圧下率の上限は特に制限されないが、５０％以下であることが、生産効率の点で好ましい。圧下のパス数は、好ましくは１パスであり、多くても３パスであることが、スラブに一度に大きな圧下を行うことで、Ｍｎ偏析の低減効果を確実に発揮できる点で好ましい。
なお、凝固後大圧下工程で得られるＭｎ偏析抑制効果は、粗圧延工程では得られない。粗圧延工程では１パス毎の圧下率が小さく設定され、複数パスで圧下を行いかつ圧延時の温度も低いため、凝固後大圧下のようなＭｎ偏析低減効果を出せず、ゴーストライン低減のための組織を作り込むことができるとはいえない。
［熱間圧延工程］
凝固後大圧下されたスラブを、熱間圧延に先立って、１１００℃以上に加熱する。加熱温度を１１００℃以上とすることで、続く熱間圧延において圧延反力が過度に大きくならず、目的とする製品厚を得やすい。また、板形状の精度を高くでき、巻き取りをスムーズに行うことができる。
加熱温度の上限については限定する必要はないが、経済上の観点から、鋼片加熱温度は１３００℃未満とすることが好ましい。
凝固後大圧下されたスラブを、熱間圧延に先立って、１１００℃以上に加熱する。加熱温度を１１００℃以上とすることで、続く熱間圧延において圧延反力が過度に大きくならず、目的とする製品厚を得やすい。また、板形状の精度を高くでき、巻き取りをスムーズに行うことができる。
加熱温度の上限については限定する必要はないが、経済上の観点から、鋼片加熱温度は１３００℃未満とすることが好ましい。
熱間圧延工程では、上記の加熱温度に加熱された鋼片を熱間圧延する。
圧延終了温度は９５０℃以下とする。圧延終了温度を９５０℃以下とすることで、熱延鋼板の平均結晶粒径が過度に大きくならずに済む。この場合、最終の製品板の平均結晶粒径も小さくでき、十分な降伏強度の確保および成形後の高い表面品位の確保ができる。
熱間圧延工程における巻き取り温度は、好ましくは４５０～６５０℃とする。巻き取り温度を６５０℃以下とすることで、結晶粒径を微小にでき、十分な鋼板強度を確保できる。さらに、スケール厚さを抑制できることで、酸洗性を十分に確保できる。また、巻き取り温度を４５０℃以上とすることで、熱延鋼板の強度が過度に増加せずに済み、冷延工程を行う設備への負荷を抑制して生産性をより高くできる。
［冷間圧延工程］
冷間圧延工程では、累積圧下率であるＲＣＲが５０～９０％である冷間圧延を行って冷延鋼板を得る。所定の残留応力が付与された熱延鋼板を上記の累積圧下率で冷間圧延することで、焼鈍、冷却後に、所望の集合組織を有するフェライトが得られる。
冷間圧延工程では、累積圧下率であるＲＣＲが５０～９０％である冷間圧延を行って冷延鋼板を得る。所定の残留応力が付与された熱延鋼板を上記の累積圧下率で冷間圧延することで、焼鈍、冷却後に、所望の集合組織を有するフェライトが得られる。
累積圧下率ＲＣＲが５０％以上であることにより、鋼板の板厚から逆算して熱間圧延工程における鋼片の板厚を十分に確保でき、熱間圧延工程を行うことが現実的である。また、累積圧下率ＲＣＲが９０％以下であることにより、圧延荷重が大きくなり過ぎずに済み、板幅方向の材質の均一性を十分に確保できる。さらに、生産の安定性も十分に確保できる。そのため、冷間圧延における累積圧下率ＲＣＲを５０～９０％とする。
［焼鈍工程］
焼鈍工程では、７５０～９００℃の均熱温度まで冷延鋼板を加熱して保持する焼鈍を行う。均熱温度が７５０℃以上であることにより、フェライトの再結晶およびフェライトからオーステナイトへの逆変態が十分に進行し、所望の集合組織を得ることができる。一方、均熱温度が９００℃以下であることにより、結晶粒が緻密化し、十分な強度を得られる。さらに、加熱温度が過度に高くなく、生産性を高くできる。
焼鈍工程では、７５０～９００℃の均熱温度まで冷延鋼板を加熱して保持する焼鈍を行う。均熱温度が７５０℃以上であることにより、フェライトの再結晶およびフェライトからオーステナイトへの逆変態が十分に進行し、所望の集合組織を得ることができる。一方、均熱温度が９００℃以下であることにより、結晶粒が緻密化し、十分な強度を得られる。さらに、加熱温度が過度に高くなく、生産性を高くできる。
［冷却工程］
冷却工程では、焼鈍工程での均熱後の冷延鋼板を冷却する。冷却に際しては、均熱温度からの平均冷却速度が５．０～５０℃／秒となるように冷却する。上記平均冷却速度が５．０℃／秒以上であることにより、フェライト変態が過剰に促進されずに済み、マルテンサイト等の硬質相の生成量を多くして、所望の強度を得ることができる。また、平均冷却速度が５０℃／秒以下であることにより、鋼板の幅方向において鋼板をより均一に冷却できる。
冷却工程では、焼鈍工程での均熱後の冷延鋼板を冷却する。冷却に際しては、均熱温度からの平均冷却速度が５．０～５０℃／秒となるように冷却する。上記平均冷却速度が５．０℃／秒以上であることにより、フェライト変態が過剰に促進されずに済み、マルテンサイト等の硬質相の生成量を多くして、所望の強度を得ることができる。また、平均冷却速度が５０℃／秒以下であることにより、鋼板の幅方向において鋼板をより均一に冷却できる。
［めっき工程］
上記の方法で得られた冷延鋼板に、さらに、表面にめっき層を形成するめっき工程を行ってもよい。
上記の方法で得られた冷延鋼板に、さらに、表面にめっき層を形成するめっき工程を行ってもよい。
［合金化工程］
前記めっき工程で形成されためっき層に対し合金化を行ってもよい。合金化工程では、合金化温度は、例えば４５０～６００℃である。
前記めっき工程で形成されためっき層に対し合金化を行ってもよい。合金化工程では、合金化温度は、例えば４５０～６００℃である。
上記の製造方法によれば、凝固後大圧下を適用することで、ミクロ偏析に起因したＭｎ濃度の変動が小さくなり、高強度であり、成形後の表面凹凸の発生を抑制でき、優れた外観品質を有する本実施形態に係る鋼板を得ることができる。
次に、本発明の実施例について説明する。なお、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
表１の鋼片Ｎｏ．Ａ～Ｋに示す化学組成を有する鋼を溶製し、連続鋳造により厚みが２００～３００ｍｍのスラブを製造した。得られたスラブの一部について、スラブの中心温度が１１００℃を下回らない温度に維持しつつ、スラブ成形直後に表２に示すスラブ中心部温度および圧下率で圧下する凝固後大圧下を１パスで行った。なお、表２に示す鋼板Ｎｏ．Ａ３、Ｂ２、Ｃ２、およびＤ２では、凝固後大圧下を行わなかった。
次いで、凝固後大圧下された鋼片および凝固後大圧下されなかった鋼片を、表２に示す条件で熱間圧延を行い、巻き取った。
その後、コイルを巻き戻して、表２に示す累積圧下率ＲＣＲで冷間圧延を行って鋼板Ａ１～Ｋ１を得た。
その後、表３に示す条件で、焼鈍及び冷却を行った。また、一部の鋼板には、各種めっきを行い、表面にめっき層を形成した。表４中、ＣＲはめっきなし、ＧＩは溶融亜鉛めっき、ＧＡは合金化溶融亜鉛めっきを示す。
得られた製品板Ｎｏ．Ａ１ａ～Ｋ１ａに対し、マイクロメータを用いて板厚を測定した。
また、製品板Ｎｏ．Ａ１ａ～Ｋ１ａに対し、引張強さを測定した。引張強さは、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に準拠して評価した。試験片はＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１の５号試験片とした。引張試験片の採取位置は、板幅方向の端部から１／４部分とし、圧延方向に垂直な方向を長手方向とした。得られた引張強さが５００ＭＰａ以上であった場合、高強度であるとして合格と判定した。一方、得られた引張強さが５００ＭＰａ未満であった場合、強度に劣るとして不合格と判定した。
また、得られた製品板Ｎｏ．Ａ１ａ～Ｋ１ａの金属組織における硬質相の体積分率を上述した方法により測定した。製品板Ｎｏ．Ａ１ａ～Ｋ１ａの金属組織において、硬質相とフェライトの体積分率の合計は１００％である。
また、得られた製品板Ｎｏ．Ａ１ａ～Ｋ１ａの金属組織におけるフェライトの平均結晶粒径と硬質相の平均結晶粒径を上述した方法により測定した。
結果を表４に示す。
また、得られた製品板Ｎｏ．Ａ１ａ～Ｋ１ａに対し、板厚方向１／４位置の観察範囲１１，１２について、板厚方向Ｔにおける１μｍ毎の深さ位置において、圧延方向Ｌに測定間隔１μｍで６００点のＭｎ濃度（６００点のＭｎ濃度Ｄ１１）を上述した方法により測定した。そして、各深さ位置における圧延方向平均Ｍｎ濃度Ｄ１２、および、観察範囲１１，１２における全体平均Ｍｎ濃度Ｄ１３を算出した。そして、この測定結果を用いて、全体平均Ｍｎ濃度Ｄ１３と、値Ｘ１（標準偏差σ１／全体平均Ｍｎ濃度Ｄ１３）と、圧延方向平均Ｍｎ濃度Ｄ１２の最大値および最小値と、値Ｚ１{（圧延方向平均Ｍｎ濃度Ｄ１２の最大値－最小値）／全体平均Ｍｎ濃度Ｄ１３}と、を算出した。
また、得られた製品板Ｎｏ．Ａ１ａ～Ｋ１ａに対し、板厚方向１／２位置の観察範囲１３について、板厚方向Ｔにおける１μｍ毎の深さ位置において、圧延方向Ｌに測定間隔１μｍで６００点のＭｎ濃度（６００点のＭｎ濃度Ｄ２１）を上述した方法により測定した。そして、各深さ位置における圧延方向平均Ｍｎ濃度Ｄ２２、および、観察範囲１３における全体平均Ｍｎ濃度Ｄ２３を算出した。そして、この測定結果を用いて、全体平均Ｍｎ濃度Ｄ２３と、値Ｘ２（標準偏差σ２／全体平均Ｍｎ濃度Ｄ２３）と、圧延方向平均Ｍｎ濃度Ｄ２２の最大値および最小値と、値Ｚ２{（圧延方向平均Ｍｎ濃度Ｄ２２の最大値－最小値）／全体平均Ｍｎ濃度Ｄ２３}と、を算出した。
さらに、得られた製品板Ｎｏ．Ａ１ａ～Ｋ１ａに対し、圧延方向Ｌに１００μｍ以上連結した硬質相の面積率を上述の方法により測定した。
さらに、製品板Ｎｏ．Ａ１ａ～Ｋ１ａのそれぞれの成形後の表面粗さＷｚを測定した。なお、表面粗さＷｚは、鋼板がめっき層を有しない場合は鋼板の表面粗さのことであり、鋼板が表面にめっき層を有する場合はめっき層の表面粗さのことである。
成形後の鋼板の表面粗さは、以下の方法により求めた。
鋼板の端面から１００ｍｍ以上離れた位置から圧延方向と垂直な方向にＪＩＳ５号試験片を切り出し、５％の引張ひずみを付与する。次に、レーザー変位測定装置（キーエンスＶＫ－Ｘ１０００）を用いて、圧延方向と直角の方向に沿ってプロファイルを６０ライン測定する。このとき、評価長さは１０ｍｍとし、波長が０．８ｍ以下および２．５ｍ以上の成分は除去する。得られた結果から、ＪＩＳ Ｂ ０６０１：２００１に準拠して、断面曲線の最大山高さ（Ｗｚ）を求める。
鋼板の端面から１００ｍｍ以上離れた位置から圧延方向と垂直な方向にＪＩＳ５号試験片を切り出し、５％の引張ひずみを付与する。次に、レーザー変位測定装置（キーエンスＶＫ－Ｘ１０００）を用いて、圧延方向と直角の方向に沿ってプロファイルを６０ライン測定する。このとき、評価長さは１０ｍｍとし、波長が０．８ｍ以下および２．５ｍ以上の成分は除去する。得られた結果から、ＪＩＳ Ｂ ０６０１：２００１に準拠して、断面曲線の最大山高さ（Ｗｚ）を求める。
結果を表５に示す。
表１～表５に示される通り、化学組成、金属組織および値Ｘ１の何れもが好ましい範囲にある例（実施例）における表面粗さＷｚは、化学組成、金属組織および値Ｘ１の何れか一つ以上が本発明範囲を外れた例（比較例）における表面粗さＷｚよりも明らかに低く、板厚が薄くて軽量でありつつ強度および面品質に優れたものとなった。より詳細には、実施例は、何れも、引張強度が５００ＭＰａを超えており、且つ、表面粗さＷｚが０．３３以下であった。一方、比較例は、製品板Ｎｏ．Ｆ１ａ以外は、表面粗さＷｚが０．３５以上であり、面品質が十分ではなかった。また、比較例である製品板Ｎｏ．Ｆ１ａは、表面粗さが小さいものの、引張強さが５００ＭＰａに達しておらず、求められる強度を満たしていなかった。
図２は、本実施例および比較例について、板厚方向の各深さ位置における圧延方向平均Ｍｎ濃度Ｄ１２を示すグラフである。図２を参照して、製品板Ｎｏ．Ａ１ａ，Ａ３ａ（凝固後大圧下有りの実施例および凝固後大圧下無しの比較例）について、鋼板表面側の板厚方向１／４位置、１／２位置、鋼板裏面側の板厚方向１／４位置、のそれぞれにおける、板厚方向１００μｍの範囲について、圧延方向平均Ｍｎ濃度Ｄ１２，Ｄ２２上述の方法により測定した。板厚方向１／４位置（観察範囲１１，１２）、１／２位置（観察範囲１３）のそれぞれにおいて、実施例での列平均Ｍｎ濃度のばらつきは、比較例での列平均Ｍｎ濃度のばらつきと比べて明確に小さいことが分かる。よって、実施例では、Ｍｎの偏りが小さく、ミクロ偏析に起因したＭｎ濃度の変動が小さくなり、成形後の表面凹凸の発生を抑制できた。
図３は、本実施例および比較例（製品板Ｎｏ．Ａ１ａ～Ｋ１ａ）について、板厚方向１／４位置での圧延方向平均Ｍｎ濃度Ｄ１２の板厚方向での標準偏差σ１を、板厚方向１／４位置での全体平均Ｍｎ濃度Ｄ１３で除した値Ｘ１とＷｚの関係を示すグラフである。Ｘ１とＷｚが比例関係にあり、Ｘ１が小さいほどＷｚも小さくなることが分かった。
本発明に係る上記態様によれば、高強度であり、優れた外観品質を有する鋼板を提供することができる。
Claims (9)
- 化学組成が質量％で、
Ｃ：０．０３０％超～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％～０．８００％、
Ｔｉ：０％～０．２００％、
Ｎｂ：０％～０．１００％、
Ｖ：０％～０．２００％、
Ｃｒ：０％～０．８００％、
Ｎｉ：０％～０．２５０％
Ｏ：０％～０．０１００％、
Ｃｕ：０％～１．００％、
Ｗ：０％～１．００％、
Ｓｎ：０％～１．００％、
Ｓｂ：０％～０．２００％、
Ｃａ：０％～０．０１００％、
Ｍｇ：０％～０．０１００％、
Ｚｒ：０％～０．０１００％、
ＲＥＭ：０％～０．０１００％、
残部が鉄および不純物であり、
金属組織が、体積分率で７０～９５％のフェライトと、体積分率で５～３０％の硬質相とからなり、
板厚方向１／４位置での圧延方向における平均Ｍｎ濃度の板厚方向での標準偏差を、前記板厚方向１／４位置での平均Ｍｎ濃度で除した値Ｘ１が０．０２５以下である鋼板。 - 板厚方向１／２位置での圧延方向における平均Ｍｎ濃度の板厚方向での標準偏差を、前記板厚方向１／２位置での平均Ｍｎ濃度で除した値Ｘ２が０．０３５以下であることを特徴とする請求項１に記載の鋼板。
- 板厚方向１／４～１／２の領域において、圧延方向に１００μｍ以上連結した硬質相の面積が全硬質相の面積に対し３０％以下、であることを特徴とする請求項１または２に記載の鋼板。
- 前記フェライトの平均結晶粒径が５．０～３０μm、前記硬質相の平均結晶粒径が１．０～５．０μｍであることを特徴とする請求項１～３のいずれか一項に記載の鋼板。
- 前記板厚方向１／４位置での前記圧延方向における前記平均Ｍｎ濃度の前記板厚方向での最大と最小の差を、前記板厚方向１／４位置での前記平均Ｍｎ濃度で除した値Ｚ１が０．１１０以下であることを特徴とする請求項１～４のいずれか一項に記載の鋼板。
- 前記板厚方向１／２位置での前記圧延方向における前記平均Ｍｎ濃度の前記板厚方向での最大と最小の差を、前記板厚方向１／２位置での前記平均Ｍｎ濃度で除した値Ｚ２が０．１５０以下であることを特徴とする請求項１～５のいずれか一項に記載の鋼板。
- 前記硬質相が、マルテンサイト、ベイナイト、焼き戻しマルテンサイト、およびパーライトのいずれか１種以上からなることを特徴とする請求項１～６のいずれか一項に記載の鋼板。
- 前記鋼板の板厚が０．２０ｍｍ～１．００ｍｍであることを特徴とする、請求項１～７の何れか一項に記載の鋼板。
- 前記鋼板が自動車外板パネルであることを特徴とする、請求項１～８の何れか一項に記載の鋼板。
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